CA2694844C - Acier martensitique durci a teneur faible ou nulle en cobalt, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue - Google Patents
Acier martensitique durci a teneur faible ou nulle en cobalt, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue Download PDFInfo
- Publication number
- CA2694844C CA2694844C CA2694844A CA2694844A CA2694844C CA 2694844 C CA2694844 C CA 2694844C CA 2694844 A CA2694844 A CA 2694844A CA 2694844 A CA2694844 A CA 2694844A CA 2694844 C CA2694844 C CA 2694844C
- Authority
- CA
- Canada
- Prior art keywords
- traces
- steel
- ppm
- manufacturing
- steel according
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/04—Hardening by cooling below 0 degrees Celsius
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
- C21D1/58—Oils
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Acier caractérisé en ce que sa composition est, en pourcentages pondéraux : -C = 0,20 - 0,30% - Co = traces - 1%-Cr=2-5%-Al=1-2%-Mo+W/2=1-4%-V=traces-0,3%-Nb=traces-0,1%-B=traces-30 ppm-Ni=11-16% avec Ni >= 7 + 3,5 AI - Si = traces - 1,0% - Mn = traces - 2,0% - Ca = traces - 20 ppm - Terres rares = traces - 100 ppm - si N < 10 ppm, Ti + Zr/2 = traces - 100 ppm avec Ti + Zr/2 < 10 N - si 10 ppm < N< 20 ppm, Ti + Zr/2 = traces - 150 ppm - O = traces - 50 ppm -N = traces - 20 ppm - S = traces - 20 ppm - Cu = traces - 1 % - P = traces -200 ppm le reste étant du fer et des impuretés inévitables résultant de l'élaboration. Procédé de fabrication d'une pièce à partir de cet acier, et pièce ainsi obtenue.
Description
2 PCT/FR2008/051080 Acier martensitique durci à teneur faible ou nulle en cobalt, procédé de fa-brication d'une pièce à partir de cet acier, et pièce ainsi obtenue.
L'invention concerne un acier martensitique durci par un système du-plex, c'est-à-dire par une précipitation de composés intermétalliques et de carbu-res obtenue grâce à une composition de l'acier et un traitement thermique de vieil-lissement appropriés.
Cet acier propose - une très haute résistance mécanique, mais en même temps une ténacité
et une ductilité élevées, autrement dit une faible sensibilité à la rupture fragile ; cette très haute résistance subsiste à chaud, jusqu'à des tempé-ratures de l'ordre de 400`C ;
- de bonnes propriétés en fatigue, ce qui implique notamment l'absence d'inclusions nocives telles que des nitrures et des oxydes ; cette caracté-ristique doit être obtenue par une composition appropriée et des condi-tions d'élaboration du métal liquide soignées.
De plus, il est cémentable, nitrurable ou carbonitrurable, de manière à
pouvoir durcir sa surface pour lui conférer une bonne résistance à l'abrasion et en frottement lubrifié.
Les applications envisageables de cet acier concernent tous les domai-nes de la mécanique où sont requises des pièces de structure ou de transmission qui doivent combiner de très fortes charges, sous sollicitations dynamiques et en présence d'échauffement induit ou environnant. On citera, de manière non ex-haustive, les arbres de transmission, les arbres de boite de vitesse, les axes de roulements,...
La demande d'une excellente résistance mécanique à chaud empêche d'utiliser, dans certaines applications, les aciers au carbone ou les aciers dits faiblement alliés dont la résistance se dégrade à partir de 200`C. En outre, la ténacité de ces aciers n'est généralement plus satisfaisante lorsqu'ils sont traités pour des niveaux de résistance mécanique supérieurs à 2000 MPa, et, d'une ma-nière générale, leur limite élastique vraie est bien inférieure à leur résistance maximale mesurée à l'essai de traction : la limite élastique est donc un critère di-mensionnant qui devient pénalisant dans ce cas. On peut alors utiliser les aciers maraging, dont la limite élastique est notablement plus proche de leur valeur maximale de résistance à la traction, qui ont une résistance satisfaisante jusqu'à
350-400C, et qui offrent encore une bonne ténacité pour les très hauts niveaux de résistance mécanique. Mais ces aciers maraging contiennent assez systémati-quement des teneurs élevées en nickel, cobalt et molyybdène, tous éléments qui sont coûteux et sujets à des variations notables de leur cote sur le marché
des matières premières. Ils contiennent aussi du titane, utilisé pour sa forte contribu-tion au durcissement secondaire, mais qui est principalement en cause dans l'abaissement de la tenue en fatigue des aciers maraging dû au nitrure TiN, dont il est quasiment impossible d'éviter la formation lors de l'élaboration d'aciers n'en contenant même seulement que quelques dixièmes de pourcents.
Il a été proposé dans le document US-A-5,393,388 une composition d'acier à durcissement secondaire sans addition de titane, visant à améliorer la tenue à chaud et surtout à améliorer les propriétés en fatigue, la ductilité
et la té-nacité. Cette composition a l'inconvénient d'exiger une teneur en Co élevée (8 à
16%), ce qui rend l'acier très coûteux. (NB : dans le présent texte, toutes les te-neurs des différents éléments sont exprimées en % pondéraux).
Dans le document WO-A-2006/114499, on a proposé une composition d'acier martensitique durci et une suite de traitements thermiques optimisée adap-tée à cette composition qui, par rapport à l'art antérieur représenté par US-A-5,393,388, présentait l'avantage de n'exiger qu'une teneur plus réduite en cobalt, soit entre 5 et 7%. En ajustant les teneurs des autres éléments et les paramètres des traitements thermiques en conséquence, il a été possible d'obtenir des pièces proposant un ensemble de propriétés mécaniques très satisfaisantes, notamment pour les applications aéronautiques. Ce sont, notamment, une résistance à la trac-tion à froid comprise entre 2200 MPa et 2350 MPa, une ductilité et une résilience au moins égales à celles des meilleurs aciers à haute résistance, et à chaud (400~C) une résistance à la traction de l'ordre de 1800 MPa, ainsi que des proprié-tés de fatigue optimales.
Cet acier est dit à durcissement duplex , car son durcissement est obtenu par la précipitation durcissante simultanée de composés intermétalliques et de carbures de type M2C.
L'invention concerne un acier martensitique durci par un système du-plex, c'est-à-dire par une précipitation de composés intermétalliques et de carbu-res obtenue grâce à une composition de l'acier et un traitement thermique de vieil-lissement appropriés.
Cet acier propose - une très haute résistance mécanique, mais en même temps une ténacité
et une ductilité élevées, autrement dit une faible sensibilité à la rupture fragile ; cette très haute résistance subsiste à chaud, jusqu'à des tempé-ratures de l'ordre de 400`C ;
- de bonnes propriétés en fatigue, ce qui implique notamment l'absence d'inclusions nocives telles que des nitrures et des oxydes ; cette caracté-ristique doit être obtenue par une composition appropriée et des condi-tions d'élaboration du métal liquide soignées.
De plus, il est cémentable, nitrurable ou carbonitrurable, de manière à
pouvoir durcir sa surface pour lui conférer une bonne résistance à l'abrasion et en frottement lubrifié.
Les applications envisageables de cet acier concernent tous les domai-nes de la mécanique où sont requises des pièces de structure ou de transmission qui doivent combiner de très fortes charges, sous sollicitations dynamiques et en présence d'échauffement induit ou environnant. On citera, de manière non ex-haustive, les arbres de transmission, les arbres de boite de vitesse, les axes de roulements,...
La demande d'une excellente résistance mécanique à chaud empêche d'utiliser, dans certaines applications, les aciers au carbone ou les aciers dits faiblement alliés dont la résistance se dégrade à partir de 200`C. En outre, la ténacité de ces aciers n'est généralement plus satisfaisante lorsqu'ils sont traités pour des niveaux de résistance mécanique supérieurs à 2000 MPa, et, d'une ma-nière générale, leur limite élastique vraie est bien inférieure à leur résistance maximale mesurée à l'essai de traction : la limite élastique est donc un critère di-mensionnant qui devient pénalisant dans ce cas. On peut alors utiliser les aciers maraging, dont la limite élastique est notablement plus proche de leur valeur maximale de résistance à la traction, qui ont une résistance satisfaisante jusqu'à
350-400C, et qui offrent encore une bonne ténacité pour les très hauts niveaux de résistance mécanique. Mais ces aciers maraging contiennent assez systémati-quement des teneurs élevées en nickel, cobalt et molyybdène, tous éléments qui sont coûteux et sujets à des variations notables de leur cote sur le marché
des matières premières. Ils contiennent aussi du titane, utilisé pour sa forte contribu-tion au durcissement secondaire, mais qui est principalement en cause dans l'abaissement de la tenue en fatigue des aciers maraging dû au nitrure TiN, dont il est quasiment impossible d'éviter la formation lors de l'élaboration d'aciers n'en contenant même seulement que quelques dixièmes de pourcents.
Il a été proposé dans le document US-A-5,393,388 une composition d'acier à durcissement secondaire sans addition de titane, visant à améliorer la tenue à chaud et surtout à améliorer les propriétés en fatigue, la ductilité
et la té-nacité. Cette composition a l'inconvénient d'exiger une teneur en Co élevée (8 à
16%), ce qui rend l'acier très coûteux. (NB : dans le présent texte, toutes les te-neurs des différents éléments sont exprimées en % pondéraux).
Dans le document WO-A-2006/114499, on a proposé une composition d'acier martensitique durci et une suite de traitements thermiques optimisée adap-tée à cette composition qui, par rapport à l'art antérieur représenté par US-A-5,393,388, présentait l'avantage de n'exiger qu'une teneur plus réduite en cobalt, soit entre 5 et 7%. En ajustant les teneurs des autres éléments et les paramètres des traitements thermiques en conséquence, il a été possible d'obtenir des pièces proposant un ensemble de propriétés mécaniques très satisfaisantes, notamment pour les applications aéronautiques. Ce sont, notamment, une résistance à la trac-tion à froid comprise entre 2200 MPa et 2350 MPa, une ductilité et une résilience au moins égales à celles des meilleurs aciers à haute résistance, et à chaud (400~C) une résistance à la traction de l'ordre de 1800 MPa, ainsi que des proprié-tés de fatigue optimales.
Cet acier est dit à durcissement duplex , car son durcissement est obtenu par la précipitation durcissante simultanée de composés intermétalliques et de carbures de type M2C.
3 Toutefois, cet acier contient toujours des quantités de cobalt relative-ment importantes. Cet élément étant de toute façon onéreux et son prix étant sus-ceptible de subir des fluctuations importantes sur le marché des matières premiè-res, il serait important de trouver des moyens de réduire encore très sensiblement sa présence, notamment dans les matériaux destinés à des applications mécani-ques plus courantes que les applications aéronautiques.
Le but de l'invention est de proposer un acier utilisable, notamment, pour fabriquer des pièces mécaniques telles que des arbres de transmission, ou des éléments de structure, présentant une résistance mécanique à chaud encore améliorée mais aussi des propriétés en fatigue et une fragilité toujours adaptées à
ces usages. Cet acier devrait également avoir un coût de production plus faible que les aciers les plus performants connus actuellement pour ces usages, grâce, en particulier, à une teneur en cobalt significativement plus réduite.
A cet effet, l'invention a pour objet un acier caractérisé en ce que sa composition est, en pourcentages pondéraux :
-C=0,20-0,30%
-Co =traces- 1%
-Cr=2-5%
-AI=1-2%
-Mo+W/2=1-4%
- V = traces - 0,3%
- Nb = traces - 0,1%
- B = traces - 30 ppm - Ni= 11 -16%avecNi7+3,5AI
- Si = traces - 1,0%
- Mn = traces - 2,0%
- Ca = traces - 20 ppm - Terres rares = traces - 100 ppm - si N<_ 10 ppm, Ti + Zr/2 = traces - 100 ppm avec Ti + Zr/2 <_ 10 N
- si 10 ppm < N<_ 20 ppm, Ti + Zr/2 = traces - 150 ppm - O = traces - 50 ppm - N = traces - 20 ppm - S = traces - 20 ppm
Le but de l'invention est de proposer un acier utilisable, notamment, pour fabriquer des pièces mécaniques telles que des arbres de transmission, ou des éléments de structure, présentant une résistance mécanique à chaud encore améliorée mais aussi des propriétés en fatigue et une fragilité toujours adaptées à
ces usages. Cet acier devrait également avoir un coût de production plus faible que les aciers les plus performants connus actuellement pour ces usages, grâce, en particulier, à une teneur en cobalt significativement plus réduite.
A cet effet, l'invention a pour objet un acier caractérisé en ce que sa composition est, en pourcentages pondéraux :
-C=0,20-0,30%
-Co =traces- 1%
-Cr=2-5%
-AI=1-2%
-Mo+W/2=1-4%
- V = traces - 0,3%
- Nb = traces - 0,1%
- B = traces - 30 ppm - Ni= 11 -16%avecNi7+3,5AI
- Si = traces - 1,0%
- Mn = traces - 2,0%
- Ca = traces - 20 ppm - Terres rares = traces - 100 ppm - si N<_ 10 ppm, Ti + Zr/2 = traces - 100 ppm avec Ti + Zr/2 <_ 10 N
- si 10 ppm < N<_ 20 ppm, Ti + Zr/2 = traces - 150 ppm - O = traces - 50 ppm - N = traces - 20 ppm - S = traces - 20 ppm
4 -Cu =traces- 1%
- P = traces - 200 ppm le reste étant du fer et des impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Il contient de préférence C 0,20 - 0,25%.
