Acier au manganèse. La présente invention est relative aux aciers au manganèse à haute limite élastique, soudables et. emboutissables.
Dans la construction métallique allégée, et particulièrement celle du matériel de tran s port et des conduites forcées, on utilise fré quemment des aciers à haute limite élastique contenant du manganèse à des teneurs pou- @ant varier de 0,8 à 20/0.
L'addition de manganèse dans ces pro portions augmente, en effet, la résistance mé canique de l'acier, permettant d'avoir une te- rieur en carbone relativement basse, et une aptitude au soudage et à l'emboutissage meil leure que ne serait celle d'un acier au carbone de même dureté. Elle est plus économique que toute autre addition qui produirait. les mêmes résultats mécaniques.
Parmi ces aciers connus au manganèse, les meilleurs, c'est-à-dire ceux dont la soudabilité el l'aptitude à l'emboutissage sont les plus élevées, dénommés ici aciers A , ont la com position moyenne suivante, en poids, en plus (lu fer:
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Carbone <SEP> 0,18 <SEP> à <SEP> 0,25%
<tb> .Manganèse <SEP> 1. <SEP> à <SEP> 1,50%
<tb> Silicium <SEP> 0,15 <SEP> à <SEP> <B>0,251/0</B>
<tb> Soufre <SEP> 0,0251/o
<tb> Phosphore <SEP> _G <SEP> 0,030%
<tb> Oxygène <SEP> G <SEP> 0,010/a
<tb> Azote <SEP> 0,007 <SEP> à <SEP> 0,01.0 <SEP> /0 En outre, ils contiennent:
soit du molybdène à la teneur de 0,10 à 0,20 soit du vanadium à la teneur de 0,05 à 0,10 0/ o mais non ces deux éléments simultanément.
Les caractéristiques mécaniques de 'ces aciers A sont les suivantes: Limite élastique 36 à 44 kg/mm2 Charge de rupture 54 à 64 kg/mm? Allongement de rupture supérieur ou égal à 201/o la, distance entre repères étant égale à
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S étant la section de l'éprouvette. Ces aciers A connus, bien -que supérieurs aux aciers au carbone et aux aciers ordinaires au manganèse, ne présentent cependant pas une aptitude à la soudure assez bonne pour permettre leur assemblage sans précaution; de même, ils ont encore une aptitude à l'embou- tissage insuffisante et, particulièrement, pré sentent de faibles caractéristiques en travers.
Cette dernière propriété est due à la struc ture en bandes, dite encore structure fi breuse ou feuilletée qui est connue comme caractéristique des aciers au manganèse, et d'où résulte une différence sensible entre les caractéristiques mécaniques obtenues dans le sens de laminage et perpendiculairement à celui-ci. Cette anisotropie se manifeste, en particulier, pour la résilience, le pliage, l'al- longement et l'emboutissage.
Elle se trouve encore très accentuée dans les produits lami nés toujours dans le même sens, comme les feuillards, plats, large-plats et les poutrelles, de même que les tôles de fortes épaisseurs, laminées à partir de lingots méplats.
La résilience en travers , cri particulier, est environ la moitié de sa valeur en long . L'invention a pour objet un acier au man ganèse à soudabilité et aptitude à l'emboutis sage fortement améliorées, dont les caracté ristiques en travers sont supérieures à celles des aciers connus :A et dont les propriétés élevées subsistent même en produits de fortes épaisseurs.
Cet. acier est caractérisé en ce qu'il com porte, avec de très faibles teneLirs en carbone, soufre et oxygène, à la fois du molybdène, du vanadium et du titane.
Au dessin annexé, donné uniquement à tare d'exemple Fig. 1. représente, en élévation, un outil spécial pour l'essai de l'aptitude à l'embou tissage de tôles moyennes et fortes en acier suivant l'invention.
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<I>Nuance <SEP> mi-dure</I> <SEP> B' :
<tb> Carbone <SEP> 0,08 <SEP> à <SEP> 0,15% <SEP> et <SEP> de <SEP> préférence <SEP> <B>0,10</B> <SEP> à. <SEP> 0,14%
<tb> Manganèse <SEP> 1,20 <SEP> à <SEP> 1,60% <SEP> <SEP> 1,35 <SEP> à <SEP> 1,55%
<tb> Silicium <SEP> 0,10 <SEP> à <SEP> 0,200/0 <SEP> <SEP> <B>0,15%</B>
<tb> Molybdène <SEP> 0,10 <SEP> à <SEP> 0,30% <SEP> <SEP> 0,20%
<tb> Vanadium <SEP> 0,02 <SEP> à <SEP> <B>0,1011/0</B> <SEP> <SEP> <B>0,050/0</B>
<tb> Titane <SEP> 0,01 <SEP> à <SEP> <B>0,100/0</B> <SEP> <SEP> 0,02%
<tb> Soufre <SEP> 0,010 <SEP> à <SEP> 0,025% <SEP> <SEP> <B>0,0100/0</B>
<tb> Oxygène <SEP> 0,004 <SEP> à <SEP> 0,008% <SEP> <SEP> 0,004%
<tb> Phosphore <SEP> 0,015 <SEP> à <SEP> 0,030% <SEP> <SEP> 0,015%
<tb> Azote <SEP> 0,010 <SEP> à <SEP> <B>0,0251/0</B> <SEP> <SEP> <B>0,0150/0</B>
<tb> <I>Nuance <SEP> dure</I> <SEP> B2
<tb> Carbone <SEP> 0,
13 <SEP> à <SEP> 0,18% <SEP> et <SEP> de <SEP> préférence <SEP> 0,14 <SEP> à <SEP> 0,161/o
<tb> Manganèse <SEP> 1,65 <SEP> à <SEP> <B>1,851/o</B> <SEP> <SEP> 1,70 <SEP> à <SEP> 1,80%
<tb> Silicium <SEP> 0,10 <SEP> à <SEP> 0,30% <SEP> <SEP> 0,151/o
<tb> Molybdène <SEP> 0,10 <SEP> à <SEP> <B>0,50%</B> <SEP> <SEP> 0,20%
<tb> Vanadium <SEP> 0,02 <SEP> à <SEP> <B>0,1011/0</B> <SEP> <SEP> 0,05%
<tb> Titane <SEP> 0,01 <SEP> à <SEP> <B>0,100/0</B> <SEP> <SEP> 0,02%
<tb> Soufre <SEP> 0,010 <SEP> à <SEP> 0,025 <SEP> 0/0 <SEP> <SEP> <B>0,0100/0</B>
<tb> Oxygène <SEP> 0,004 <SEP> à <SEP> 0,008%, <SEP> <SEP> 0,0041/o
<tb> Phosphore <SEP> 0,015 <SEP> à <SEP> 0,030% <SEP> .
