EP0889145B1 - Acier inoxydable austénoferritique à très bas nickel et présentant un fort allongement en traction - Google Patents

Acier inoxydable austénoferritique à très bas nickel et présentant un fort allongement en traction Download PDF

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EP0889145B1
EP0889145B1 EP98401308A EP98401308A EP0889145B1 EP 0889145 B1 EP0889145 B1 EP 0889145B1 EP 98401308 A EP98401308 A EP 98401308A EP 98401308 A EP98401308 A EP 98401308A EP 0889145 B1 EP0889145 B1 EP 0889145B1
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EP
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steel
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austenite
steels
less
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Jean-Michel Hauser
Hervé Sassoulas
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Ugitech SA
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Ugine SA
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Publication date
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    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Definitions

  • Stainless steels are classified by major families in function of their metallurgical structures, after treatment thermal.
  • This last family includes steels which are generally rich in chromium and nickel, i.e. they have respective chromium and nickel contents greater than 20% and more than 4%.
  • the structure of these steels, after treatment at a temperature between 950 ° C and 1150 ° C consists of ferrite and austenite in proportion generally greater than 30% for either of the two phases.
  • austenoferritic steels concerns welding properties. After a welding operation, the structure of these stainless steels, in the molten zone and in the zone affected by the heat remains strongly polyphase in ferrite and austenite, unlike austenitic steels whose weld remains mainly austenitic. This results in characteristics high mechanical welds, desired characteristics when welded assemblies have to withstand stresses mechanical operating.
  • certain finely austenitic austenoferritic steels divided can have a high plasticity called superplasticity during slow hot forming.
  • austenoferritic steels also exhibit disadvantages, such as their high price due to their composition with a high nickel content or due to manufacturing difficulties, in particular linked to their high content of chromium such as, for example, the formation of a weakening sigma phase or demixing into an iron-rich ferrite and a chromium-rich ferrite with weakening of the steels during cooling after rolling to hot.
  • the object of the invention is the development of a steel austenoferritic containing in its composition a very low content nickel and having the advantageous characteristics of the family austenoferritic associated with general characteristics improved.
  • FR-A-2 119 612 discloses an austenoferritic stainless steel having good ductility and comprising, in% by weight, 0.008% C, 0.42% Si, 3.36% Mn, 0.20% Ni, 20.57% Cr, 0.007% S, 0.006% P, 0.22% N, rest: iron and impurities.
  • the single figure presents a curve showing the dependence of the elongation characteristic with the IM index.
  • the invention relates to an austenoferritic steel containing reduced alloying elements and in particular a content of nickel less than 1% and a chromium content less than 22%.
  • the low nickel content is imposed, for economic and ecological, the reduction of the chromium content allowing a on the one hand, to ensure an easy production of steel and on the other hand, to avoid hot embrittlement both during the production of said steel when in use.
  • the invention is the result of research following which found that a specific area of composition allows on the family of steel considered, obtaining a particular improvement in tensile elongation associated with a high elastic limit.
  • Steel can be produced as molded products or forged, hot or cold rolled sheet, bars, tubes or of sons.
  • Table 2 below presents the characteristics of steels in the area of the IM index and the equivalent chromium / equivalent nickel ratio.
  • D VS B AT AT (bottom S) E F VS (bottom S) VS VS (bottom S, B) IM 144 81 78 35 38 51 68 78 12 85 Creq / Nieq 2.92 2.57 2.74 2.51 2.61 2.50 2.39 2.55 2.41 2.64
  • steel is subjected to a forging from the temperature of 1200 ° C then to a transformation hot from 1240 ° C to obtain, for example, a laminated strip 2.2 mm thick.
  • the strip is treated at 1050 ° C. then soaked in water.
  • the hot rolled strip can then be cold rolled and again treated at 1040 ° C for one minute and then quenched with water.
  • steels presented are composed of ferrite and austenite with the exception of steel D which also contains martensite formed during the cooling of austenite.
  • the structure steel is always free of carbides and nitrides.