Il contient de préférence Cr = 2 - 4%.
Il contient de préférence AI = 1 - 1,6%, mieux 1,4 - 1,6%.
Il contient de préférence Mo _ 1%.
Il contient de préférence Mo + W/2 = 1 - 2%.
Il contient de préférence V 0,2 - 0,3%.
Il contient de préférence Ni = 12 - 14%, avec Ni _ 7 + 3,5 AI.
Il contient de préférence Nb = traces - 0,05%.
Il contient de préférence Si = traces - 0,25%, mieux traces - 0,10%.
II contient de préférence O= traces - 10 ppm.
II contient de préférence N = traces - 10 ppm.
II contient de préférence S = traces - 10 ppm, mieux traces - 5 ppm.
Il contient de préférence P = traces - 100 ppm.
Sa température de transformation martensitique Ms mesurée est de préférence supérieure ou égale à 100`C.
Sa température de transformation martensitique Ms mesurée peut être supérieure ou égale à 140~C.
L'invention a aussi pour objet un procédé de fabrication d'une pièce en acier, caractérisé en ce qu'il comporte les étapes suivantes précédant le parachè-vement de la pièce lui procurant sa forme définitive :
- la préparation d'un acier ayant la composition précédente ;
- au moins une opération de mise en forme de cet acier ;
- un revenu d'adoucissement à 600-675~C pendant 4 à 20h suivi d'un refroidissement à l'air ;
- une mise en solution à 900-1000`C pendant au moin s 1 h, suivie par un refroidissement à l'huile ou à l'air suffisamment rapide pour éviter la précipita-tion de carbures intergranulaires dans la matrice d'austénite ;
- un vieillissement de durcissement à 475-600C, de préférence de 490-525~C pendant 5-20h.
Il comporte en outre de préférence un traitement cryogénique à-50`C
ou plus bas, de préférence à-80`C ou plus bas, pou r transformer toute l'austénite en martensite, la température étant inférieure de 150C ou davantage à Ms mesu-rée, au moins un desdits traitements durant au moins 4h et au plus 50h.
Il comporte en outre de préférence un traitement d'adoucissement de la martensite brute de trempe effectué à 150-250C pen dant 4-16h, suivi par un re-froidissement à l'air calme.
La pièce subit également de préférence une cémentation ou une nitru-ration ou une carbonitruration.
La nitruration peut être effectuée lors d'un cycle de vieillissement.
De préférence elle est alors effectuée entre 490 et 525~C pendant 5 à
100h.
Ladite nitruration ou cémentation ou carbonitruration peut être effectuée lors d'un cycle thermique préalablement ou simultanément à ladite mise en solu-tion.
L'invention a également pour objet une pièce mécanique ou pièce pour élément de structure, caractérisée en ce qu'elle est fabriquée selon le procédé
précédent.
Il peut s'agir notamment d'un arbre de transmission de moteur, ou d'un dispositif de suspension de moteur ou d'un élément d'atterrisseur ou d'un élément de boite de vitesses ou d'un axe de roulement.
Comme on l'aura compris, l'invention repose d'abord sur une composi-tion d'acier qui se distingue de l'art antérieur représenté par WO-A-notamment par une teneur en Co très faible, ne dépassant pas 1%, et pouvant être typiquement limitée aux traces résultant inévitablement de l'élaboration.
Les teneurs des autres éléments d'alliage significativement présents les plus courants ne sont que peu modifiées, mais certaines teneurs en impuretés doivent être maî-trisées avec soin.
Cette possibilité de se passer totalement de l'habituelle addition de co-balt dans des aciers martensitiques de la classe de ceux de l'invention est un ré-sultat particulièrement surprenant. L'acier selon l'invention ne contient donc plus de quantités importantes d'éléments d'addition coûteux, mis à part le nickel dont la teneur n'est cependant pas augmentée par rapport à l'art antérieur. Il est seule-ment nécessaire d'apporter un soin particulier lors de l'élaboration à une limitation de la teneur en azote à 20 ppm au maximum pour éviter autant que possible la formation de nitrures d'aluminium. Les teneurs maximales en titane et zirconium doivent aussi être limitées en conséquence pour éviter qu'ils ne forment des nitru-res avec l'azote résiduel.
Ces aciers ont un écart plastique (écart entre résistance à la rupture Rn, et résistance à l'allongement Rpo,2) intermédiaire entre ceux des aciers au carbone et des maragings. Pour ces derniers, l'écart est très faible, procurant une limite élastique élevée, mais une rupture rapide dès qu'elle est franchie. Les aciers de l'invention ont, de ce point de vue, des propriétés ajustables par la proportion des phases durcissantes et/ou du carbone.
L'acier de l'invention peut être usiné à l'état trempé, avec des outils adaptés à une dureté de 45HRC. Il est intermédiaire entre les maragings (usina-bles bruts de trempe puisqu'ils ont une martensite douce à bas carbone) et les aciers au carbone qui doivent être usinés essentiellement à l'état recuit.
Dans les aciers de la classe de ceux de l'invention, on réalise un dur-cissement duplex , c'est-à-dire obtenu conjointement par des intermétalliques de type 5-NiAI et par des carbures de type M2C, en présence d'austénite de réver-sion formée/stabilisée par un enrichissement en nickel obtenu par diffusion lors du vieillissement de durcissement, qui donne de la ductilité à la structure par forma-tion d'une structure sandwich (quelques % d'austénite stable et ductile entre les lattes de la martensite durcie).
Il faut éviter de former des nitrures, de Ti, de Zr et d'Al notamment, qui sont fragilisants : ils détériorent la ténacité et la tenue en fatigue. Comme ces ni-trures peuvent précipiter dès des teneurs de 1 à quelques ppm de N en présence de Ti, Zr et/ou AI, et que les moyens d'élaboration conventionnels permettent dif-ficilement d'atteindre moins de 5 ppm de N, l'acier de l'invention respecte les rè-gles suivantes.
On limite en principe toute addition de Ti (maximum autorisé : 100 ppm), et on limite N autant que possible. Selon l'invention, la teneur en N ne doit pas dépasser 20 ppm et, mieux, 10 ppm, et la teneur en Ti ne doit pas dépasser fois la teneur en N.
Néanmoins, une addition proportionnée de titane en fin d'élaboration au four sous vide est envisageable en vue de fixer l'azote résiduel et, ainsi, éviter la précipitation nocive du nitrure AIN. Comme il faut, toutefois, éviter la formation du nitrure TiN en phase liquide, car il devient grossier (de 5 à 10 pm ou davantage), l'addition de titane ne peut être pratiquée que pour une teneur résiduelle maxi-male en azote de 10 ppm dans le métal liquide, et toujours sans dépasser 10 fois cette valeur résiduelle en azote. Par exemple, pour une teneur finale de 8 ppm de N en fin d'élaboration, la teneur limite de l'addition éventuelle en titane est de 80 ppm.
On peut remplacer partiellement ou totalement Ti par Zr, ces deux élé-ments se comportant de façon assez comparable. Leurs masses atomiques étant dans un rapport de 2, si du Zr est ajouté en plus ou à la place du Ti il faut raison-ner sur la somme Ti + Zr/2 et dire que, en même temps que N<_ 10 ppm, - Ti + Zr/2 doit toujours être <_ 100 ppm ;
- et que Ti + Zr/2 doit être <_ 10 N.
Dans le cas où la teneur en N est supérieure à 10 ppm et inférieure ou égale à 20 ppm, Ti et Zr sont à considérer comme des impuretés à éviter, et la somme Ti + Zr/2 ne doit pas dépasser 150 ppm.
L'addition éventuelle de terres rares, en fin d'élaboration, peut aussi contribuer à fixer une fraction de N, outre le S et O. Dans ce cas, il faut s'assurer que la teneur résiduelle en terres rares reste inférieure à 100 ppm, et préférentiel-lement moins que 50 ppm, car ces éléments fragilisent l'acier lorsqu'ils sont pré-sents au-delà de ces valeurs. On pense que les oxynitrures de terres rares (par exemple de La) sont moins nocifs que les nitrures de Ti ou AI, du fait de leur forme globulaire qui les rendrait moins susceptibles de constituer des amorces de ruptu-res de fatigue. On a quand même intérêt à laisser subsister le moins possible de ces inclusions dans l'acier, grâce aux techniques d'élaboration soignées classi-ques.
Un traitement au calcium peut être pratiqué en vue de compléter la dé-soxydation/désulfuration du métal liquide. Ce traitement est préférentiellement conduit avec les éventuelles additions de Ti, Zr ou terres rares.
Le carbure M2C de Cr, Mo, W et V contenant très peu de Fe est privilé-gié pour ses propriétés durcissantes et non fragilisantes. Le carbure M2C est mé-tastable au regard des carbures d'équilibre M7C3 et/ou M6C et/ou M23C6. Il est sta-bilisé par Mo et W. La somme de la teneur en Mo et de la moitié de la teneur en W doit être d'au moins 1%. Il ne faut cependant pas dépasser Mo + W/2 = 4%
pour ne pas détériorer la forgeabilité (ou la déformabilité à chaud en général) et ne pas former des intermétalliques de la phase p de type Fe7Mo6, qui est l'une des phases durcissantes essentielles des aciers maraging classiques mais n'est pas souhaitée dans l'acier de l'invention. De préférence, Mo + W/2 est compris entre 1 et 2%. C'est également pour éviter la formation de carbures de Ti non durcissants et susceptibles de fragiliser les joints de grains qu'une limitation impérative à 100 ppm de la teneur en Ti des aciers selon l'invention est requise.
Cr et V sont des éléments qui activent la formation des carbures mé-tastables .
V forme aussi des carbures de type MC, stables jusqu'aux températu-res de mise en solution, qui bloquent les joints de grains et limitent le grossis-sement des grains lors des traitements thermiques à haute température. Il ne faut pas dépasser V = 0,3% pour ne pas fixer trop de C dans des carbures de V, lors du cycle de mise en solution, au détriment du carbure M2C de Cr, Mo, W, V dont on recherche la précipitation lors du cycle de vieillissement ultérieur. De préfé-rence la teneur en V est comprise entre 0,2 et 0,3%.
La présence de Cr (au moins 2%) permet de diminuer le taux de carbu-res de V et d'accroitre le taux de M2C. Il ne faut pas dépasser 5% pour ne pas trop favoriser la formation des carbures stables, en particulier M23C6. De préférence on ne dépasse pas 4% de Cr pour mieux assurer l'absence de M23C6 et ne pas trop abaisser la température Ms de début de transformation martensitique.
La présence de C favorise l'apparition de M2C par rapport à la phase p.
Mais une teneur excessive cause des ségrégations, un abaissement de Ms et amène des difficultés lors de la fabrication à l'échelle industrielle :
sensibilité aux tapures (fissurations superficielles lors d'un refroidissement rapide), usinabilité
difficile d'une martensite trop dure à l'état brut de trempe.... Sa teneur doit être comprise entre 0,20 et 0,30%, de préférence 0,20-0,25% pour ne pas conférer à
la pièce une dureté trop élevée qui pourrait nécessiter un usinage à l'état recuit. La couche superficielle des pièces pourra être enrichie en C par cémentation, nitrura-tion ou carbonitruration si une très grande dureté de surface est requise dans les applications envisagées.
Co retarde la restauration des dislocations et, donc, ralentit les méca-nismes de survieillissement à chaud dans la martensite. On pensait qu'il permet-tait ainsi de conserver une résistance à la traction à chaud élevée. Mais d'autre part, on soupçonnait que, comme le Co favorise la formation de la phase p préci-tée qui est celle qui durcit les aciers maraging de l'art antérieur au Fe-Ni-Co-Mo, sa présence massive contribuait à diminuer la quantité de Mo et/ou de W
disponi-ble pour former des carbures M2C qui contribuent au durcissement selon le méca-nisme que l'on veut favoriser.
D'autre part, le cobalt relève quelque peu la température de transition ductile/fragile, ce qui n'est pas favorable, en particulier dans des compositions à
teneurs en nickel plutôt basses, tandis que, contrairement à ce qui a pu être cons-taté dans d'autres aciers, le cobalt ne relève pas de manière évidente le point de transformation Ms des compositions de l'invention et n'a donc pas d'intérêt mani-feste non plus sur ce plan.
La teneur en Co (5 à 7%) proposée dans les aciers de WO-A-2006/114499, en combinaison avec les teneurs des autres éléments, résultait de la recherche d'un compromis entre ces divers avantages et inconvénients.
Cependant, les inventeurs ont constaté que contrairement aux préjugés en vigueur chez les métallurgistes spécialistes du domaine de l'invention, la pré-sence de cobalt n'était pas indispensable à l'obtention, notamment, d'une résis-tance mécanique élevée dans les aciers maraging à durcissement duplex. Son absence peut, même, présenter l'avantage d'offrir un meilleur compromis entre la résistance à la traction Rm et la ténacité Kv. Mais elle doit aller de pair avec des tolérances resserrées sur les teneurs en certaines impuretés, et de préférence avec un ajustement des teneurs en certains éléments garantissant une tempéra-ture Ms mesurée suffisamment élevée.