<SEP> <SEP> 0,015 <SEP> %
<tb> Azote <SEP> 0,010 <SEP> à <SEP> 0,0251/o <SEP> <SEP> <B>0,0151/0</B> Fig. 2 et 3 sont des diagrammes compara tifs de traction simple, d'un acier conforme à l'invention soumis à des traitements thermi ques précisés plus loin.
La composition de l'acier suivant l'inven tion est avantageusement la suivante, en poids, en 0/0, en dehors du fer:
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Carbone <SEP> 0,08 <SEP> à <SEP> <B>0,180/0</B>
<tb> Man<B>-</B>,an <SEP> ése <SEP> 1,10 <SEP> à <SEP> 2,000/0
<tb> Silicium <SEP> 0,10 <SEP> à <SEP> <B>0,30%</B>
<tb> llolybdène <SEP> 0,10 <SEP> à <SEP> <B>0,501/0</B>
<tb> Vanadium <SEP> 0,02 <SEP> à <SEP> <B>0,100/0</B>
<tb> Titane <SEP> 0,01 <SEP> à. <SEP> <B>0,1-00/0</B>
<tb> Soufre <SEP> G <SEP> <B>0,025%</B>
<tb> Phosphore <SEP> G <SEP> 0,030%
<tb> Oxygène <SEP> @<B>0,0090/0</B>
<tb> _ <SEP> Azote <SEP> 0,01.0 <SEP> à. <SEP> <B>0,0250/0</B> L'acier présentant cette composition sera d#uommé ci-après acier B .
A l'intérieur de cette gamme, deux nuan ces peuvent, en particulier, être signalées, sa voir: une nuance ini-dure B1 et une nuance dure B2 , dont les compositions en poids, en 0/0, en dehors du fer sont les suivantes: Dans les aciers connus du type A , le manganèse fixe le soufre qui forme avec MnO et PeS présents dans l'acier des mélanges fon dant aux basses températures de l'ordre de 1000 <B>C</B>.
Ces inclusions se trouvent dans le métal coulé sous forme de gouttelettes fines dispersées dans le lingot, susceptibles de se rassembler en plus gros agrégats dans les par ties du lingot qui refroidissent plus lentement. Au laminage, elles fondent à nouveau et s'aplatissent en lamelles de faible épaisseur, de l'ordre du micron; elles constituent alors de nombreux plans de discontinuité des cou ches d'acier, orientés parallèlement au sens du laminage, d'où résulte la structure feuilletée qui réduit considérablement les caractéristi ques mécaniques dans la direction perpendi culaire à celle du laminage.
Par exemple, avec les aciers A , la résilience en travers est de 5 kgm/em2 contre 12 dans le sens du lami nage. Par ailleurs, le pliage à 180 dans le sens du laminage peut. être effectué autour d'un mandrin dont le diamètre est égal à l'épaisseur du produit laminé, alors que dans le sens perpendiculaire au laminage, le dia mètre minimum de pliage est égal à trois fois l'épaisseur.
Au contraire, dans les aciers B confor mes à l'invention, le soufre est fixé par une partie du molybdène plutôt. que le manga nèse, comme cela résulte de la différence des teneurs en soufre décelées par les méthodes classiques de dosage par combustion, d'une part, et par attaque par les acides avec dé gagement d'H2S, d'autre part. Les dosages par combustion donnent, en effet, un chiffre sensiblement double de celui donné par la mé thode d'attaque acide, du fait que la combus tion décompose tous les sulfures, y compris celui du molybdène, alors que les acides n'agissent pas sur ce dernier.
Le sulfure de molybdène forme des incl!.i- sions beaucoup moins néfastes que celles en sulfure de manganèse. En effet, le sulfure de molybdène a un point de fusion élevé et n'en tre pas en solution solide avec l'oxyde de man ganèse. Ce sulfure se présente dans l'acier sous forme d'inclusions très finement répar- ties, solides aux températures de laminage et la structure n'est. plus feuilletée . Bien en tendu, il est important que la teneur en sou fre soit faible dans l'acier, afin de laisser un excès de molybdène libre dont l'effet sera indiqué phis loin.
Le vanadium se fixe sur le carbone et l'azote, en affinant ainsi le grain, ce qui aug mente la résistance mécanique et élève la tem pérature du début de la surchauffe de 100 C environ, soit de 1000 à 1100 C environ.
Le titane désoxyde, réduit MnO, et se fixe sur l'azote et sur le carbone en formant des composés peu solubles ou insolubles dans l'aus- ténite. L'intérêt de fixer l'oxygène par le ti tane est de réduire la quantité d'inclusions néfastes et d'éviter la formation de composés complexes à base de MnO.
L'action des trois éléments cités se com plète donc heureusement en éliminant les effets nocifs du soufre et de l'oxygène et, en même temps, rend utiles les faibles teneurs en azote et en carbone. Ces éléments sont transformés en composés insolubles dans l'austénite, ce qui réduit considérablement 1 effet de trempe lors des opérations de sou- Ciage.