  • B and C only C low S, B according to the invention
  • F have on the one hand, a elongation at break greater than or equal to 40% when they are developed with the long range, and on the other hand, elastic limits greater than 450 MPa as well as higher breaking loads at 700 MPa.
  • steel C (only C low S, B according to the invention) has both an elastic limit high and particularly high elongation.
  • Table 4 below presents the mechanical characteristics for steels B and C (only C low S, B according to the invention), subject to the two preparation ranges, for steels E and F according to the invention, subject to the long range of preparation, characteristics compared to those of steels A and D.
  • Mechanical characteristics Steel Elastic limit Rp0.2% (Mpa) limit at break Rm (Mpa) elongation.
  • steels B, C and F whose IM index is respectively 78, 81 and 68, that is to say between 40 and 115, have a particularly high elongation compared to steels A and D.
  • Table 5 presents the rate of martensite hardening formation under the effect of traction on steels subjected to hyper quenching at 1040 ° C.
  • steels B and C respectively, 12% and 52% of the initial austenite are transformed into martensite during traction, which gives them good ductility; on the contrary, steel A does not shows no transformation of austenite into martensite during the tensile and steel D has an austenite transformation rate, 74% too high, which gives it insufficient ductility.
  • Tables 6 and 7 show traction characteristics hot from different steels.
  • the mechanical properties were evaluated on an annealed wrought steel. The working is done by forging from 1200 ° C. The steel is then annealed at a temperature of 1100 ° C for 30 min.
  • the tensile specimens used are specimens having a barrel of circular section with a diameter of 8 mm and a length of 5 mm. They are subjected to a preheating of 5 min at 1200 ° C or 1280 ° C, then to a cooling of 2 ° C / s until the test temperature at which the traction is carried out, traction carried out at the speed of 73 mm / s.
  • the high hot ductility characteristics are obtained according to the invention in the presence of a very low sulfur content.
  • Steel C containing 35.10-4% sulfur does not have a sufficient hot ductility.
  • the carbon content cannot exceed 0.04% otherwise chromium carbides precipitate on cooling after heat treatment at the ferrite - austenite interfaces and degrade the corrosion resistance.
  • a carbon content of less than 0.03% avoids this precipitation at cooling speeds the weaker.
  • the silicon content must necessarily be greater than 0.4% to avoid excessive oxidation when reheating slabs or blooms. It is limited to 1.2% to avoid promoting weakening precipitation of intermetallic or sigma phase during hot processing. Preferably, the silicon content is between 0.5% and 1%.
  • the manganese content cannot exceed 4% to avoid development difficulties.
  • a minimum content of 2% is however necessary to make the steel austenitic, allowing the introduction of more than 0.1% nitrogen, without exceeding the limit of nitrogen solubility on solidification.
  • the nickel content is deliberately limited to 1% for economic reasons and also to limit corrosion under voltage in chlorinated media.
  • molybdenum can optionally be carried out to improve corrosion resistance; its effectiveness does not increase hardly beyond 3%, moreover, molybdenum tends to increase the embrittlement by sigma phase formation and its addition must be limited.
  • An addition of copper is particularly effective for increase the austenite content. Beyond 4%, it appears hot rolling defects in relation to segregation of solidification rich in copper. It also makes it possible to harden the phase ferrite by heat treatment between 400 ° C and 600 ° C, and can have, during use, a bactericidal and fungicidal effect.
  • This low sulfur content can be obtained by the controlled use of calcium and aluminum to obtain the desired content ranges for Ca, Al and S.
  • a boron content of 5 to 30.10 -4 % also improves hot ductility.
  • the phosphorus content is less than 0.1% and preferably 0.04% to avoid hot cracking during welding.
  • the nitrogen content is naturally limited to 0.3% by its solubility in steel during its production.
  • the content of nitrogen should preferably be less than 0.2%.
  • a minimum of 0.1% nitrogen is required to obtain a quantity of austenite more than 30%.
  • the chromium content is low enough to avoid embrittlement due to the sigma phase and ferrite-ferrite demixing, during hot processing.