Ni et AI sont liés dans l'invention, où Ni doit être _ 7 + 3,5 AI. Ce sont les deux éléments essentiels qui participent à une bonne part du durcissement par vieillissement, grâce à la précipitation de la phase intermétallique nanométrique de type B2 (NiAI par exemple). C'est cette phase qui confère une large part de la résistance mécanique à chaud, jusqu'à environ 400 C. Le nickel est aussi l'élément qui réduit la fragilité par clivage car il abaisse la température de transi-tion ductile/fragile des martensites. Si AI est trop élevé par rapport à Ni, la matrice martensitique est trop fortement appauvrie en nickel à la suite de la précipitation du précipité durcissant NiAI lors du vieillissement. Cela est dommageable pour les critères de ténacité et de ductilité, car l'abaissement de la teneur en nickel dans la phase martensitique conduit au relèvement de sa température de transition duc-tile/fragile, donc à sa fragilisation à des températures voisines de l'ambiante. En outre, le nickel favorise la formation d'austénite de réversion et/ou stabilise la frac-tion d'austénite résiduelle (éventuellement présente), lors du cycle de vieillisse-ment. Ces mécanismes sont favorables aux critères de ductilité et de ténacité, mais aussi de stabilité structurale de l'acier. Si la matrice vieillie est trop appauvrie en nickel, ces mécanismes vertueux sont minorés ou inhibés : on n'a plus de po-tentiel d'austénite de réversion. A l'inverse, si on a trop de Ni, on réduit exagéré-ment le taux de phase durcissante de type NiAI en exagérant le taux d'austénite de réversion dans laquelle AI reste largement en solution.
En fin de trempe, il ne faut pas avoir d'austénite résiduelle (< 3%), et il faut se retrouver avec une structure essentiellement martensitique. A cet effet, il faut ajuster les conditions de la trempe, en particulier la température de fin de re-froidissement, et aussi la composition de l'acier. Cette dernière détermine la tem-pérature Ms de début de transformation martensitique qui, selon l'invention, doit de préférence rester égale ou supérieure à 140~C si on ne pratique pas de cycle cryogénique, et doit de préférence être égale ou supérieure à 100`C si on pratique un cycle cryogénique.
Ms est habituellement calculée selon la formule classique de la littéra-ture : Ms = 550 - 350 x C% - 40 x Mn% - 17 x Cr% - 10 x Mo% - 17 x Ni% - 8 x W% - 35 x V% - 10 x Cu% - 10 x Co% + 30 x AI% C. T outefois, l'expérience mon-tre que cette formule n'est que très approximative, en particulier parce que les ef-fets de Co et de AI sont très variables d'un type d'acier à l'autre. Pour savoir si un acier est conforme ou non à l'invention, il faut donc se baser sur des mesures de la température Ms réelle, effectuées par exemple par dilatométrie comme cela est classique. La teneur en Ni est une des variables d'ajustement possibles de Ms.
La température de fin de refroidissement après trempe doit être infé-rieure à Ms réelle -150~C, préférentiellement inférieure à Ms réelle -200~C, afin d'assurer une pleine transformation martensitique de l'acier. Pour les compositions les plus enrichies en C et Ni en particulier, cette température de fin de refroidis-sement peut être obtenue à la suite d'un traitement cryogénique appliqué immé-diatement à la suite d'un refroidissement à température ambiante depuis la tem-pérature de mise en solution. On peut aussi appliquer le traitement cryogénique non à partir de la température ambiante, mais après une trempe isotherme se terminant à une température un peu supérieure à Ms, préférentiellement entre Ms et Ms + 50`C. La vitesse globale de refroidissement doit être la plus élevée possi-ble de façon à éviter les mécanismes de stabilisation de l'austénite résiduelle riche en carbone. Il n'est cependant pas toujours très utile de rechercher des tempéra-tures cryogéniques inférieures à - 100C car l'agit ation thermique de la structure peut y devenir insuffisante pour produire la transformation martensitique.
D'une façon générale, il est préférable que la valeur Ms de l'acier soit supérieure ou égale à 100`C si on applique un cycle cryogénique, et supérieure ou égale à
140~C en l'absence de ce cycle cryogénique. La durée du cycle cryogénique, si nécessaire, est comprise entre 4 et 50 heures, préférentiellement de 4 à 16 heu-res, et encore préférentiellement de 4 à 8 heures. On peut pratiquer plusieurs cy-cles cryogéniques, l'essentiel étant qu'au moins l'un d'entre eux ait les caractéris-tiques précitées.
On doit avoir AI = 1-2%, de préférence 1-1,6%, mieux 1,4-1,6%, et Ni =
11-16%, avec Ni _ 7 + 3,5 AI. Idéalement on a 1,5% d'AI et 12-14% de Ni. Ces conditions favorisent la présence de NiAI ce qui augmente la résistance à la trac-tion Rn,, dont on constate également qu'elle n'est pas trop détériorée par l'absence de Co si les autres conditions de l'invention sont réunies. La limite élastique Rpo,2 est influencée de la même façon que Rn,.
Par rapport aux aciers connus de US-A-5 393 388, où on recherche une présence élevée d'austénite de réversion pour avoir une ductilité et une téna-cité élevée, les aciers de la classe de l'invention privilégient la présence des pha-ses durcissantes B2, notamment NiAI, pour obtenir une résistance mécanique éle-vée à chaud. Le respect des conditions sur Ni et AI qui ont été données assure une teneur potentielle suffisante d'austénite de réversion pour conserver une duc-tilité et une ténacité convenables pour les applications envisagées.
Il est possible d'ajouter du B, mais pas plus de 30ppm pour ne pas dé-grader les propriétés de l'acier.
Il est également possible d'ajouter du Nb pour contrôler la taille des grains lors d'un forgeage ou d'une autre transformation à chaud, à une teneur ne dépassant pas 0,1%, de préférence ne dépassant pas 0,05% pour éviter des sé-grégations qui pourraient être excessives. L'acier, selon l'invention accepte donc des matières premières pouvant contenir des teneurs résiduelles en Nb non né-gligeables.
Une caractéristique des aciers de la classe de l'invention est aussi la possibilité de remplacer au moins une partie de Mo par W. A fraction atomique équivalente, W ségrège moins à la solidification que Mo et apporte un surcroît de tenue mécanique à chaud. Il a l'inconvénient d'être coûteux et on peut optimiser ce coût en l'associant à Mo. Comme on l'a dit, Mo + W/2 doit être compris entre 1 et 4%, de préférence entre 1 et 2%. On préfère conserver une teneur minimale en Mo de 1% pour limiter le coût de l'acier, d'autant que la tenue à haute température n'est pas un objectif prioritaire de l'acier de l'invention.
Cu peut aller jusqu'à 1%. Il est susceptible de participer au durcisse-ment à l'aide de sa phase epsilon, et la présence de Ni permet de limiter ses ef-fets nocifs, en particulier l'apparition de criques superficielles lors du forgeage des pièces, que l'on constate lors d'additions de cuivre dans des aciers ne contenant pas de nickel. Mais sa présence n'a rien d'indispensable et il peut n'être présent qu'à l'état de traces résiduelles, issues des pollutions des matières premières.
Le manganèse n'est a priori pas utile à l'obtention des propriétés de l'acier visées, mais il n'a pas d'effet néfaste reconnu ; en outre, sa faible tension de vapeur aux températures de l'acier liquide fait que sa concentration est diffici-lement maitrisable en élaboration sous vide et refusion sous vide : sa teneur peut varier en fonction de la localisation radiale et axiale dans un lingot refondu.
Comme il est souvent présent dans les matières premières, et pour les raisons ci-dessus, sa teneur sera préférentiellement au plus de 0,25%, et en tous cas limitée à 2% au plus car de trop fortes variations de sa concentration dans un même pro-duit nuiront à la répétitivité des propriétés.
Le silicium est connu pour avoir un effet de durcissement en solution solide de la ferrite et, à l'instar du cobalt, pour diminuer la solubilité de certains éléments ou de certaines phases dans la ferrite. Néanmoins, l'acier de l'invention se passe d'une addition significative de cobalt, et il en est de même de l'addition de silicium, d'autant plus que, en outre, le silicium favorise généralement la préci-pitation de phases intermétalliques néfastes dans les aciers complexes (phase de Laves, siliciures...). Sa teneur sera limitée à 1%, préférentiellement à moins de 0,25% et encore préférentiellement à moins de 0,1%.
De manière générale, les éléments pouvant ségréger aux joints de grains et les fragiliser, comme P et S, doivent être contrôlés dans les limites sui-vantes : S = traces - 20ppm, de préférence traces - 10ppm, mieux traces -5ppm, et P = traces - 200ppm, de préférence traces -100ppm, mieux traces-50 ppm.
On peut utiliser Ca comme désoxydant et comme capteur de soufre, en le retrouvant résiduellement au final (<_ 20ppm). De même, des résidus de terres rares peuvent subsister au final (<_ 100ppm) à la suite d'un traitement d'affinage du métal liquide où elles auraient été utilisées pour capter O, S et/ou N.
L'utilisation de Ca et de terres rares à ces effets n'étant pas obligatoire, ces éléments peuvent n'être présents qu'à l'état de traces dans les aciers de l'invention.
La teneur en oxygène acceptable est de 50 ppm au maximum, de pré-férence 10 ppm au maximum.
A titre d'exemples, on a testé des échantillons d'acier dont les composi-tions (en pourcentages pondéraux) sont reportées dans le tableau 1:
A (réf.) B (réf.) C (réf.) D (réf.) E (réf.) F (réf.) G (réf.) H (inven-tion) C% 0,233 0,247 0,239 0,244 0,247 0,19 0,22 0,21 Si% 0,082 0,031 0,031 0,037 0,030 0,05 0,04 0,05 Mn% 0,026 0,030 0,033 0,033 0,030 0,02 < 0,03 0,04 S ppm 1,0 7,3 3,8 6,1 6,7 7 7 6 P ppm 54 <30 <30 <30 <30 28 < 50 29 Ni% 13,43 13,31 12,67 12,71 13,08 13,00 14,70 12,95 Cr% 2,76 3,08 3,38 3,38 3,29 3,66 3,19 3,17 Mo% 1,44 1,53 1,52 1,53 1,53 1,50 1,67 1,50 AI% 0,962 1,01 1,50 1,50 1,49 1,56 1,68 1,54 Co% 10,25 10,35 6,18 6,24 6,33 6,00 < 0,10 < 0,10 Cu% 0,014 <0,010 0,011 0,012 0,011 < 0,030 <0,020 < 0,030 Ti% <0,020 <0,020 <0,020 <0,020 <0,020 < 0,005 0,022 <0,005 Nb% <0,0050 <0,0050 <0,0050 <0,0050 0,054 < 0,005 <0,010 <0,005 B ppm <10 <5 <5 29 <5 <5 <5 <5 Ca ppm <50 <50 <50 <50 <50 <10 <10 <10 N ppm <3 13 13 12 14 3 28 <3 O ppm <3 4,8 3,4 4,4 7,7 <3 7,5 <3 V% <0,010 0,252 0,245 0,254 0,253 0,006 0,208 0,250 Ms - 188 176 140 141 186 90 187 mesu-rée `1C
Tableau 1 Composition et températures Ms mesurées des échantil-lons testés La teneur en Co < 0,10% des échantillons G et H correspond à la limite de précision habituelle de l'analyse de cet élément. Dans les deux cas, aucune addition volontaire de Co n'a été effectuée.
Les éléments non cités dans le tableau ne sont présents au plus qu'à
l'état de traces résultant de l'élaboration.
L'acier de référence A correspond à un acier selon US-A-5 393 388, ayant donc une teneur en Co élevée.
L'acier de référence B correspond à un acier comparable à l'acier A, auquel on a ajouté du V sans modifier la teneur en Co.
L'acier de référence C correspond à un acier selon WO-A-2006/114499 notamment en ce que, par rapport aux aciers A et B, on a augmenté sa teneur en AI et diminué sa teneur en Co.
L'acier de référence D a subi par rapport à C une addition de B.
L'acier de référence E a subi par rapport à C une addition de Nb.
L'acier de référence F se distingue de C essentiellement par l'absence d'une addition significative de V, compensée par une plus faible teneur en C, et une plus grande pureté en éléments résiduels.
L'acier de référence G se distingue de F par une teneur en Co très fai-ble qui serait conforme à l'invention, la présence de V à un niveau comparable à
celui de C, D et E, et une teneur en Ni plus élevée, mais qui, prise isolément, se-rait néanmoins conforme à l'invention. Mais ses teneurs en Ti et N sont légère-ment supérieures à ce que l'invention tolère. L'expérience montre aussi que sa température Ms mesurée est sensiblement trop faible par rapport aux exigences de l'invention, la teneur en Ni relativement élevée n'étant pas compensée par des teneurs en Cr, Mo, AI et V qui seraient relativement basses.
L'acier H est conforme à l'invention à tous points de vue, notamment sa très faible teneur en Co et sa grande pureté en N et Ti. Egalement, sa teneur en O
est très faible. Enfin, sa température Ms mesurée est tout à fait conforme à
l'invention.