Le molybdène et le vanadium diminuent également la grosseur des agrégats de carbu res ou perlite. Les dimensions moyennes de ces derniers passent de 10 à 20 microns pour les aciers ai. manganèse seul, à 3 à 6 microns pour les aciers connus A au mangânèse- sanadium ou au manganèse-molybdène. Quant aux aciers B conformes à l'invention, leurs carbures sont tellement fins qu'ils ne sont pratiquement pas résolubles, au microscope et se présentent comme des points d'un diamètre de 1 à 3 microns.
Ce dernier résultat contribue aussi à attê- iiuer l a structure en bandes, caractéristique des aciers au manganèse, et la titulaire a cons taté par ses expériences que cette action favo rable était produite par l'addition conjuguée du molybdène et du vanadium, avec une effi cacité beaucoup plus grande que ne pourrait le- faire un seul de ces éléments, même intro duit en teneurs plus importantes. En d'autres termes, l'action de chacun de ces élément,,,, tend assez rapidement. vers un maximum et, contrairement à toute attente, l'effet obtenu par l'un des éléments n'enlève rien à l'activité de l'autre qu'elle renforce au contraire.
Le molybdène et le vanadium ont aussi pour effet d'élever la limite élastique de l'acier, et leur action est notablement renfor cée par celle du titane, employé à titre d'agent de calmage dans les teneurs indiquées ci-des sus.
Comme autre résultat, l'addition simulta née de ces trois éléments permet d'abaisser la teneur en carbone aux valeurs très basses comprises entre 0,08 et 0,18 % et, par suite, de rendre les aciers conformes à l'invention particulièrement aptes au soudage et. à l'em boutissage.
La résilience Charpy en travers des aciers A sur tôles est de 6 à 8 kgm/em2 et, sur plats, de 5 à 7 kgm/em2; pour le groupe Bi , elle est de 9 à 12 pour les tôles, de 9 à 1.1 pour des plats de 280 X 12,7 mm corroyés deux fois en travers, quarante-six fois en long (en partant de lingots de 4,5 tonnes et ayant une section moyenne de 600 X 600 mm).
Pour les aciers B , la résilience en tra vers demeure voisine de celle en long jus qu'aux températures de - 60 C, la diminu- tion de résilience n'étant que de 30 % à - 600 C.
Au contraire, la résilience en travers du groupe A est plus sensible à l'action des basses températures et diminue de 50 % vers - 300 C.
L'aptitude au soudage des aciers conformes à l'invention peut être vérifiée par les dive3#- ses méthodes d'essais de soudure actuellement connues et, notamment, en ce qui concerne la, soudure par points, par les méthodes connues sous le nom d'essais de déboutonnage au bu rin et d'essais de torsion des points soudés. La soudure et les essais sont effectués dans des conditions déterminées à l'avance.
La rupture par torsion des points soudés survient pour un angle de rupture supérieur à. 26 dans le cas des aciers B1 alors que cet angle est compris entre 18 et 220 pour les aciers connus A . Pour L'acier B2 , dont la dureté est beaucoup plus grande que celle de l'acier A et même de l'acier B' , l'angle de rupture est. encore supérieur à 220.
La. supériorité des aciers B conformes à l'invention est. encore mise en évidence par l'essai de soudabilité dénommé couramment essai liinzel. Cet essai consiste à effectuer, à diverses températures, un pliage statique, par exemple à la presse, sur une éprouvette por tant un dépôt de soudure sous forme d'un cor don longitudinal, effectué suivant. des règles déterminées et, d'autre part, une entaille transversale à fond vif, de rayon de 0,25 mm.
On mesure la contraction latérale à la base de l'entaille après rupture complète de l'échan tillon et cette contraction mesurée en 0/a de la largeur initiale est prise comme critère de soudabilité et de capacité de l'acier à résister aux efforts multiaxés tels que ceux qui se produisent au cours de l'essai.
La température dite de transition est celle en dessous de la quelle la contraction latérale devient infé- rieure à 1%, dénotant de la part de l'acier A des qualités insuffisantes.
Dans le cas des aciers connus A , cette température de transition est généralement comprise entre 0 et - 200 C, alors que, pour les. aciers B conformes à l'invention, elle descend à - 400 C, ou même à une tempéra ture encore plus basse. Ceci dénote, en outre, que l'acier suivant l'invention peut être uti lisé à la construction d'ouvrages ou d'appa reils devant subir en service des températures très basses.
L'aptitude remarquable à. l'emboutissage des aciers conformes à. L'invention peut, de même, se vérifier par les différents essais con nus et, en outre, par un essai mis au point par la titulaire en ce qui concerne les tôles moyennes et. fortes pour lesquelles il n'exis tait pas d'essai standard jusqu'à présent.
Cet essai consiste à former un godet. par emboutissage d'un flan, à. l'aide d'un poinçon (fig. 1) faiblement conique, clans une matrice de forme déterminée. Le rayon minimum r de l'arrondi qui raccorde la partie plane 1 et la. partie tronconique 2 du poinçon, rayon au-dessous duquel il se produit. des criques ou fissures lors de l'emboutissage, est un critère de l'aptitude à l'emboutissage de l'acier. Pour une épaisseur de flan de 4 mm, la titulaire a. observé que dans les aciers A , B2 et B1 , les rayons r minimum sont respectivement de 8, 6 et 2 mm..
L'acier B conforme à l'invention et, en particulier, les nuances Al et B2 , acquiè rent des propriétés remarquables et, en par ticulier, un rapport élevé entre la limite élastique et. la résistance à
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la rupture, par lin traitement thermique qui consiste essentielle ment. à soumettre l'acier préalablement, chauffé à deux refroidissements contrôlés, le premier dans l'intervalle de température 800-680 C environ et le deuxième dans l'intervalle de température 600-400 C en viron, le premier intervalle étant franchi en un temps au moins dix fois plus court que la. durée de franchissement du deuxième inter valle.