  • the chromium contents according to the invention also allow superplastic forming at temperatures moderate between 700 ° C and 1000 ° C without formation of sigma phase weakening, unlike the usual austenoferritic nuances used for superplastic forming.
  • An austenite content of 30 to 70% is required to obtain high mechanical characteristics, i.e. a limit elastic higher than 400 MPa on elaborate steel and on welding, the solder to be hard and resilient, with a rate of austenite greater than 20%.
  • the elongation in tension higher than 35% is obtained if the IM index is between 40 and 115, and the steel according to the invention has good characteristics under these conditions stamping.
  • the steel according to the invention is particularly intended for the use of stamped parts then assembled by welding such as propellant tanks or tanks containing other reagents pyrotechnics usable in particular for cushion devices automotive safety inflatables, applications requiring steel with high ductility for shaping as well as equally high yield strength of base metal and weld necessary in the use considered.
  • tubes from rolled and then welded strips, usable in particular in the construction of mechanical structures fixed or incorporated in mobile vehicles.
  • These tubes can be shaped using high pressure forming processes, called hydroforming.

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Description

Les aciers inoxydables sont classés par grandes familles en fonction de leur structures métallurgiques, après un traitement thermique.
On connaít les aciers inoxydables ferritiques martensitiques, austénitiques, austénoferritiques.
Cette dernière famille comprend des aciers qui sont généralement riches en chrome et en nickel, c'est à dire qu'ils comportent des teneurs respectives en chrome et nickel supérieure à 20% et supérieure à 4%. La structure de ces aciers, après traitement à une température comprise entre 950°C et 1150°C est constituée de ferrite et d'austénite en proportion généralement supérieure à 30% pour l'une et l'autre des deux phases.
Ces aciers ont de nombreux intérêts pratiques, en particulier, ils présentent à l'état recuit, par exemple à 1050°C, des caractéristiques mécaniques, notamment en limite élastique, plus élevées que les aciers inoxydables ferritiques ou austénitiques à l'état recuit. A l'inverse, la ductilité de ces aciers est du même ordre de grandeur que celle des aciers ferritiques et plus faible que celle des aciers austénitiques.
Un des avantages des aciers austénoferritiques concerne les propriétés de soudure. Après une opération de soudage, la structure de ces aciers inoxydables, en zone fondue et en zone affectée par la chaleur reste fortement polyphasée en ferrite et en austénite, contrairement aux aciers austénitiques dont la soudure reste principalement austénitique. Il en résulte des caractéristiques mécaniques élevées des soudures, caractéristiques recherchées lorsque des ensembles soudés doivent résister à des sollicitations mécaniques de fonctionnement.
Enfin, certains aciers austénoferritiques à austénite finement divisée peuvent présenter une plasticité élevée dite superplasticité lors de formages lents à chaud.
Ces aciers austénoferritiques présentent aussi des inconvénients, comme par exemple leur prix élevé en raison de leur composition à teneur élevée en nickel ou encore en raison de difficultés de fabrication notamment liées à leur forte teneur en chrome comme, par exemple, la formation d'une phase sigma fragilisante ou la démixtion en une ferrite riche en fer et une ferrite riche en chrome avec fragilisation des aciers lors du refroidissement après laminage à chaud.
Leur ductilité, mesurée par l'allongement en traction à température ambiante ne dépasse pas 35% ce qui rend difficile la mise en oeuvre par emboutissage, frappe ou tout autre procédé.
Il se produit aussi une fragilisation dans le cadre de l'utilisation de l'acier à température supérieure à 300°C, lorsque le maintien en température dépasse quelques heures.
Le but de l'invention est la mise au point d'un acier austénoferritique contenant dans sa composition une très faible teneur en nickel et présentant les caractéristiques avantageuses de la famille austénoferritique associées à des caractéristiques générales améliorées.
FR-A-2 119 612 divulgue un acier inoxydable austénoferritique ayant une bonne ductilité et comprenant, en % en poids, 0,008% C, 0,42% Si, 3,36% Mn, 0,20% Ni, 20,57% Cr, 0,007% S, 0,006% P, 0,22% N, reste : fer et impuretés.