Ces échantillons ont été forgés à partir de lingots de 200kg en plats de 75 x 35mm dans les conditions suivantes. Un traitement d'homogénéisation d'au moins 16 heures à 1250C est suivi d'une première opération de forgeage desti-née à fractionner les structures grossières des lingots ; des demi-produits de sec-tion carrée de 75 x 75 mm ont ensuite été forgés après une remise en température à 1180C ; finalement, chaque demi-produit a été pl acé dans un four à 950`C, puis a été forgé à cette température sous la forme de plats de 75 x 35 mm dont la structure granulaire est affinée par ces opérations successives.
De plus, les échantillons ont subi un revenu d'adoucissement à une température d'au moins 600C. L'expérience montre q u'il est nécessaire pour ob-tenir une complète recristallisation de l'acier lors de la mise en solution qui suivra.
En l'occurrence, ce revenu d'adoucissement a été effectué à 650`C pendant 8h et suivi d'un refroidissement à l'air. Grâce à cela, les produits bruts de transforma-tions thermomécaniques peuvent subir sans problèmes particuliers les opérations de parachèvement (redressage, écroûtage, usinage...) conférant à la pièce sa forme définitive.
Après le forgeage et le revenu d'adoucissement, les échantillons ont subi :
- une mise en solution à 935C pendant 1 h puis un refroidissement par trempe à l'huile ;
- un traitement cryogénique à-80`C pendant 8h ; sp écifiquement pour l'échantillon H, on y a ajouté un autre traitement cryogénique à-120~C pendant 2h ;
- un revenu de détente de 16h à 200`C ;
- un vieillissement de durcissement à 500C pendant 12h puis un re-froidissement à l'air.
Les propriétés des échantillons (résistance à la traction Rn, en sens long, limite élastique Rpo,2, élongation A5d, striction Z, résilience KV, ténacité K1 c, taille du grain ASTM) sont reportées dans le tableau 2. Elles sont ici mesurées à la température ambiante normale.
R,r Rpo,2 A5d Z KV K1c Grain (Mpa) (Mpa) (%) (%) (J) (MPa ASTM
Vm) A 2075 1915 11,5 59 26/30 57 8 B 2115 1963 11,3 60 27/27 57,1 8 C 2274 1982 10,6 54 23/24 43,5 8 D 2286 1970 10,9 56 20/23 44,3 8 E 2270 1961 10,3 52 21/24 46,6 9 F 2060 1904 10,4 59 21/23 59 7 G 2149 1715 10,2 52 28/28 - 7 H 2077 1866 10,9 62 34/35 70,4 7 Tableau 2 : Propriétés des échantillons testés On voit que les échantillons de référence C, D et E présentent une ré-sistance à la traction très supérieure à celle des échantillons de référence A
et B.
La limite élastique est au moins du même ordre de grandeur. En contrepartie de ce relèvement de la résistance à la traction, les propriétés de ductilité
(striction et allongement à la rupture), de ténacité et de résilience sont abaissées, dans le cas des traitements thermiques décrits et appliqués. Le compromis résistance/ténacité
recherché peut être ajusté à l'aide d'une modification des conditions de vieillisse-ment.
L'échantillon de référence B montre que la seule addition de V à l'acier A ne procure qu'une amélioration de certaines propriétés, et dans des proportions le plus souvent moins importantes que dans le cas des aciers à teneur en Co ré-duite ou nulle C à H.
En particulier, l'augmentation de l'AI, dans les aciers C à H, conjuguée au maintien d'une teneur en Ni élevée, rend la phase durcissante NiAI plus pré-sente et est un facteur essentiel de l'amélioration de la résistance à la traction ou de son maintien à une valeur convenablement élevée.
Les additions de B et Nb des échantillons D et E respectivement ne sont pas nécessaires pour l'obtention des résistances mécaniques élevées visées prioritairement dans les aciers de la classe de l'invention. Cependant, l'addition de Nb permet d'affiner la taille de grain, décrite par l'indice ASTM
conventionnel (les valeurs ASTM les plus élevées correspondant aux grains les plus fins).
Après le revenu d'adoucissement à 650C pendant 8h et refroidisse-ment à l'air, une mise en solution à 935C pendant 1 heure suivie d'un refroidis-sement à l'huile, puis un traitement cryogénique à-80C pendant 8h, puis un dé-tensionnement à 200`C pendant 8h (sur les éprouvettes de traction) ou 16h (sur les éprouvettes de résilience en vue de faciliter l'usinage de l'entaille en V
de l'éprouvette Charpy ; ce revenu basse température a pour seul effet d'adoucir de quelques unités HRC la structure brute de trempe), puis un vieillissement à
pendant 12h suivi d'un refroidissement à l'air, ont permis d'obtenir en sens long à
20~C un excellent compromis entre résistance à la t raction, ductilité et résilience.
Des expériences complémentaires montrent qu'en sens travers, les va-leurs de résilience demeurent acceptables. A 400C, la résistance à la traction demeure très élevée, et des teneurs en Co relativement faibles comme dans les échantillons C à F ou, selon l'invention, presque ou franchement négligeables, comme dans les échantillons G et H, sont compatibles avec la résolution de ces aspects des problèmes posés.
L'échantillon G montre que la forte diminution, allant jusqu'à la sup-pression totale, du cobalt, peut permettre quand même de conserver une résis-tance à la traction élevée. Les propriétés de ductilité, de manière surprenante, sont également améliorées. La limite élastique est, cependant, assez sensible-ment détériorée dans le cas de l'échantillon G, en relation avec une plus grande quantité d'austénite dispersée dans la structure, due à la teneur élevée en Ni de cet échantillon. Celle-ci contribue à un abaissement excessif de la Ms mesurée qui n'est pas compensé par des ajustements des teneurs des autres éléments.
En revanche, dans le cas de l'échantillon H, conforme en tous points à
la composition selon l'invention, et dont la température Ms est suffisamment éle-vée, on obtient :
- une résistance à la traction qui demeure élevée, et pourrait être, en cas de besoin, encore améliorée par une augmentation de la teneur en C qui favo-riserait le durcissement par trempe et formation de carbures secondaires ; une résistance à la traction de l'ordre de 2300 MPa serait ainsi accessible pour une teneur en C de 0,25% environ ;
- une limite élastique sensiblement améliorée par rapport à l'échantillon G;
- et surtout des propriétés de ductilité remarquables, supérieures à cel-les de tous les échantillons de référence, permettant de réaliser un bon compro-mis entre résistance à la traction et ténacité, cette caractéristique étant très impor-tante dans le cadre des applications privilégiées envisagées pour l'acier de l'invention.
Les teneurs en N et Ti un peu trop élevées dans l'échantillon G par rapport aux exigences de l'invention, et aussi sa teneur en oxygène un peu plus élevée, contribuent également en partie à ses performances moins bonnes que celles de l'échantillon H. Un autre facteur à considérer pour cet échantillon G est une teneur en S qui n'est pas particulièrement basse, et qui tend à dégrader la ténacité si elle n'est pas compensée par d'autres caractéristiques qui seraient fa-vorables à cette propriété. Enfin, comme on l'a dit, cet échantillon G a une teneur en Ni assez élevée (quoique demeurant dans la gamme de l'invention), qui abaisse Ms et favorise donc le maintien d'un taux d'austénite résiduelle possible-ment trop élevé, même à l'issue du traitement cryogénique plus particulièrement poussé (à -80C puis à-120`C) qui a été subi par c et échantillon.
En revanche, l'échantillon H selon l'invention, qui n'a été traité cryogé-niquement qu'à -80`C, mais qui a une teneur en Ni j udicieusement ajustée, des teneurs en impuretés minimales à tous points de vue et une température Ms me-surée suffisamment élevée, répond très bien aux problèmes posés.
De manière générale, un mode de traitement thermique optimisé de l'acier selon l'invention pour l'obtention au final d'une pièce présentant les proprié-tés souhaitées est, après la mise en forme de l'ébauche de la pièce et avant le parachèvement procurant à la pièce sa forme définitive :
- un revenu d'adoucissement à 600-675`C pendant 4 à 20h suivi d'un re-froidissement à l'air ;
- une mise en solution à 900-1000`C pendant au moin s 1 h, suivie par un re-froidissement à l'huile ou à l'air suffisamment rapide pour éviter la précipitation de carbures intergranulaires dans la matrice d'austénite ;
- si nécessaire, un traitement cryogénique à-50C ou plus bas, de préfé-rence à-80C ou plus bas, pour transformer toute I'austénite en martensite, la température étant inférieure de 150`C ou davantage à Ms, préférentiellement infé-rieure d'environ 200`C, un au moins desdits traitem ents cryogéniques durant au moins 4h et au plus 50h ; pour les compositions ayant, notamment, une teneur en Ni relativement basse qui conduit à une température Ms relativement élevée, ce traitement cryogénique est moins utile ;
- optionnellement un traitement d'adoucissement de la martensite brute de trempe effectué à 150-250C pendant 4-16h, suivi pa r un refroidissement l'air calme ;
- un vieillissement de durcissement à 475-600C, de préférence de 490-525~C pendant 5-20h; un vieillissement en dessous d e 490C n'est pas toujours recommandé car le carbure métastable M3C pourrait encore être présent et appor-terait une fragilité à la structure; les vieillissements au-delà de 525~c peuvent provoquer une perte de résistance mécanique par vieillissement, sans gain nota-ble de ténacité ou de ductilité.
Dans les exemples qui ont été décrits, les opérations de mise en forme de l'acier suivant sa coulée et précédant le revenu d'adoucissement et les autres traitements thermiques ont consisté en un forgeage. Mais d'autres types de trai-tements thermomécaniques de mise en forme à chaud peuvent être exécutés en plus ou à la place de ce forgeage, en fonction du type de produit final que l'on désire obtenir (pièces matricées, barres, demi-produits...). On peut notamment citer un ou des laminages, un matriçage, un estampage... ainsi qu'une combinai-son de plusieurs tels traitements.
Les applications privilégiées de l'acier selon l'invention sont les pièces d'endurance pour mécanique et éléments de structure, pour lesquelles on doit avoir à froid une résistance à la traction comprise entre 2000 MPa et 2350 MPa voire davantage, combinée à des valeurs de ductilité et de résilience au moins équivalentes à celles des meilleurs aciers à haute résistance, et à chaud (400~C) une résistance à la traction de l'ordre de 1800 MPa, ainsi que des propriétés de fatigue optimales.
L'acier selon l'invention a également pour avantage d'être cémentable, nitrurable et carbonitrurable. On peut donc conférer aux pièces qui l'utilisent une résistance à l'abrasion élevée sans affecter ses propriétés à coeur. Cela est parti-culièrement avantageux dans les applications envisagées qui ont été citées.
D'autres traitements de surface, tels que des traitements mécaniques limitant l'amorçage de fissurations de fatigue à partir des défauts superficiels, sont envisa-geables. Un grenaillage (shot-peening) est un exemple de tel traitement.
Si on exécute une nitruration, celle-ci peut être effectuée pendant le cycle de vieillissement, de préférence à une température de 490 à 525`C et pen-dant une durée pouvant aller de 5 à 100h, les vieillissements les plus longs provo-quant un adoucissement structural progressif et, par suite, une diminution pro-gressive de la résistance maximale à la traction.
Une autre possibilité est d'effectuer la cémentation, nitruration ou car-bonitruration lors d'un cycle thermique préalablement ou simultanément à la mise en solution, le substrat en acier de l'invention conservant dans ce cas tout son potentiel de propriétés mécaniques.
- P = traces - 200 ppm le reste étant du fer et des impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Il contient de préférence C 0,20 - 0,25%.
Il contient de préférence Cr = 2 - 4%.
Il contient de préférence AI = 1 - 1,6%, mieux 1,4 - 1,6%.
Il contient de préférence Mo _ 1%.
Il contient de préférence Mo + W/2 = 1 - 2%.
Il contient de préférence V 0,2 - 0,3%.
Il contient de préférence Ni = 12 - 14%, avec Ni _ 7 + 3,5 AI.
Il contient de préférence Nb = traces - 0,05%.
Il contient de préférence Si = traces - 0,25%, mieux traces - 0,10%.
II contient de préférence O= traces - 10 ppm.
II contient de préférence N = traces - 10 ppm.
II contient de préférence S = traces - 10 ppm, mieux traces - 5 ppm.
Il contient de préférence P = traces - 100 ppm.
Sa température de transformation martensitique Ms mesurée est de préférence supérieure ou égale à 100`C.
Sa température de transformation martensitique Ms mesurée peut être supérieure ou égale à 140~C.
L'invention a aussi pour objet un procédé de fabrication d'une pièce en acier, caractérisé en ce qu'il comporte les étapes suivantes précédant le parachè-vement de la pièce lui procurant sa forme définitive :
- la préparation d'un acier ayant la composition précédente ;
- au moins une opération de mise en forme de cet acier ;
- un revenu d'adoucissement à 600-675~C pendant 4 à 20h suivi d'un refroidissement à l'air ;
- une mise en solution à 900-1000`C pendant au moin s 1 h, suivie par un refroidissement à l'huile ou à l'air suffisamment rapide pour éviter la précipita-tion de carbures intergranulaires dans la matrice d'austénite ;
- un vieillissement de durcissement à 475-600C, de préférence de 490-525~C pendant 5-20h.