Selon l'épaisseur du produit (del à20mm), le premier refroidissement peut avoir une du rée comprise entre 10 secondes et 10 minutes; le deuxième, entre 5 et 100 minutes. A titre d'exemples, on peut opérer comme sait sur une tôle de 4 mm d'épaisseur: Traitement<B>1:</B> On opère successivement les trois phases suivantes: a) chauffage et maintien pendant 10 mi nutes à une température comprise entre 850 et 920 C; b) refroidissement rapide de la tempéra ture de chauffage jusqu'à 600 C environ;
c) et enfin, refroidissement ralenti en un temps au moins dix fois plus long .entre 600 et 400 C, le refroidissement pouvant ensuite se terminer à l'air en dessous de 400 C. Le mode de traitement peut se faire dans cer tains fours à normaliser et nécessite un seul chauffage de l'acier.
Le premier intervalle, et notamment la partie comprise entre 800 et 680 C peut être franchi par exemple en soixante secondes, tandis que le deuxième doit dans ce cas, du rer au moins dix minutes.
<I>Traitement II:</I> On effectue un recuit vers 850 à 920 C avec refroidissement à l'air phis ou moins ra pide (normalisation) suivi d'un revenu à une température comprise entre 600 et 400 C en viron en un temps au moins dix fois plus long que la durée de passage entre 800 et 680 C au cours de la normalisation. Ce mode de traitement est plus facile à réaliser que le traitement I, mais exige deux chauffages de l'acier. Le temps de passage entre 800 et 680 C peut être, par exemple, de deux mi nutes; il se forme pendant ce temps une aus- ténite dure enrichie en carbone et ferrite.
Cette austénite, qui donnerait à l'acier une faible limite élastique, est décomposée en fer <U>rite</U> et carbures par un séjour plus long, de 20 minutes ou plus., dans la zone 600-400 C.
Le tableau ci-après précise les caracté ristiques que l'on peut obtenir avec les aciers B1 et B2 respectivement, avec le traite ment thermique I ou II ci-dessus, dans le cas de tôles de 2 à 10 mm d'épaisseur.
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- <SEP> Caractéristiques <SEP> Acier <SEP> B1 <SEP> Acier <SEP> B2
<tb> mécaniques <SEP> en <SEP> travers <SEP> normalisation <SEP> traitement <SEP> normalisation <SEP> traitement
<tb> simple <SEP> I <SEP> ou <SEP> II <SEP> simple <SEP> I <SEP> ou <SEP> II
<tb> Limite <SEP> élastique <SEP> <I>IJ</I>
<tb> (minima) <SEP> 28-36 <SEP> kg/mm2 <SEP> 40-50 <SEP> kg/mm2 <SEP> 42-50 <SEP> li llnIn2 <SEP> 48-60 <SEP> lig/mm2
<tb> Charge <SEP> de <SEP> rupture <SEP> R <SEP> 54-70 <SEP> kg/mm2 <SEP> 50-63 <SEP> kg/mm2 <SEP> 68-80 <SEP> kg/min2 <SEP> 62-75 <SEP> kg/mm2
<tb> Rapport <SEP> E <SEP> 0,
5 <SEP> .à <SEP> 0,6 <SEP> 0,75 <SEP> à <SEP> 0,85 <SEP> <B>0,5</B> <SEP> à <SEP> <B>0,7</B> <SEP> 0,75 <SEP> à <SEP> 0,90
<tb> R
<tb> Allongement <SEP> de
<tb> rupture <SEP> 16 <SEP> à <SEP> 241/o <SEP> 20 <SEP> à <SEP> 28 <SEP> 0/0 <SEP> 13 <SEP> à <SEP> 1811/o <SEP> 1..1 <SEP> à <SEP> 22 <SEP> %
<tb> Résilience <SEP> suréprou vette <SEP> Charpy <SEP> 8-10 <SEP> kgm/em2 <SEP> 9-12 <SEP> kgm/em2 <SEP> 6,0-7,0 <SEP> kgtn/nm2 <SEP> 6,5-8 <SEP> km!em2
<tb> Pliage <SEP> à <SEP> 180 <SEP> sans
<tb> crique <SEP> ni <SEP> gerçure
<tb> sur <SEP> mandrin <SEP> d'é paisseur <SEP> égale <SEP> à. <SEP> 1,5 <SEP> fois <SEP> celle <SEP> de <SEP> 1,0 <SEP> fois <SEP> celle <SEP> de <SEP> 3,5 <SEP> fois <SEP> celle <SEP> de <SEP> 2,5 <SEP> fois <SEP> celle <SEP> de
<tb> la <SEP> tôle <SEP> la.
<SEP> tôle <SEP> la <SEP> tôle <SEP> la <SEP> tôle
<tb> Aptitude <SEP> à <SEP> l'embou- <SEP> mauvaise <SEP> bonne
<tb> tissage <SEP> (tendance <SEP> aux <SEP> (emboutissage
<tb> criques) <SEP> profond) Etant donné l'importance essentielle d'un traitement convenable pour bénéficier de tous les avantages des aciers conformes à l'inven tion, notamment, en ce qui concerne l'obten tion d'un rapport
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élevé, il paraît utile de signaler un procédé simple de contrôle de ce traitement..
On a remarqué que le rapport
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élevé coïncide, sur le diagramme de traction simple représenté à la fig. 2 et dans lequel les allongements en 0/a sont portés en abscisses et les charges en kg/mm2 de section de l'éprouvette en ordonnées, avec un allonge ment permanent. important (2 à 3 0/a) lorsque la charge d'épreuve atteint le palier 3 clas sique de la limite élastique. Ce palier 3 est caractéristique des aciers recuits dont la structure est formée de ferrite et de carbures.