L'objet de l'invention est un acier inoxydable austénoferritique à très bas nickel et présentant un fort allongement en traction caractérisé en la composition pondérale suivante :
  • carbone < 0,04%
  • 0,4% < silicium < 1,2%
  • 2 % < manganèse < 4%
  • 0,1% < nickel < 1%
  • 18% < chrome < 22%
  • facultativement 0,010% - 0,030% d'aluminium,
  • facultativement 0,0005% - 0,0020% de calcium,
  • 0,05% < cuivre < 4%
  • 0,0005% < bore < 0,0030%
  • soufre < 0,0015%
  • phosphore < 0,1%
  • 0.1% < azote < 0,3%
  • molybdène < 3%
  • reste : fer
    • l'acier présentant un biphasage compris entre 30 et 70 % d'austénite, tel que : Creq = Cr% + Mo% + 1,5 Si% Nieq = Ni% + 0,33Cu% + 0,5 Mn% + 30 C% + 30 N%    avec Creq/Nieq compris entre 2,3 et 2,75,
    la stabilité de l'austénite dudit acier étant réglée par l'indice IM défini à partir de la composition pondérale de l'acier par IM = 551 - 805(C+N)% - 8,52 Si% - 8,57 Mn% - 12,51 Cr% - 36
    Ni% - 34,5 Cu% - 14 Mo%,        IM devant être compris entre 40 et 115.
    Des caractéristiques préférées de l'invention sont :
    • la composition satisfait la relation : Creq/Nieq compris entre 2,4 et 2,65.
    • la teneur en carbone est inférieure ou égale à 0,03%.
    • la teneur en azote est comprise entre 0,12% et 0,2%.
    • la teneur en chrome est comprise entre 19% et 21%.
    • la teneur en silicium est comprise entre 0,5% et 1%.
    • la teneur en cuivre est inférieure à 3%.
    • la teneur en phosphore est inférieure ou égale à 0,04%.
    La description qui suit complétée par la figure unique annexée, le tout donné à titre d'exemple non limitatif fera bien comprendre l'invention.
    La figure unique présente une courbe montrant la dépendance de la caractéristique d'allongement avec l'indice IM.
    L'invention concerne un acier austénoferritique contenant des teneurs en éléments d'alliage réduites et notamment une teneur en nickel inférieure à 1% et une teneur en chrome inférieure à 22%. La faible teneur en nickel est imposée, pour des raisons économiques et écologiques, la réduction de la teneur en chrome permettant d'une part, d'assurer une élaboration aisée de l'acier et d'autre part, d'éviter une fragilisation à chaud aussi bien lors de la fabrication dudit acier que lors de son usage.
    L'invention résulte d'une recherche à la suite de laquelle on a constaté qu'un domaine spécifique de composition permet sur la famille de l'acier considéré, l'obtention d'une amélioration particulière en allongement en traction associée à une haute limite élastique.
    L'acier peut être élaboré sous forme de produits moulés ou forgés, de tôles laminées à chaud ou à froid, de barres, de tubes ou de fils.