Il comporte en outre de préférence un traitement cryogénique à-50`C
ou plus bas, de préférence à-80`C ou plus bas, pou r transformer toute l'austénite en martensite, la température étant inférieure de 150C ou davantage à Ms mesu-rée, au moins un desdits traitements durant au moins 4h et au plus 50h.
Il comporte en outre de préférence un traitement d'adoucissement de la martensite brute de trempe effectué à 150-250C pen dant 4-16h, suivi par un re-froidissement à l'air calme.
La pièce subit également de préférence une cémentation ou une nitru-ration ou une carbonitruration.
La nitruration peut être effectuée lors d'un cycle de vieillissement.
De préférence elle est alors effectuée entre 490 et 525~C pendant 5 à
100h.
Ladite nitruration ou cémentation ou carbonitruration peut être effectuée lors d'un cycle thermique préalablement ou simultanément à ladite mise en solu-tion.
L'invention a également pour objet une pièce mécanique ou pièce pour élément de structure, caractérisée en ce qu'elle est fabriquée selon le procédé
précédent.
Il peut s'agir notamment d'un arbre de transmission de moteur, ou d'un dispositif de suspension de moteur ou d'un élément d'atterrisseur ou d'un élément de boite de vitesses ou d'un axe de roulement.
Comme on l'aura compris, l'invention repose d'abord sur une composi-tion d'acier qui se distingue de l'art antérieur représenté par WO-A-notamment par une teneur en Co très faible, ne dépassant pas 1%, et pouvant être typiquement limitée aux traces résultant inévitablement de l'élaboration.
Les teneurs des autres éléments d'alliage significativement présents les plus courants ne sont que peu modifiées, mais certaines teneurs en impuretés doivent être maî-trisées avec soin.
Cette possibilité de se passer totalement de l'habituelle addition de co-balt dans des aciers martensitiques de la classe de ceux de l'invention est un ré-sultat particulièrement surprenant. L'acier selon l'invention ne contient donc plus de quantités importantes d'éléments d'addition coûteux, mis à part le nickel dont la teneur n'est cependant pas augmentée par rapport à l'art antérieur. Il est seule-ment nécessaire d'apporter un soin particulier lors de l'élaboration à une limitation de la teneur en azote à 20 ppm au maximum pour éviter autant que possible la formation de nitrures d'aluminium. Les teneurs maximales en titane et zirconium doivent aussi être limitées en conséquence pour éviter qu'ils ne forment des nitru-res avec l'azote résiduel.
Ces aciers ont un écart plastique (écart entre résistance à la rupture Rn, et résistance à l'allongement Rpo,2) intermédiaire entre ceux des aciers au carbone et des maragings. Pour ces derniers, l'écart est très faible, procurant une limite élastique élevée, mais une rupture rapide dès qu'elle est franchie. Les aciers de l'invention ont, de ce point de vue, des propriétés ajustables par la proportion des phases durcissantes et/ou du carbone.
L'acier de l'invention peut être usiné à l'état trempé, avec des outils adaptés à une dureté de 45HRC. Il est intermédiaire entre les maragings (usina-bles bruts de trempe puisqu'ils ont une martensite douce à bas carbone) et les aciers au carbone qui doivent être usinés essentiellement à l'état recuit.
Dans les aciers de la classe de ceux de l'invention, on réalise un dur-cissement duplex , c'est-à-dire obtenu conjointement par des intermétalliques de type 5-NiAI et par des carbures de type M2C, en présence d'austénite de réver-sion formée/stabilisée par un enrichissement en nickel obtenu par diffusion lors du vieillissement de durcissement, qui donne de la ductilité à la structure par forma-tion d'une structure sandwich (quelques % d'austénite stable et ductile entre les lattes de la martensite durcie).
Il faut éviter de former des nitrures, de Ti, de Zr et d'Al notamment, qui sont fragilisants : ils détériorent la ténacité et la tenue en fatigue. Comme ces ni-trures peuvent précipiter dès des teneurs de 1 à quelques ppm de N en présence de Ti, Zr et/ou AI, et que les moyens d'élaboration conventionnels permettent dif-ficilement d'atteindre moins de 5 ppm de N, l'acier de l'invention respecte les rè-gles suivantes.
On limite en principe toute addition de Ti (maximum autorisé : 100 ppm), et on limite N autant que possible. Selon l'invention, la teneur en N ne doit pas dépasser 20 ppm et, mieux, 10 ppm, et la teneur en Ti ne doit pas dépasser fois la teneur en N.
Néanmoins, une addition proportionnée de titane en fin d'élaboration au four sous vide est envisageable en vue de fixer l'azote résiduel et, ainsi, éviter la précipitation nocive du nitrure AIN. Comme il faut, toutefois, éviter la formation du nitrure TiN en phase liquide, car il devient grossier (de 5 à 10 pm ou davantage), l'addition de titane ne peut être pratiquée que pour une teneur résiduelle maxi-male en azote de 10 ppm dans le métal liquide, et toujours sans dépasser 10 fois cette valeur résiduelle en azote. Par exemple, pour une teneur finale de 8 ppm de N en fin d'élaboration, la teneur limite de l'addition éventuelle en titane est de 80 ppm.
On peut remplacer partiellement ou totalement Ti par Zr, ces deux élé-ments se comportant de façon assez comparable. Leurs masses atomiques étant dans un rapport de 2, si du Zr est ajouté en plus ou à la place du Ti il faut raison-ner sur la somme Ti + Zr/2 et dire que, en même temps que N<_ 10 ppm, - Ti + Zr/2 doit toujours être <_ 100 ppm ;
- et que Ti + Zr/2 doit être <_ 10 N.
Dans le cas où la teneur en N est supérieure à 10 ppm et inférieure ou égale à 20 ppm, Ti et Zr sont à considérer comme des impuretés à éviter, et la somme Ti + Zr/2 ne doit pas dépasser 150 ppm.
L'addition éventuelle de terres rares, en fin d'élaboration, peut aussi contribuer à fixer une fraction de N, outre le S et O. Dans ce cas, il faut s'assurer que la teneur résiduelle en terres rares reste inférieure à 100 ppm, et préférentiel-lement moins que 50 ppm, car ces éléments fragilisent l'acier lorsqu'ils sont pré-sents au-delà de ces valeurs. On pense que les oxynitrures de terres rares (par exemple de La) sont moins nocifs que les nitrures de Ti ou AI, du fait de leur forme globulaire qui les rendrait moins susceptibles de constituer des amorces de ruptu-res de fatigue. On a quand même intérêt à laisser subsister le moins possible de ces inclusions dans l'acier, grâce aux techniques d'élaboration soignées classi-ques.
Un traitement au calcium peut être pratiqué en vue de compléter la dé-soxydation/désulfuration du métal liquide. Ce traitement est préférentiellement conduit avec les éventuelles additions de Ti, Zr ou terres rares.
Le carbure M2C de Cr, Mo, W et V contenant très peu de Fe est privilé-gié pour ses propriétés durcissantes et non fragilisantes. Le carbure M2C est mé-tastable au regard des carbures d'équilibre M7C3 et/ou M6C et/ou M23C6. Il est sta-bilisé par Mo et W. La somme de la teneur en Mo et de la moitié de la teneur en W doit être d'au moins 1%. Il ne faut cependant pas dépasser Mo + W/2 = 4%
pour ne pas détériorer la forgeabilité (ou la déformabilité à chaud en général) et ne pas former des intermétalliques de la phase p de type Fe7Mo6, qui est l'une des phases durcissantes essentielles des aciers maraging classiques mais n'est pas souhaitée dans l'acier de l'invention. De préférence, Mo + W/2 est compris entre 1 et 2%. C'est également pour éviter la formation de carbures de Ti non durcissants et susceptibles de fragiliser les joints de grains qu'une limitation impérative à 100 ppm de la teneur en Ti des aciers selon l'invention est requise.
Cr et V sont des éléments qui activent la formation des carbures mé-tastables .
V forme aussi des carbures de type MC, stables jusqu'aux températu-res de mise en solution, qui bloquent les joints de grains et limitent le grossis-sement des grains lors des traitements thermiques à haute température. Il ne faut pas dépasser V = 0,3% pour ne pas fixer trop de C dans des carbures de V, lors du cycle de mise en solution, au détriment du carbure M2C de Cr, Mo, W, V dont on recherche la précipitation lors du cycle de vieillissement ultérieur. De préfé-rence la teneur en V est comprise entre 0,2 et 0,3%.
La présence de Cr (au moins 2%) permet de diminuer le taux de carbu-res de V et d'accroitre le taux de M2C. Il ne faut pas dépasser 5% pour ne pas trop favoriser la formation des carbures stables, en particulier M23C6. De préférence on ne dépasse pas 4% de Cr pour mieux assurer l'absence de M23C6 et ne pas trop abaisser la température Ms de début de transformation martensitique.
La présence de C favorise l'apparition de M2C par rapport à la phase p.
Mais une teneur excessive cause des ségrégations, un abaissement de Ms et amène des difficultés lors de la fabrication à l'échelle industrielle :
sensibilité aux tapures (fissurations superficielles lors d'un refroidissement rapide), usinabilité
difficile d'une martensite trop dure à l'état brut de trempe.... Sa teneur doit être comprise entre 0,20 et 0,30%, de préférence 0,20-0,25% pour ne pas conférer à
la pièce une dureté trop élevée qui pourrait nécessiter un usinage à l'état recuit. La couche superficielle des pièces pourra être enrichie en C par cémentation, nitrura-tion ou carbonitruration si une très grande dureté de surface est requise dans les applications envisagées.
Co retarde la restauration des dislocations et, donc, ralentit les méca-nismes de survieillissement à chaud dans la martensite. On pensait qu'il permet-tait ainsi de conserver une résistance à la traction à chaud élevée. Mais d'autre part, on soupçonnait que, comme le Co favorise la formation de la phase p préci-tée qui est celle qui durcit les aciers maraging de l'art antérieur au Fe-Ni-Co-Mo, sa présence massive contribuait à diminuer la quantité de Mo et/ou de W
disponi-ble pour former des carbures M2C qui contribuent au durcissement selon le méca-nisme que l'on veut favoriser.
D'autre part, le cobalt relève quelque peu la température de transition ductile/fragile, ce qui n'est pas favorable, en particulier dans des compositions à
teneurs en nickel plutôt basses, tandis que, contrairement à ce qui a pu être cons-taté dans d'autres aciers, le cobalt ne relève pas de manière évidente le point de transformation Ms des compositions de l'invention et n'a donc pas d'intérêt mani-feste non plus sur ce plan.
La teneur en Co (5 à 7%) proposée dans les aciers de WO-A-2006/114499, en combinaison avec les teneurs des autres éléments, résultait de la recherche d'un compromis entre ces divers avantages et inconvénients.
Cependant, les inventeurs ont constaté que contrairement aux préjugés en vigueur chez les métallurgistes spécialistes du domaine de l'invention, la pré-sence de cobalt n'était pas indispensable à l'obtention, notamment, d'une résis-tance mécanique élevée dans les aciers maraging à durcissement duplex. Son absence peut, même, présenter l'avantage d'offrir un meilleur compromis entre la résistance à la traction Rm et la ténacité Kv. Mais elle doit aller de pair avec des tolérances resserrées sur les teneurs en certaines impuretés, et de préférence avec un ajustement des teneurs en certains éléments garantissant une tempéra-ture Ms mesurée suffisamment élevée.
Ni et AI sont liés dans l'invention, où Ni doit être _ 7 + 3,5 AI. Ce sont les deux éléments essentiels qui participent à une bonne part du durcissement par vieillissement, grâce à la précipitation de la phase intermétallique nanométrique de type B2 (NiAI par exemple). C'est cette phase qui confère une large part de la résistance mécanique à chaud, jusqu'à environ 400 C. Le nickel est aussi l'élément qui réduit la fragilité par clivage car il abaisse la température de transi-tion ductile/fragile des martensites. Si AI est trop élevé par rapport à Ni, la matrice martensitique est trop fortement appauvrie en nickel à la suite de la précipitation du précipité durcissant NiAI lors du vieillissement. Cela est dommageable pour les critères de ténacité et de ductilité, car l'abaissement de la teneur en nickel dans la phase martensitique conduit au relèvement de sa température de transition duc-tile/fragile, donc à sa fragilisation à des températures voisines de l'ambiante. En outre, le nickel favorise la formation d'austénite de réversion et/ou stabilise la frac-tion d'austénite résiduelle (éventuellement présente), lors du cycle de vieillisse-ment. Ces mécanismes sont favorables aux critères de ductilité et de ténacité, mais aussi de stabilité structurale de l'acier. Si la matrice vieillie est trop appauvrie en nickel, ces mécanismes vertueux sont minorés ou inhibés : on n'a plus de po-tentiel d'austénite de réversion. A l'inverse, si on a trop de Ni, on réduit exagéré-ment le taux de phase durcissante de type NiAI en exagérant le taux d'austénite de réversion dans laquelle AI reste largement en solution.
En fin de trempe, il ne faut pas avoir d'austénite résiduelle (< 3%), et il faut se retrouver avec une structure essentiellement martensitique. A cet effet, il faut ajuster les conditions de la trempe, en particulier la température de fin de re-froidissement, et aussi la composition de l'acier. Cette dernière détermine la tem-pérature Ms de début de transformation martensitique qui, selon l'invention, doit de préférence rester égale ou supérieure à 140~C si on ne pratique pas de cycle cryogénique, et doit de préférence être égale ou supérieure à 100`C si on pratique un cycle cryogénique.