Au contraire, dans le cas des aciers B rapidement refroidis, donc mal recuits, on n'observe pas de brisure à la limite élastique (fig. 3), ce qui montre la présence d'austénite enrichie en carbone et non transformée en ferrite plus carbures.
Ces propriétés sont particulières aux aciers B conformes à l'invention, car la vitesse de décomposition de l'austénite diffère entre les aciers A et B . Entre 800 et. 680 C, l'aus- ténite des aciers A se décompose en ferrite et austénite enrichie en carbone (0,20 à 0,30 %); cette dernière finit par former des carbures et de la ferrite;
la durée de cette transformation est, d'environ 10 à 30 secon des pour les aciers C-1-ln-Va, de 100 à 600 secondes pour les aciers C-lln-lZo connus du type A .
Pour les aciers B , au contraire, l'austé- xiite enrichie en carbone est beaucoup plus stable, car elle ne se transforme complètement en carbures et ferrite qu'au bout de 700 à 4000 secondes suivant . les teneurs en molyb dène et vanaditun notamment.
Cette stabilité de l'austénite enrichie en carbone fait qu'il est possible de réaliser, même sur fortes épaisseurs, de 50 mm par exemple, les mêmes caractéristiques que sur produits de faible épaisseur; en particulier la limite élastique élevée et la résilience en tra vers; c'est une autre propriété très utile en construction métallique.
L'acier suivant l'invention est susceptible de très nombreuses applications, parmi les quelles on peut citer: les constructions soudées à l'are et. par points (châssis, bogies, affûts, caisses, faces, pavillons de voitures de chemin de fer, châssis et élément de carrosserie de voitures automo- tiles, ete.) ;
les conduites forcées écrouies à froid par les procédés d'autofrettage, traitées ou non par vieillissement artificiel (250-400 C); les constructions soudées par le procédé sous laitiers conducteurs (poutres composées à faces parallèles, assemblées grâce à ce pro cédé, etc.) ; les constructions soudées par étincellage (chaînes marines et antres, à poids et encom brement réduits, non vieillissantes, non Ira- #1-iles à basse température), etc.
Manganese steel. The present invention relates to manganese steels with high elastic limit, weldable and. drawable.
In lightweight metal construction, and particularly in transmission equipment and penstocks, high yield strength steels containing manganese are frequently used in contents varying from 0.8 to 20%.
The addition of manganese in these pro portions increases, in fact, the mechanical resistance of the steel, making it possible to have a relatively low carbon content, and a better weldability and stamping ability. would be that of a carbon steel of the same hardness. It is more economical than any other addition that would produce. the same mechanical results.
Among these known manganese steels, the best, that is to say those of which the weldability and the ability to draw are the highest, here called A steels, have the following average composition, by weight, in more (read iron:
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Carbon <SEP> 0.18 <SEP> to <SEP> 0.25%
<tb> .Manganese <SEP> 1. <SEP> to <SEP> 1.50%
<tb> Silicon <SEP> 0.15 <SEP> to <SEP> <B> 0.251 / 0 </B>
<tb> Sulfur <SEP> 0.0251 / o
<tb> Phosphorus <SEP> _G <SEP> 0.030%
<tb> Oxygen <SEP> G <SEP> 0.010 / a
<tb> Nitrogen <SEP> 0.007 <SEP> to <SEP> 0.01.0 <SEP> / 0 In addition, they contain:
either molybdenum in the content of 0.10 to 0.20 or vanadium in the content of 0.05 to 0.10 0 / o but not these two elements simultaneously.
The mechanical characteristics of these A steels are as follows: Yield strength 36 to 44 kg / mm2 Breaking load 54 to 64 kg / mm? Elongation at break greater than or equal to 201 / o la, distance between marks being equal to
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S being the section of the test piece. These known A steels, although superior to carbon steels and ordinary manganese steels, do not however exhibit a sufficiently good weldability to allow their assembly without precaution; likewise, they still have insufficient drawability and, in particular, show poor cross characteristics.
This last property is due to the strip structure, also known as a fibrous or laminated structure, which is known to be characteristic of manganese steels, and from which results a significant difference between the mechanical characteristics obtained in the rolling direction and perpendicular to this one. This anisotropy manifests itself in particular for resilience, bending, elongation and stamping.
It is still very pronounced in laminated products always born in the same direction, such as strips, flats, wide-flats and joists, as well as very thick sheets, rolled from flat ingots.
Cross resilience, particular cry, is about half its length value. The subject of the invention is a manganese steel with strongly improved weldability and aptitude for drawing, the transverse characteristics of which are superior to those of known steels: A and whose high properties remain even in products of large thicknesses .
This. steel is characterized in that it comprises, with very low carbon, sulfur and oxygen teneLirs, both molybdenum, vanadium and titanium.
In the appended drawing, given only as an example, FIG. 1. shows, in elevation, a special tool for testing the suitability for swelling of medium and heavy steel sheets according to the invention.