Ms est habituellement calculée selon la formule classique de la littéra-ture : Ms = 550 - 350 x C% - 40 x Mn% - 17 x Cr% - 10 x Mo% - 17 x Ni% - 8 x W% - 35 x V% - 10 x Cu% - 10 x Co% + 30 x AI% C. T outefois, l'expérience mon-tre que cette formule n'est que très approximative, en particulier parce que les ef-fets de Co et de AI sont très variables d'un type d'acier à l'autre. Pour savoir si un acier est conforme ou non à l'invention, il faut donc se baser sur des mesures de la température Ms réelle, effectuées par exemple par dilatométrie comme cela est classique. La teneur en Ni est une des variables d'ajustement possibles de Ms.
La température de fin de refroidissement après trempe doit être infé-rieure à Ms réelle -150~C, préférentiellement inférieure à Ms réelle -200~C, afin d'assurer une pleine transformation martensitique de l'acier. Pour les compositions les plus enrichies en C et Ni en particulier, cette température de fin de refroidis-sement peut être obtenue à la suite d'un traitement cryogénique appliqué immé-diatement à la suite d'un refroidissement à température ambiante depuis la tem-pérature de mise en solution. On peut aussi appliquer le traitement cryogénique non à partir de la température ambiante, mais après une trempe isotherme se terminant à une température un peu supérieure à Ms, préférentiellement entre Ms et Ms + 50`C. La vitesse globale de refroidissement doit être la plus élevée possi-ble de façon à éviter les mécanismes de stabilisation de l'austénite résiduelle riche en carbone. Il n'est cependant pas toujours très utile de rechercher des tempéra-tures cryogéniques inférieures à - 100C car l'agit ation thermique de la structure peut y devenir insuffisante pour produire la transformation martensitique.
D'une façon générale, il est préférable que la valeur Ms de l'acier soit supérieure ou égale à 100`C si on applique un cycle cryogénique, et supérieure ou égale à
140~C en l'absence de ce cycle cryogénique. La durée du cycle cryogénique, si nécessaire, est comprise entre 4 et 50 heures, préférentiellement de 4 à 16 heu-res, et encore préférentiellement de 4 à 8 heures. On peut pratiquer plusieurs cy-cles cryogéniques, l'essentiel étant qu'au moins l'un d'entre eux ait les caractéris-tiques précitées.
On doit avoir AI = 1-2%, de préférence 1-1,6%, mieux 1,4-1,6%, et Ni =
11-16%, avec Ni _ 7 + 3,5 AI. Idéalement on a 1,5% d'AI et 12-14% de Ni. Ces conditions favorisent la présence de NiAI ce qui augmente la résistance à la trac-tion Rn,, dont on constate également qu'elle n'est pas trop détériorée par l'absence de Co si les autres conditions de l'invention sont réunies. La limite élastique Rpo,2 est influencée de la même façon que Rn,.
Par rapport aux aciers connus de US-A-5 393 388, où on recherche une présence élevée d'austénite de réversion pour avoir une ductilité et une téna-cité élevée, les aciers de la classe de l'invention privilégient la présence des pha-ses durcissantes B2, notamment NiAI, pour obtenir une résistance mécanique éle-vée à chaud. Le respect des conditions sur Ni et AI qui ont été données assure une teneur potentielle suffisante d'austénite de réversion pour conserver une duc-tilité et une ténacité convenables pour les applications envisagées.
Il est possible d'ajouter du B, mais pas plus de 30ppm pour ne pas dé-grader les propriétés de l'acier.
Il est également possible d'ajouter du Nb pour contrôler la taille des grains lors d'un forgeage ou d'une autre transformation à chaud, à une teneur ne dépassant pas 0,1%, de préférence ne dépassant pas 0,05% pour éviter des sé-grégations qui pourraient être excessives. L'acier, selon l'invention accepte donc des matières premières pouvant contenir des teneurs résiduelles en Nb non né-gligeables.
Une caractéristique des aciers de la classe de l'invention est aussi la possibilité de remplacer au moins une partie de Mo par W. A fraction atomique équivalente, W ségrège moins à la solidification que Mo et apporte un surcroît de tenue mécanique à chaud. Il a l'inconvénient d'être coûteux et on peut optimiser ce coût en l'associant à Mo. Comme on l'a dit, Mo + W/2 doit être compris entre 1 et 4%, de préférence entre 1 et 2%. On préfère conserver une teneur minimale en Mo de 1% pour limiter le coût de l'acier, d'autant que la tenue à haute température n'est pas un objectif prioritaire de l'acier de l'invention.
Cu peut aller jusqu'à 1%. Il est susceptible de participer au durcisse-ment à l'aide de sa phase epsilon, et la présence de Ni permet de limiter ses ef-fets nocifs, en particulier l'apparition de criques superficielles lors du forgeage des pièces, que l'on constate lors d'additions de cuivre dans des aciers ne contenant pas de nickel. Mais sa présence n'a rien d'indispensable et il peut n'être présent qu'à l'état de traces résiduelles, issues des pollutions des matières premières.
Le manganèse n'est a priori pas utile à l'obtention des propriétés de l'acier visées, mais il n'a pas d'effet néfaste reconnu ; en outre, sa faible tension de vapeur aux températures de l'acier liquide fait que sa concentration est diffici-lement maitrisable en élaboration sous vide et refusion sous vide : sa teneur peut varier en fonction de la localisation radiale et axiale dans un lingot refondu.
Comme il est souvent présent dans les matières premières, et pour les raisons ci-dessus, sa teneur sera préférentiellement au plus de 0,25%, et en tous cas limitée à 2% au plus car de trop fortes variations de sa concentration dans un même pro-duit nuiront à la répétitivité des propriétés.
Le silicium est connu pour avoir un effet de durcissement en solution solide de la ferrite et, à l'instar du cobalt, pour diminuer la solubilité de certains éléments ou de certaines phases dans la ferrite. Néanmoins, l'acier de l'invention se passe d'une addition significative de cobalt, et il en est de même de l'addition de silicium, d'autant plus que, en outre, le silicium favorise généralement la préci-pitation de phases intermétalliques néfastes dans les aciers complexes (phase de Laves, siliciures...). Sa teneur sera limitée à 1%, préférentiellement à moins de 0,25% et encore préférentiellement à moins de 0,1%.
De manière générale, les éléments pouvant ségréger aux joints de grains et les fragiliser, comme P et S, doivent être contrôlés dans les limites sui-vantes : S = traces - 20ppm, de préférence traces - 10ppm, mieux traces -5ppm, et P = traces - 200ppm, de préférence traces -100ppm, mieux traces-50 ppm.
On peut utiliser Ca comme désoxydant et comme capteur de soufre, en le retrouvant résiduellement au final (<_ 20ppm). De même, des résidus de terres rares peuvent subsister au final (<_ 100ppm) à la suite d'un traitement d'affinage du métal liquide où elles auraient été utilisées pour capter O, S et/ou N.
L'utilisation de Ca et de terres rares à ces effets n'étant pas obligatoire, ces éléments peuvent n'être présents qu'à l'état de traces dans les aciers de l'invention.
La teneur en oxygène acceptable est de 50 ppm au maximum, de pré-férence 10 ppm au maximum.
A titre d'exemples, on a testé des échantillons d'acier dont les composi-tions (en pourcentages pondéraux) sont reportées dans le tableau 1:
A (réf.) B (réf.) C (réf.) D (réf.) E (réf.) F (réf.) G (réf.) H (inven-tion) C% 0,233 0,247 0,239 0,244 0,247 0,19 0,22 0,21 Si% 0,082 0,031 0,031 0,037 0,030 0,05 0,04 0,05 Mn% 0,026 0,030 0,033 0,033 0,030 0,02 < 0,03 0,04 S ppm 1,0 7,3 3,8 6,1 6,7 7 7 6 P ppm 54 <30 <30 <30 <30 28 < 50 29 Ni% 13,43 13,31 12,67 12,71 13,08 13,00 14,70 12,95 Cr% 2,76 3,08 3,38 3,38 3,29 3,66 3,19 3,17 Mo% 1,44 1,53 1,52 1,53 1,53 1,50 1,67 1,50 AI% 0,962 1,01 1,50 1,50 1,49 1,56 1,68 1,54 Co% 10,25 10,35 6,18 6,24 6,33 6,00 < 0,10 < 0,10 Cu% 0,014 <0,010 0,011 0,012 0,011 < 0,030 <0,020 < 0,030 Ti% <0,020 <0,020 <0,020 <0,020 <0,020 < 0,005 0,022 <0,005 Nb% <0,0050 <0,0050 <0,0050 <0,0050 0,054 < 0,005 <0,010 <0,005 B ppm <10 <5 <5 29 <5 <5 <5 <5 Ca ppm <50 <50 <50 <50 <50 <10 <10 <10 N ppm <3 13 13 12 14 3 28 <3 O ppm <3 4,8 3,4 4,4 7,7 <3 7,5 <3 V% <0,010 0,252 0,245 0,254 0,253 0,006 0,208 0,250 Ms - 188 176 140 141 186 90 187 mesu-rée `1C
Tableau 1 Composition et températures Ms mesurées des échantil-lons testés La teneur en Co < 0,10% des échantillons G et H correspond à la limite de précision habituelle de l'analyse de cet élément. Dans les deux cas, aucune addition volontaire de Co n'a été effectuée.
Les éléments non cités dans le tableau ne sont présents au plus qu'à
l'état de traces résultant de l'élaboration.
L'acier de référence A correspond à un acier selon US-A-5 393 388, ayant donc une teneur en Co élevée.
L'acier de référence B correspond à un acier comparable à l'acier A, auquel on a ajouté du V sans modifier la teneur en Co.
L'acier de référence C correspond à un acier selon WO-A-2006/114499 notamment en ce que, par rapport aux aciers A et B, on a augmenté sa teneur en AI et diminué sa teneur en Co.
L'acier de référence D a subi par rapport à C une addition de B.
L'acier de référence E a subi par rapport à C une addition de Nb.
L'acier de référence F se distingue de C essentiellement par l'absence d'une addition significative de V, compensée par une plus faible teneur en C, et une plus grande pureté en éléments résiduels.
L'acier de référence G se distingue de F par une teneur en Co très fai-ble qui serait conforme à l'invention, la présence de V à un niveau comparable à
celui de C, D et E, et une teneur en Ni plus élevée, mais qui, prise isolément, se-rait néanmoins conforme à l'invention. Mais ses teneurs en Ti et N sont légère-ment supérieures à ce que l'invention tolère. L'expérience montre aussi que sa température Ms mesurée est sensiblement trop faible par rapport aux exigences de l'invention, la teneur en Ni relativement élevée n'étant pas compensée par des teneurs en Cr, Mo, AI et V qui seraient relativement basses.
L'acier H est conforme à l'invention à tous points de vue, notamment sa très faible teneur en Co et sa grande pureté en N et Ti. Egalement, sa teneur en O
est très faible. Enfin, sa température Ms mesurée est tout à fait conforme à
l'invention.
Ces échantillons ont été forgés à partir de lingots de 200kg en plats de 75 x 35mm dans les conditions suivantes. Un traitement d'homogénéisation d'au moins 16 heures à 1250C est suivi d'une première opération de forgeage desti-née à fractionner les structures grossières des lingots ; des demi-produits de sec-tion carrée de 75 x 75 mm ont ensuite été forgés après une remise en température à 1180C ; finalement, chaque demi-produit a été pl acé dans un four à 950`C, puis a été forgé à cette température sous la forme de plats de 75 x 35 mm dont la structure granulaire est affinée par ces opérations successives.
De plus, les échantillons ont subi un revenu d'adoucissement à une température d'au moins 600C. L'expérience montre q u'il est nécessaire pour ob-tenir une complète recristallisation de l'acier lors de la mise en solution qui suivra.
En l'occurrence, ce revenu d'adoucissement a été effectué à 650`C pendant 8h et suivi d'un refroidissement à l'air. Grâce à cela, les produits bruts de transforma-tions thermomécaniques peuvent subir sans problèmes particuliers les opérations de parachèvement (redressage, écroûtage, usinage...) conférant à la pièce sa forme définitive.
Après le forgeage et le revenu d'adoucissement, les échantillons ont subi :
- une mise en solution à 935C pendant 1 h puis un refroidissement par trempe à l'huile ;
- un traitement cryogénique à-80`C pendant 8h ; sp écifiquement pour l'échantillon H, on y a ajouté un autre traitement cryogénique à-120~C pendant 2h ;
- un revenu de détente de 16h à 200`C ;
- un vieillissement de durcissement à 500C pendant 12h puis un re-froidissement à l'air.
Les propriétés des échantillons (résistance à la traction Rn, en sens long, limite élastique Rpo,2, élongation A5d, striction Z, résilience KV, ténacité K1 c, taille du grain ASTM) sont reportées dans le tableau 2. Elles sont ici mesurées à la température ambiante normale.
R,r Rpo,2 A5d Z KV K1c Grain (Mpa) (Mpa) (%) (%) (J) (MPa ASTM
Vm) A 2075 1915 11,5 59 26/30 57 8 B 2115 1963 11,3 60 27/27 57,1 8 C 2274 1982 10,6 54 23/24 43,5 8 D 2286 1970 10,9 56 20/23 44,3 8 E 2270 1961 10,3 52 21/24 46,6 9 F 2060 1904 10,4 59 21/23 59 7 G 2149 1715 10,2 52 28/28 - 7 H 2077 1866 10,9 62 34/35 70,4 7 Tableau 2 : Propriétés des échantillons testés On voit que les échantillons de référence C, D et E présentent une ré-sistance à la traction très supérieure à celle des échantillons de référence A
et B.
La limite élastique est au moins du même ordre de grandeur. En contrepartie de ce relèvement de la résistance à la traction, les propriétés de ductilité
(striction et allongement à la rupture), de ténacité et de résilience sont abaissées, dans le cas des traitements thermiques décrits et appliqués. Le compromis résistance/ténacité
recherché peut être ajusté à l'aide d'une modification des conditions de vieillisse-ment.
L'échantillon de référence B montre que la seule addition de V à l'acier A ne procure qu'une amélioration de certaines propriétés, et dans des proportions le plus souvent moins importantes que dans le cas des aciers à teneur en Co ré-duite ou nulle C à H.
En particulier, l'augmentation de l'AI, dans les aciers C à H, conjuguée au maintien d'une teneur en Ni élevée, rend la phase durcissante NiAI plus pré-sente et est un facteur essentiel de l'amélioration de la résistance à la traction ou de son maintien à une valeur convenablement élevée.
Les additions de B et Nb des échantillons D et E respectivement ne sont pas nécessaires pour l'obtention des résistances mécaniques élevées visées prioritairement dans les aciers de la classe de l'invention. Cependant, l'addition de Nb permet d'affiner la taille de grain, décrite par l'indice ASTM
conventionnel (les valeurs ASTM les plus élevées correspondant aux grains les plus fins).
Après le revenu d'adoucissement à 650C pendant 8h et refroidisse-ment à l'air, une mise en solution à 935C pendant 1 heure suivie d'un refroidis-sement à l'huile, puis un traitement cryogénique à-80C pendant 8h, puis un dé-tensionnement à 200`C pendant 8h (sur les éprouvettes de traction) ou 16h (sur les éprouvettes de résilience en vue de faciliter l'usinage de l'entaille en V
de l'éprouvette Charpy ; ce revenu basse température a pour seul effet d'adoucir de quelques unités HRC la structure brute de trempe), puis un vieillissement à
pendant 12h suivi d'un refroidissement à l'air, ont permis d'obtenir en sens long à
20~C un excellent compromis entre résistance à la t raction, ductilité et résilience.
Des expériences complémentaires montrent qu'en sens travers, les va-leurs de résilience demeurent acceptables. A 400C, la résistance à la traction demeure très élevée, et des teneurs en Co relativement faibles comme dans les échantillons C à F ou, selon l'invention, presque ou franchement négligeables, comme dans les échantillons G et H, sont compatibles avec la résolution de ces aspects des problèmes posés.
L'échantillon G montre que la forte diminution, allant jusqu'à la sup-pression totale, du cobalt, peut permettre quand même de conserver une résis-tance à la traction élevée. Les propriétés de ductilité, de manière surprenante, sont également améliorées. La limite élastique est, cependant, assez sensible-ment détériorée dans le cas de l'échantillon G, en relation avec une plus grande quantité d'austénite dispersée dans la structure, due à la teneur élevée en Ni de cet échantillon. Celle-ci contribue à un abaissement excessif de la Ms mesurée qui n'est pas compensé par des ajustements des teneurs des autres éléments.
En revanche, dans le cas de l'échantillon H, conforme en tous points à
la composition selon l'invention, et dont la température Ms est suffisamment éle-vée, on obtient :
- une résistance à la traction qui demeure élevée, et pourrait être, en cas de besoin, encore améliorée par une augmentation de la teneur en C qui favo-riserait le durcissement par trempe et formation de carbures secondaires ; une résistance à la traction de l'ordre de 2300 MPa serait ainsi accessible pour une teneur en C de 0,25% environ ;
- une limite élastique sensiblement améliorée par rapport à l'échantillon G;
- et surtout des propriétés de ductilité remarquables, supérieures à cel-les de tous les échantillons de référence, permettant de réaliser un bon compro-mis entre résistance à la traction et ténacité, cette caractéristique étant très impor-tante dans le cadre des applications privilégiées envisagées pour l'acier de l'invention.
Les teneurs en N et Ti un peu trop élevées dans l'échantillon G par rapport aux exigences de l'invention, et aussi sa teneur en oxygène un peu plus élevée, contribuent également en partie à ses performances moins bonnes que celles de l'échantillon H. Un autre facteur à considérer pour cet échantillon G est une teneur en S qui n'est pas particulièrement basse, et qui tend à dégrader la ténacité si elle n'est pas compensée par d'autres caractéristiques qui seraient fa-vorables à cette propriété. Enfin, comme on l'a dit, cet échantillon G a une teneur en Ni assez élevée (quoique demeurant dans la gamme de l'invention), qui abaisse Ms et favorise donc le maintien d'un taux d'austénite résiduelle possible-ment trop élevé, même à l'issue du traitement cryogénique plus particulièrement poussé (à -80C puis à-120`C) qui a été subi par c et échantillon.
En revanche, l'échantillon H selon l'invention, qui n'a été traité cryogé-niquement qu'à -80`C, mais qui a une teneur en Ni j udicieusement ajustée, des teneurs en impuretés minimales à tous points de vue et une température Ms me-surée suffisamment élevée, répond très bien aux problèmes posés.
De manière générale, un mode de traitement thermique optimisé de l'acier selon l'invention pour l'obtention au final d'une pièce présentant les proprié-tés souhaitées est, après la mise en forme de l'ébauche de la pièce et avant le parachèvement procurant à la pièce sa forme définitive :
- un revenu d'adoucissement à 600-675`C pendant 4 à 20h suivi d'un re-froidissement à l'air ;
- une mise en solution à 900-1000`C pendant au moin s 1 h, suivie par un re-froidissement à l'huile ou à l'air suffisamment rapide pour éviter la précipitation de carbures intergranulaires dans la matrice d'austénite ;
- si nécessaire, un traitement cryogénique à-50C ou plus bas, de préfé-rence à-80C ou plus bas, pour transformer toute I'austénite en martensite, la température étant inférieure de 150`C ou davantage à Ms, préférentiellement infé-rieure d'environ 200`C, un au moins desdits traitem ents cryogéniques durant au moins 4h et au plus 50h ; pour les compositions ayant, notamment, une teneur en Ni relativement basse qui conduit à une température Ms relativement élevée, ce traitement cryogénique est moins utile ;
- optionnellement un traitement d'adoucissement de la martensite brute de trempe effectué à 150-250C pendant 4-16h, suivi pa r un refroidissement l'air calme ;
- un vieillissement de durcissement à 475-600C, de préférence de 490-525~C pendant 5-20h; un vieillissement en dessous d e 490C n'est pas toujours recommandé car le carbure métastable M3C pourrait encore être présent et appor-terait une fragilité à la structure; les vieillissements au-delà de 525~c peuvent provoquer une perte de résistance mécanique par vieillissement, sans gain nota-ble de ténacité ou de ductilité.
Dans les exemples qui ont été décrits, les opérations de mise en forme de l'acier suivant sa coulée et précédant le revenu d'adoucissement et les autres traitements thermiques ont consisté en un forgeage. Mais d'autres types de trai-tements thermomécaniques de mise en forme à chaud peuvent être exécutés en plus ou à la place de ce forgeage, en fonction du type de produit final que l'on désire obtenir (pièces matricées, barres, demi-produits...). On peut notamment citer un ou des laminages, un matriçage, un estampage... ainsi qu'une combinai-son de plusieurs tels traitements.
Les applications privilégiées de l'acier selon l'invention sont les pièces d'endurance pour mécanique et éléments de structure, pour lesquelles on doit avoir à froid une résistance à la traction comprise entre 2000 MPa et 2350 MPa voire davantage, combinée à des valeurs de ductilité et de résilience au moins équivalentes à celles des meilleurs aciers à haute résistance, et à chaud (400~C) une résistance à la traction de l'ordre de 1800 MPa, ainsi que des propriétés de fatigue optimales.
L'acier selon l'invention a également pour avantage d'être cémentable, nitrurable et carbonitrurable. On peut donc conférer aux pièces qui l'utilisent une résistance à l'abrasion élevée sans affecter ses propriétés à coeur. Cela est parti-culièrement avantageux dans les applications envisagées qui ont été citées.
D'autres traitements de surface, tels que des traitements mécaniques limitant l'amorçage de fissurations de fatigue à partir des défauts superficiels, sont envisa-geables. Un grenaillage (shot-peening) est un exemple de tel traitement.
Si on exécute une nitruration, celle-ci peut être effectuée pendant le cycle de vieillissement, de préférence à une température de 490 à 525`C et pen-dant une durée pouvant aller de 5 à 100h, les vieillissements les plus longs provo-quant un adoucissement structural progressif et, par suite, une diminution pro-gressive de la résistance maximale à la traction.
Une autre possibilité est d'effectuer la cémentation, nitruration ou car-bonitruration lors d'un cycle thermique préalablement ou simultanément à la mise en solution, le substrat en acier de l'invention conservant dans ce cas tout son potentiel de propriétés mécaniques.
Claims (30)
1 . Acier caractérisé en ce que sa composition est, en pourcentages pondéraux :
- C = 0,20 ¨ 0,30%
- Co = traces - 1%
- Cr = 2 ¨ 5%
- Al = 1 ¨ 2%
- Mo + W/2 = 1 ¨ 4%
- V = traces ¨ 0,3%
- Nb = traces ¨ 0,1%
- B = traces ¨ 30 ppm - Ni = 11 ¨ 16% avec Ni >= 7 + 3,5 Al - Si = traces ¨ 1,0%
- Mn = traces ¨ 2,0%
- Ca = traces ¨ 20 ppm - Terres rares = traces ¨ 100 ppm - si N <= 10 ppm, Ti + Zr/2 = traces ¨ 100 ppm avec Ti + Zr/2 <=
- si 10 ppm < N <= 20 ppm, Ti + Zr/2 = traces ¨ 150 ppm - O = traces ¨ 50 ppm - N = traces ¨ 20 ppm - S = traces ¨ 20 ppm - Cu = traces ¨ 1 %
- P = traces ¨ 200 ppm le reste étant du fer et des impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
- C = 0,20 ¨ 0,30%
- Co = traces - 1%
- Cr = 2 ¨ 5%
- Al = 1 ¨ 2%
- Mo + W/2 = 1 ¨ 4%
- V = traces ¨ 0,3%
- Nb = traces ¨ 0,1%
- B = traces ¨ 30 ppm - Ni = 11 ¨ 16% avec Ni >= 7 + 3,5 Al - Si = traces ¨ 1,0%
- Mn = traces ¨ 2,0%
- Ca = traces ¨ 20 ppm - Terres rares = traces ¨ 100 ppm - si N <= 10 ppm, Ti + Zr/2 = traces ¨ 100 ppm avec Ti + Zr/2 <=
- si 10 ppm < N <= 20 ppm, Ti + Zr/2 = traces ¨ 150 ppm - O = traces ¨ 50 ppm - N = traces ¨ 20 ppm - S = traces ¨ 20 ppm - Cu = traces ¨ 1 %
- P = traces ¨ 200 ppm le reste étant du fer et des impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
2. Acier selon la revendication 1, qui contient C = 0,20 ¨ 0,25%.
3. Acier selon Ia revendication 1 ou 2, qui contient Cr = 2 ¨ 4%.
4. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, qui contient A1 =
1 ¨ 1,6%.
1 ¨ 1,6%.
5. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, qui contient A1 =
1,4 ¨
1,6%.
1,4 ¨
1,6%.
6. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, qui contient Mo >= 1%.
7. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, qui contient Mo +
W/2 = 1 ¨ 2%.
W/2 = 1 ¨ 2%.
8. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, qui contient V =
0,2 ¨
0,3%.
0,2 ¨
0,3%.
9. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, qui contient Ni =
12 ¨
14%, avec Ni 7>= + 3,5 Al.
12 ¨
14%, avec Ni 7>= + 3,5 Al.
10. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 9, qui contient Nb = traces ¨
0,05%.
0,05%.
11. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, qui contient Si = traces ¨
0,25%.
0,25%.
12. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, qui contient Si = traces ¨
0,10%.
0,10%.
13. Acier seIon l'une quelconque des revendications 1 à 12, qui contient O
= traces ¨
ppm.
= traces ¨
ppm.
14. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 13, qui contient N
= traces ¨
10 ppm.
= traces ¨
10 ppm.
15. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 13qui contient S =
traces ¨
ppm.
traces ¨
ppm.
16. Acier selon l'une quelconque des revendications I à 13, qui contient S
= traces ¨
5 ppm.
= traces ¨
5 ppm.
17. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 16, qui contient P
= traces ¨
100 ppm.
= traces ¨
100 ppm.
18. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 17, où sa température de transformation martensitique Ms mesurée est supérieure ou égale à
100°C.