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<I> Grade <SEP> medium hard </I> <SEP> B ':
<tb> Carbon <SEP> 0.08 <SEP> to <SEP> 0.15% <SEP> and <SEP> of <SEP> preference <SEP> <B> 0.10 </B> <SEP> to . <SEP> 0.14%
<tb> Manganese <SEP> 1.20 <SEP> to <SEP> 1.60% <SEP> <SEP> 1.35 <SEP> to <SEP> 1.55%
<tb> Silicon <SEP> 0.10 <SEP> to <SEP> 0.200 / 0 <SEP> <SEP> <B> 0.15% </B>
<tb> Molybdenum <SEP> 0.10 <SEP> to <SEP> 0.30% <SEP> <SEP> 0.20%
<tb> Vanadium <SEP> 0.02 <SEP> to <SEP> <B> 0.1011 / 0 </B> <SEP> <SEP> <B> 0.050 / 0 </B>
<tb> Titanium <SEP> 0.01 <SEP> to <SEP> <B> 0.100 / 0 </B> <SEP> <SEP> 0.02%
<tb> Sulfur <SEP> 0.010 <SEP> to <SEP> 0.025% <SEP> <SEP> <B> 0.0100 / 0 </B>
<tb> Oxygen <SEP> 0.004 <SEP> to <SEP> 0.008% <SEP> <SEP> 0.004%
<tb> Phosphorus <SEP> 0.015 <SEP> to <SEP> 0.030% <SEP> <SEP> 0.015%
<tb> Nitrogen <SEP> 0.010 <SEP> to <SEP> <B> 0.0251 / 0 </B> <SEP> <SEP> <B> 0.0150 / 0 </B>
<tb> <I> Grade <SEP> hard </I> <SEP> B2
<tb> Carbon <SEP> 0,
13 <SEP> to <SEP> 0.18% <SEP> and <SEP> of <SEP> preference <SEP> 0.14 <SEP> to <SEP> 0.161 / o
<tb> Manganese <SEP> 1.65 <SEP> to <SEP> <B> 1.851 / o </B> <SEP> <SEP> 1.70 <SEP> to <SEP> 1.80%
<tb> Silicon <SEP> 0.10 <SEP> to <SEP> 0.30% <SEP> <SEP> 0.151 / o
<tb> Molybdenum <SEP> 0.10 <SEP> to <SEP> <B> 0.50% </B> <SEP> <SEP> 0.20%
<tb> Vanadium <SEP> 0.02 <SEP> to <SEP> <B> 0.1011 / 0 </B> <SEP> <SEP> 0.05%
<tb> Titanium <SEP> 0.01 <SEP> to <SEP> <B> 0.100 / 0 </B> <SEP> <SEP> 0.02%
<tb> Sulfur <SEP> 0.010 <SEP> to <SEP> 0.025 <SEP> 0/0 <SEP> <SEP> <B> 0.0100 / 0 </B>
<tb> Oxygen <SEP> 0.004 <SEP> to <SEP> 0.008%, <SEP> <SEP> 0.0041 / o
<tb> Phosphorus <SEP> 0.015 <SEP> to <SEP> 0.030% <SEP>.
<SEP> <SEP> 0.015 <SEP>%
<tb> Nitrogen <SEP> 0.010 <SEP> to <SEP> 0.0251 / o <SEP> <SEP> <B> 0.0151 / 0 </B> Fig. 2 and 3 are comparative diagrams of simple traction, of a steel according to the invention subjected to heat treatments specified below.
The composition of the steel according to the invention is advantageously as follows, by weight, in 0/0, apart from the iron:
EMI0002.0013
Carbon <SEP> 0.08 <SEP> to <SEP> <B> 0.180 / 0 </B>
<tb> Man <B> - </B>, an <SEP> ése <SEP> 1,10 <SEP> to <SEP> 2,000 / 0
<tb> Silicon <SEP> 0.10 <SEP> to <SEP> <B> 0.30% </B>
<tb> llolybdenum <SEP> 0.10 <SEP> to <SEP> <B> 0.501 / 0 </B>
<tb> Vanadium <SEP> 0.02 <SEP> to <SEP> <B> 0.100 / 0 </B>
<tb> Titanium <SEP> 0.01 <SEP> to. <SEP> <B> 0.1-00 / 0 </B>
<tb> Sulfur <SEP> G <SEP> <B> 0.025% </B>
<tb> Phosphorus <SEP> G <SEP> 0.030%
<tb> Oxygen <SEP> @ <B> 0.0090 / 0 </B>
<tb> _ <SEP> Nitrogen <SEP> 0,01.0 <SEP> to. <SEP> <B> 0,0250 / 0 </B> The steel having this composition will be referred to hereinafter as B steel.
Within this range, two shades can, in particular, be pointed out, its see: an ini-hard shade B1 and a hard shade B2, whose compositions by weight, in 0/0, apart from iron are the following: In the known type A steels, the manganese fixes the sulfur which forms, with MnO and PeS present in the steel, mixtures melting at low temperatures of the order of 1000 <B> C </B>.
These inclusions are found in the cast metal as fine droplets dispersed in the ingot which may collect in larger aggregates in the parts of the ingot which cool more slowly. On rolling, they melt again and flatten into thin strips, of the order of a micron; they then constitute numerous planes of discontinuity of the steel layers, oriented parallel to the direction of rolling, from which results the laminated structure which considerably reduces the mechanical characteristics in the direction perpendicular to that of rolling.
For example, with A steels, the cross resilience is 5 kgm / em2 against 12 in the direction of the laminate. By the way, the 180 folding in the rolling direction can. be carried out around a mandrel whose diameter is equal to the thickness of the rolled product, while in the direction perpendicular to the rolling, the minimum bending diameter is equal to three times the thickness.
On the contrary, in steels B according to the invention, the sulfur is fixed by a part of the molybdenum rather. manga nese, as results from the difference in sulfur contents detected by conventional methods of determination by combustion, on the one hand, and by attack by acids with release of H2S, on the other hand. The dosages by combustion give, in fact, a figure appreciably double of that given by the method of acid attack, because the combustion decomposes all the sulphides, including that of molybdenum, whereas the acids do not act. on the latter.
Molybdenum sulfide forms much less harmful inclinations than those of manganese sulfide. In fact, molybdenum sulphide has a high melting point and is not in solid solution with manganese oxide. This sulphide occurs in the steel as very finely distributed inclusions, which are solid at rolling temperatures and are structurally not. more flaky. While in tension, it is important that the sulfur content is low in the steel, in order to leave an excess of free molybdenum, the effect of which will be indicated below.
Vanadium binds to carbon and nitrogen, thus refining the grain, which increases the mechanical strength and raises the temperature at the start of superheating by approximately 100 C, or from 1000 to 1100 C approximately.
Titanium deoxidizes, reduces MnO, and binds to nitrogen and carbon, forming compounds that are poorly soluble or insoluble in austenite. The advantage of fixing oxygen by ti tane is to reduce the quantity of harmful inclusions and to avoid the formation of complex compounds based on MnO.
The action of the three elements mentioned is therefore fortunately complete by eliminating the harmful effects of sulfur and oxygen and, at the same time, makes the low nitrogen and carbon contents useful. These elements are transformed into compounds insoluble in austenite, which considerably reduces the quenching effect during soldering operations.
Molybdenum and vanadium also decrease the size of the aggregates of carbons or perlite. The average dimensions of the latter go from 10 to 20 microns for ai steels. manganese alone, at 3 to 6 microns for the known steels A with manganese-sanadium or manganese-molybdenum. As for the steels B in accordance with the invention, their carbides are so fine that they are practically not resolvable under the microscope and appear as points with a diameter of 1 to 3 microns.
This last result also helps to attenuate the band structure, characteristic of manganese steels, and the holder noted from her experiments that this favorable action was produced by the conjugate addition of molybdenum and vanadium, with an effi much greater efficiency than any one of these elements could achieve, even introduced in higher contents. In other words, the action of each of these elements ,,,, tend rather quickly. towards a maximum and, contrary to all expectations, the effect obtained by one of the elements does not detract from the activity of the other, which it reinforces on the contrary.
Molybdenum and vanadium also have the effect of raising the elastic limit of steel, and their action is notably enhanced by that of titanium, used as a calming agent in the contents indicated above.
As a further result, the simultaneous addition of these three elements makes it possible to lower the carbon content to very low values of between 0.08 and 0.18% and, consequently, to make the steels in accordance with the invention particularly. suitable for welding and. at the stamping.
The Charpy resilience across A steels on sheets is 6 to 8 kgm / em2 and, on flats, 5 to 7 kgm / em2; for the Bi group, it is 9 to 12 for the sheets, from 9 to 1.1 for plates of 280 X 12.7 mm wrought twice across, forty-six times lengthwise (starting with ingots of 4.5 tons and having an average section of 600 X 600 mm).
For B steels, the transverse resilience remains close to the longitudinal one up to temperatures of -60 C, the reduction in resilience being only 30% at -600 C.
On the contrary, the resilience across group A is more sensitive to the action of low temperatures and decreases by 50% towards - 300 C.
The weldability of steels in accordance with the invention can be verified by dive3 # - its currently known welding test methods and, in particular, with regard to spot welding, by the methods known under the name bu rin unbuttoning tests and welded point torsion tests. Welding and testing are carried out under predetermined conditions.
Torsional failure of the welded points occurs for a failure angle greater than. 26 in the case of B1 steels while this angle is between 18 and 220 for known steels A. For steel B2, the hardness of which is much greater than that of steel A and even of steel B ', the angle of rupture is. still greater than 220.
The superiority of the B steels according to the invention is. further demonstrated by the weldability test commonly referred to as the liinzel test. This test consists in carrying out, at various temperatures, a static bending, for example with the press, on a test piece bearing a weld deposit in the form of a longitudinal bead, carried out as follows. determined rules and, on the other hand, a transverse notch with a sharp bottom, radius of 0.25 mm.
The lateral contraction at the base of the notch is measured after complete rupture of the sample and this contraction measured in 0 / a of the initial width is taken as a criterion of weldability and of the steel's capacity to withstand multi-axis forces. such as those which occur during the test.
The so-called transition temperature is that below which the lateral contraction becomes less than 1%, indicating insufficient qualities on the part of steel A.
In the case of known steels A, this transition temperature is generally between 0 and - 200 C, whereas, for. B steels according to the invention, it drops to -400 ° C., or even to an even lower temperature. This further indicates that the steel according to the invention can be used in the construction of works or devices which must undergo very low temperatures in service.
The remarkable ability to. stamping of steels conforming to. Likewise, the invention can be verified by the various known tests and, in addition, by a test developed by the licensee with regard to medium sheets and. strong for which there was no standard test so far.
This test consists of forming a bucket. by stamping a blank, to. using a weakly conical punch (fig. 1), clans a matrix of determined shape. The minimum radius r of the rounding which connects the flat part 1 and the. frustoconical part 2 of the punch, radius below which it occurs. cracks or cracks during stamping is a criterion of the stamping ability of steel. For a blank thickness of 4 mm, the holder a. observed that in steels A, B2 and B1, the minimum radii r are respectively 8, 6 and 2 mm.
The steel B according to the invention and, in particular, the grades A1 and B2, acquire remarkable properties and, in particular, a high ratio between the elastic limit and. resistance to
EMI0005.0003
rupture, by heat treatment which essentially consists of. to subject the steel beforehand, heated to two controlled coolings, the first in the temperature range 800-680 C approximately and the second in the temperature range 600-400 C approximately, the first interval being crossed in one step at least ten times shorter than the. duration of crossing of the second interval.
Depending on the thickness of the product (del to 20mm), the first cooling may have a duration of between 10 seconds and 10 minutes; the second, between 5 and 100 minutes. By way of examples, one can operate as known on a 4 mm thick sheet: Treatment <B> 1: </B> The following three phases are carried out successively: a) heating and holding for 10 minutes at a temperature between 850 and 920 C; b) rapid cooling of the heating temperature to about 600 C;
c) and finally, cooling slowed down in a time at least ten times longer between 600 and 400 C, the cooling then being able to end in air below 400 C. The treatment mode can be done in certain furnaces to standardize and requires only one heating of the steel.
The first interval, and in particular the part between 800 and 680 C, can be crossed, for example, in sixty seconds, while the second must in this case take at least ten minutes.