100°C.
19. Acier selon la revendication 18, où sa température de transformation martensitique Ms mesurée est supérieure ou égale à 140°C.
20. Procédé de fabrication d'une pièce en acier, comportant les étapes suivantes précédant le parachèvement de la pièce lui procurant sa forme définitive - la préparation d'un acier ayant la composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 19 ;
- au moins une opération de mise en forme de cet acier ;
- un revenu d'adoucissement à 600-675°C pendant 4 à 20h suivi d'un refroidissement à
l'air ;
- une mise en solution à 900-1000°C pendant au moins 1 h, suivie par un refroidissement à l'huile ou à l'air suffisamment rapide pour éviter la précipitation de carbures intergranulaires dans la matrice d'austénite ; et - un vieillissement de durcissement à 475-600°C pendant 5-20h.
- au moins une opération de mise en forme de cet acier ;
- un revenu d'adoucissement à 600-675°C pendant 4 à 20h suivi d'un refroidissement à
l'air ;
- une mise en solution à 900-1000°C pendant au moins 1 h, suivie par un refroidissement à l'huile ou à l'air suffisamment rapide pour éviter la précipitation de carbures intergranulaires dans la matrice d'austénite ; et - un vieillissement de durcissement à 475-600°C pendant 5-20h.
21. Procédé de fabrication d'une pièce en acier suivant la revendication 20, où le vieillissement de durcissement est à 490-525°C pendant 5-20h.
22. Procédé de fabrication d'une pièce en acier suivant la revendication 20 ou 21, qui comporte en outre un traitement cryogénique à -50°C ou plus bas pour transformer toute l'austénite en martensite, la température étant inférieure de 150°C ou davantage à Ms mesurée, au moins un desdits traitements durant au moins 4h et au plus 50h.
23. Procédé de fabrication d'une pièce en acier suivant la revendication 22, où le traitement cryogénique est à -80°C ou plus bas.
24. Procédé de fabrication d'une pièce en acier suivant l'une quelconque des revendications 20 à 23, qui comporte en outre un traitement d'adoucissement de la martensite brute de trempe effectué à 150-250°C pendant 4-16h, suivi par un refroidissement à l'air calme.
25. Procédé de fabrication d'une pièce d'acier suivant l'une quelconque des revendications 20 à 24, où la pièce subit également une cémentation ou une nitruration ou une carbonitruration.
26. Procédé de fabrication d'une pièce d'acier selon la revendication 25, où la nitruration est effectuée lors d'un cycle de vieillissement.
27. Procédé de fabrication d'une pièce d'acier selon la revendication 26, où la nitruration est effectuée entre 490 et 525°C pendant 5 à 100h.
28. Procédé de fabrication d'une pièce d'acier selon l'une quelconque des revendications 25 à 27, où ladite nitruration ou cémentation est effectuée lors d'un cycle thermique préalablement ou simultanément à ladite mise en solution.
29. Pièce mécanique ou pièce pour élément de structure, comprenant un acier ayant la composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 19.
30. Pièce mécanique selon la revendication 29, où il s'agit d'un arbre de transmission de moteur, ou d'un dispositif de suspension de moteur ou d'un élément d'atterrisseur ou d'un élément de boîte de vitesses ou d'un axe de roulement.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR0756379 | 2007-07-10 | ||
| FR0756379 | 2007-07-10 | ||
| PCT/FR2008/051080 WO2009007562A1 (fr) | 2007-07-10 | 2008-06-18 | Acier martensitique durci à teneur faible ou nulle en cobalt, procédé de fabrication d'une pièce à partir de cet acier, et pièce ainsi obtenue |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CA2694844A1 CA2694844A1 (fr) | 2009-01-15 |
| CA2694844C true CA2694844C (fr) | 2015-07-28 |
Family
ID=39156307
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CA2694844A Active CA2694844C (fr) | 2007-07-10 | 2008-06-18 | Acier martensitique durci a teneur faible ou nulle en cobalt, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US9045806B2 (fr) |
| EP (1) | EP2164998B1 (fr) |
| JP (1) | JP5328785B2 (fr) |
| CN (1) | CN101815797B (fr) |
| AT (1) | ATE490347T1 (fr) |
| CA (1) | CA2694844C (fr) |
| DE (1) | DE602008003811D1 (fr) |
| DK (1) | DK2164998T3 (fr) |
| ES (1) | ES2352788T3 (fr) |
| PL (1) | PL2164998T3 (fr) |
| RU (1) | RU2456367C2 (fr) |
| SI (1) | SI2164998T1 (fr) |
| WO (1) | WO2009007562A1 (fr) |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2947565B1 (fr) * | 2009-07-03 | 2011-12-23 | Snecma | Traitement cryogenique d'un acier martensitique a durcissement mixte |
| FR2947566B1 (fr) * | 2009-07-03 | 2011-12-16 | Snecma | Procede d'elaboration d'un acier martensitique a durcissement mixte |
| FR2964668B1 (fr) * | 2010-09-14 | 2012-10-12 | Snecma | Optimisation de l'usinabilite d'aciers martensitiques inoxydables |
| RU2502822C1 (ru) * | 2012-12-18 | 2013-12-27 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сталь |
| US9303295B2 (en) * | 2012-12-28 | 2016-04-05 | Terrapower, Llc | Iron-based composition for fuel element |
| US10157687B2 (en) | 2012-12-28 | 2018-12-18 | Terrapower, Llc | Iron-based composition for fuel element |
| CN103667964B (zh) * | 2013-11-07 | 2016-06-15 | 安徽省智汇电气技术有限公司 | 一种泵轴承用中碳钢材料及其制备方法 |
| CN104372260B (zh) * | 2014-11-07 | 2017-03-08 | 佛山市南海区华恭金属加工有限公司 | 高强度钢拉杆及其热处理方法 |
| CN104911499B (zh) * | 2015-06-29 | 2017-12-26 | 钢铁研究总院 | Cu强化Co‑free二次硬化超高强度钢及制备方法 |
| RU2611250C1 (ru) * | 2015-11-25 | 2017-02-21 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова" (АлтГТУ) | Инструментальная сталь |
| CN109604957A (zh) * | 2018-12-14 | 2019-04-12 | 中国航空工业集团公司北京航空精密机械研究所 | 一种高精度结构开放式薄壁钛合金零件的加工方法 |
| CN110257718B (zh) * | 2019-08-01 | 2020-10-16 | 邵东智能制造技术研究院有限公司 | 一种耐磨损的不锈钢结构合金及其制备方法 |
| CN111440929B (zh) * | 2020-04-10 | 2021-11-12 | 合肥通用机械研究院有限公司 | 一种高压临氢自紧式组合密封件设计制造方法 |
| CN116926442B (zh) * | 2023-07-24 | 2024-02-23 | 北京理工大学 | 纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢及其制备方法 |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1089934A (en) * | 1964-10-28 | 1967-11-08 | Republic Steel Corp | High strength steel alloy composition |
| JPS5161B1 (fr) | 1967-09-18 | 1976-01-05 | ||
| US4004920A (en) * | 1975-05-05 | 1977-01-25 | United States Steel Corporation | Method of producing low nitrogen steel |
| FR2307879A1 (fr) * | 1975-04-18 | 1976-11-12 | Siderurgie Fse Inst Rech | Toles en acier au nickel pour utilisation a basse temperature |
| EP0021349B1 (fr) * | 1979-06-29 | 1985-04-17 | Nippon Steel Corporation | Acier à résistance élevée à la traction et procédé pour sa fabrication |
| JPS5635750A (en) * | 1979-08-29 | 1981-04-08 | Kobe Steel Ltd | Alloy steel with superior strength and toughness and its manufacture |
| US4605321A (en) * | 1983-03-23 | 1986-08-12 | Skf Kugellagerfbriken Gmbh | Roller bearing for seating a pedal bearing shaft |
| US4832525A (en) * | 1988-03-25 | 1989-05-23 | Morrison Donald R | Double-bearing shaft for a vibrating screed |
| US5393488A (en) * | 1993-08-06 | 1995-02-28 | General Electric Company | High strength, high fatigue structural steel |
| SE520169C2 (sv) * | 1999-08-23 | 2003-06-03 | Sandvik Ab | Metod för tillverkning av stålprodukter av utskiljningshärdat martensitiskt stål, samt användning av dessa stålprodukter |
| FR2823226B1 (fr) * | 2001-04-04 | 2004-02-20 | V & M France | Acier et tube en acier pour usage a haute temperature |
| US6715921B2 (en) * | 2001-10-24 | 2004-04-06 | Victor Company Of Japan, Ltd. | Shaft bearing structure of spindle motor |
| RU2218445C2 (ru) * | 2001-11-28 | 2003-12-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт неорганических материалов им. акад. А.А.Бочвара" | Жаропрочная радиационно-стойкая сталь |
| US6890393B2 (en) * | 2003-02-07 | 2005-05-10 | Advanced Steel Technology, Llc | Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof |
| FR2885142B1 (fr) | 2005-04-27 | 2007-07-27 | Aubert & Duval Soc Par Actions | Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue |
| JP2007063658A (ja) * | 2005-09-02 | 2007-03-15 | Daido Steel Co Ltd | マルテンサイト系ステンレス鋼 |
-
2008
- 2008-06-18 CA CA2694844A patent/CA2694844C/fr active Active
- 2008-06-18 WO PCT/FR2008/051080 patent/WO2009007562A1/fr active Application Filing
- 2008-06-18 RU RU2010104452/02A patent/RU2456367C2/ru active
- 2008-06-18 US US12/668,297 patent/US9045806B2/en active Active
- 2008-06-18 DE DE602008003811T patent/DE602008003811D1/de active Active
- 2008-06-18 DK DK08806015.7T patent/DK2164998T3/da active
- 2008-06-18 SI SI200830116T patent/SI2164998T1/sl unknown
- 2008-06-18 CN CN2008801032873A patent/CN101815797B/zh active Active
- 2008-06-18 ES ES08806015T patent/ES2352788T3/es active Active
- 2008-06-18 EP EP08806015A patent/EP2164998B1/fr active Active
- 2008-06-18 PL PL08806015T patent/PL2164998T3/pl unknown
- 2008-06-18 AT AT08806015T patent/ATE490347T1/de active
- 2008-06-18 JP JP2010515557A patent/JP5328785B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE602008003811D1 (de) | 2011-01-13 |
| DK2164998T3 (da) | 2011-03-14 |
| EP2164998A1 (fr) | 2010-03-24 |
| CA2694844A1 (fr) | 2009-01-15 |
| CN101815797B (zh) | 2012-05-16 |
| PL2164998T3 (pl) | 2011-05-31 |
| CN101815797A (zh) | 2010-08-25 |
| SI2164998T1 (sl) | 2011-01-31 |
| RU2010104452A (ru) | 2011-08-20 |
| US9045806B2 (en) | 2015-06-02 |
| WO2009007562A1 (fr) | 2009-01-15 |
| ES2352788T3 (es) | 2011-02-23 |
| ATE490347T1 (de) | 2010-12-15 |
| EP2164998B1 (fr) | 2010-12-01 |
| RU2456367C2 (ru) | 2012-07-20 |
| JP5328785B2 (ja) | 2013-10-30 |
| JP2010533240A (ja) | 2010-10-21 |
| US20100200119A1 (en) | 2010-08-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA2694844C (fr) | Acier martensitique durci a teneur faible ou nulle en cobalt, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue | |
| CA2730520C (fr) | Acier martensitique durci a teneur faible en cobalt, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue | |
| CA2607446C (fr) | Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue | |
| EP1896624B1 (fr) | Composition d'acier inoxydable martensitique, procede de fabrication d'une piece mecanique a partir de cet acier et piece ainsi obtenue | |
| CA2335911C (fr) | Acier de cementation a temperature de revenu elevee, procede pour son obtention et pieces formees avec cet acier | |
| WO2015098106A1 (fr) | Procédé de production de constituant en acier cémenté et constituant en acier cémenté | |
| WO2012073485A1 (fr) | Acier de cémentation possédant une excellente forgeabilité à froid et procédé de production de ce dernier | |
| FR2885141A1 (fr) | Acier martensitique durci, procede de fabrication d'une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue | |
| CA3001158C (fr) | Acier, produit realise en cet acier, et son procede de fabrication | |
| JP4964063B2 (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品 | |
| WO2017216500A1 (fr) | Composition d'acier | |
| WO2019186016A1 (fr) | Composition d'acier | |
| WO2011065593A1 (fr) | Lingot pour roulement, et procédé de production d'acier à roulements | |
| CA2559562C (fr) | Acier pour pieces mecaniques, procede de fabrication de pieces mecaniques l'utilisant et pieces mecaniques ainsi realisees | |
| JP4347763B2 (ja) | 高温浸炭用鋼およびその製造方法 | |
| JP3730182B2 (ja) | トロイダルｃｖｔ部品用浸炭用鋼 | |
| WO2017170127A1 (fr) | Acier cémenté | |
| CA2312034C (fr) | Acier de nitruration, procede pour son obtention et pieces formees avec cet acier | |
| JP4616148B2 (ja) | 軸受鋼 | |
| JP2023140901A (ja) | 冷間加工用の高硬度鋼とこれを用いた機械部品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EEER | Examination request |
Effective date: 20130527 |