<I> Treatment II: </I> An annealing is carried out at around 850 to 920 C with cooling in phis air or less rapidly (standardization) followed by tempering at a temperature between 600 and 400 C in approximately a time at least ten times longer than the time spent between 800 and 680 C during standardization. This method of treatment is easier to achieve than treatment I, but requires two heating of the steel. The passage time between 800 and 680 C can be, for example, two minutes; during this time, a hard austenite enriched with carbon and ferrite is formed.
This austenite, which would give the steel a low elastic limit, is decomposed into <U> rite </U> iron and carbides by a longer stay, of 20 minutes or more., In the 600-400 C zone.
The table below specifies the characteristics which can be obtained with steels B1 and B2 respectively, with heat treatment I or II above, in the case of sheets 2 to 10 mm thick.
EMI0006.0001
- <SEP> Characteristics <SEP> Steel <SEP> B1 <SEP> Steel <SEP> B2
<tb> mechanical <SEP> in <SEP> through <SEP> normalization <SEP> processing <SEP> normalization <SEP> processing
<tb> simple <SEP> I <SEP> or <SEP> II <SEP> simple <SEP> I <SEP> or <SEP> II
<tb> Elastic <SEP> limit <SEP> <I> IJ </I>
<tb> (minimum) <SEP> 28-36 <SEP> kg / mm2 <SEP> 40-50 <SEP> kg / mm2 <SEP> 42-50 <SEP> li llnIn2 <SEP> 48-60 <SEP> lig / mm2
<tb> Load <SEP> of <SEP> breaking <SEP> R <SEP> 54-70 <SEP> kg / mm2 <SEP> 50-63 <SEP> kg / mm2 <SEP> 68-80 <SEP> kg / min2 <SEP> 62-75 <SEP> kg / mm2
<tb> Report <SEP> E <SEP> 0,
5 <SEP>. To <SEP> 0.6 <SEP> 0.75 <SEP> to <SEP> 0.85 <SEP> <B> 0.5 </B> <SEP> to <SEP> <B > 0.7 </B> <SEP> 0.75 <SEP> to <SEP> 0.90
<tb> R
<tb> Elongation <SEP> of
<tb> break <SEP> 16 <SEP> to <SEP> 241 / o <SEP> 20 <SEP> to <SEP> 28 <SEP> 0/0 <SEP> 13 <SEP> to <SEP> 1811 / o <SEP> 1..1 <SEP> to <SEP> 22 <SEP>%
<tb> Resilience <SEP> overprovette <SEP> Charpy <SEP> 8-10 <SEP> kgm / em2 <SEP> 9-12 <SEP> kgm / em2 <SEP> 6,0-7,0 <SEP> kgtn / nm2 <SEP> 6,5-8 <SEP> km! em2
<tb> Folding <SEP> to <SEP> 180 <SEP> without
<tb> crack <SEP> nor <SEP> crack
<tb> on <SEP> mandrel <SEP> of thickness <SEP> equal <SEP> to. <SEP> 1.5 <SEP> times <SEP> that <SEP> of <SEP> 1.0 <SEP> times <SEP> that <SEP> of <SEP> 3.5 <SEP> times <SEP> that <SEP> of <SEP> 2.5 <SEP> times <SEP> that <SEP> of
<tb> the <SEP> sheet <SEP> the.
<SEP> sheet <SEP> the <SEP> sheet <SEP> the <SEP> sheet
<tb> Aptitude <SEP> to <SEP> filling <SEP> bad <SEP> good
<tb> weaving <SEP> (trend <SEP> to <SEP> (stamping
<tb> cracks) <SEP> deep) Given the essential importance of a suitable treatment in order to benefit from all the advantages of steels conforming to the invention, in particular as regards obtaining a ratio
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high, it seems useful to point out a simple method of controlling this treatment.
We noticed that the report
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high coincides, on the simple traction diagram shown in fig. 2 and in which the elongations in 0 / a are plotted on the abscissa and the loads in kg / mm2 of section of the test piece on the ordinate, with a permanent elongation. important (2 to 3 0 / a) when the proof load reaches the classical level 3 of the elastic limit. This bearing 3 is characteristic of annealed steels, the structure of which is formed of ferrite and carbides.
On the contrary, in the case of rapidly cooled B steels, therefore badly annealed, no breaking at the elastic limit is observed (fig. 3), which shows the presence of austenite enriched in carbon and not transformed into ferrite more carbides.
These properties are specific to steels B in accordance with the invention, since the rate of decomposition of austenite differs between steels A and B. Between 800 and. 680 C, the austenite of A steels decomposes into ferrite and austenite enriched in carbon (0.20 to 0.30%); the latter ends up forming carbides and ferrite;
the duration of this transformation is approximately 10 to 30 seconds for C-1-ln-Va steels, 100 to 600 seconds for known C-lln-lZo steels of type A.
For B steels, on the other hand, the carbon-enriched austerity is much more stable, because it is not completely transformed into carbides and ferrite until after 700 to 4000 seconds. the molyb dene and vanaditun contents in particular.
This stability of the austenite enriched with carbon means that it is possible to achieve, even on large thicknesses, of 50 mm for example, the same characteristics as on thin products; in particular the high elastic limit and the cross resilience; this is another very useful property in metal construction.
The steel according to the invention is capable of very many applications, among which there may be mentioned: constructions welded to are and. by points (chassis, bogies, carriages, boxes, faces, pavilions of railway cars, chassis and bodywork part of motor cars, etc.);
penstocks cold-worked by autofrettage processes, treated or not by artificial aging (250-400 C); constructions welded by the sub-conductive slag process (composite beams with parallel faces, assembled using this process, etc.); spark-welded constructions (marine and other chains, with reduced weight and size, non-aging, non-irra- # 1-islands at low temperature), etc.