    Il a été réalisé différentes coulées dont les compositions sont présentées dans le tableau 1 suivant :
    Composition pondérale des aciers :
    D C B A A
    (bas S)    		 E F C
    (bas S)    		 C C
    (bas S, B)
    C 0.028 0.025 0.031 0.033 0.03 0.03 0.032 0.033 0.036 0.033
    Si 0.538 0.525 0.485 1.055 1.06 1.10 0.575 0.494 0.947 0.538
    Mn 3.718 3.747 3.786 4.073 3.89 3.99 3.847 3.825 5.018 3.758
    Ni 0.087 0.809 0.811 0.817 0.824 0.821 0.527 0.839 0.832 0.840
    Cr 18.9 19.89 20.71 21.2 21.19 20.2 19.01 19.86 18.96 19.86
    Mo 0.035 0.036 0.036 0.037 0.211 0.212 0.211 0.206 0.210 0.209
    Cu 0.044 0.392 0.391 0.395 0.4 0.402 1.023 0.384 3.048 0.333
    O 35-37ppm 17-19ppm 33-37ppm 37-38ppm 32-32ppm 26-28ppm
    S 34ppm 35ppm 35ppm 37ppm 6ppm 4ppm 10ppm 12ppm 9ppm 10ppm
    B 14ppm
    P 0.017 0.018 0.017 0.018 0.017 0.017 0.018 0.016 0.019 0.016
    Al - - - - 0.010 0.010 0.007 0.007 0.011 0.007
    N 0.132 0.15 0.136 0.17 0.167 0.166 0.155 0.143 0.104 0.136
    V 0.091 0.094 0.097 0.103 - 0.072 0.078 0.081 0.088 0.086
    Le tableau 2 suivant présente les caractéristiques des aciers dans le domaine de l'indice IM et du rapport chrome équivalent / nickel équivalent.
    D C B A A
    (bas S)    		 E F C
    (bas S)    		 C C
    (bas S, B)
    IM 144 81 78 35 38 51 68 78 12 85
    Creq/Nieq 2,92 2.57 2.74 2.51 2.61 2.50 2.39 2.55 2.41 2.64
    Dans une gamme courte d'élaboration, l'acier est soumis à un forgeage depuis la température de 1200°C puis à une transformation à chaud depuis 1240°C pour obtenir par exemple, une bande laminée à chaud de 2,2 mm d'épaisseur. La bande est traitée à 1050°C puis trempée à l'eau.
    Dans une gamme dite longue, à la suite de la gamme courte, la bande laminée à chaud peut ensuite être laminée à froid et à nouveau traitée à 1040°C pendant une minute puis trempée à l'eau.
    Tous les aciers présentés sont composés de ferrite et d'austénite à l'exception de l'acier D qui contient en outre de la martensite formée lors du refroidissement de l'austénite. La structure des aciers est toujours exempte de carbures et de nitrures. On constate que trois aciers, B et C (seulement C bas S,B selon l'invention) et F présentent d'une part, un allongement à la rupture supérieur ou égal à 40% lorsqu'ils sont élaborés avec la gamme longue, et d'autre part, des limites élastiques supérieures à 450 MPa ainsi que des charges à la rupture supérieures à 700 MPa. En outre, l'acier C (seulement C bas S,B selon l'invention) présente à la fois une limite élastique élevée et un allongement particulièrement élevé.
    En utilisant un indice de stabilité de l'austénite tel que : IM = 551 - 805(C+N)% - 8,52 Si% - 8,57 Mn% - 12,51 Cr% -
    36,02 Ni% - 34,52 Cu% - 13,96 Mo%,
    on constate, comme présenté sur la figure unique, que l'allongement à la rupture de ces aciers austénoferritiques passe par un maximum lorsque l'indice IM défini ci-dessus lié à la composition de l'acier selon l'invention est compris entre 40 et 115 , ce qui définit un acier selon l'invention comportant un allongement de plus de 35%.
    Les caractéristiques de la tôle obtenue selon l'invention sont regroupées sur le tableau 3 qui présente les taux en austénite pour quatre aciers dans les différentes phases de transformation, brut de laminage à chaud, élaboré en gamme courte et en gamme longue.
    Teneurs en austénite en %
    Acier D C B A
    Brut laminage à chaud 37 42 33 35
    Gamme courte 41 49 39 40
    Gamme longue 42 52 41 43
    Ces teneurs en austénite sont incluses dans des intervalles de 30% à 70% recherchées dans les aciers austénoferritiques. Les aciers présentés comportent respectivement un rapport Creq/ Nieq comme préconisé selon l'invention.
    Le tableau 4 suivant présente les caractéristiques mécaniques pour des aciers B et C (seulement C bas S,B selon l'invention), soumis aux deux gammes de préparation, pour des aciers E et F selon l'invention, soumis à la gamme longue de préparation, caractéristiques comparées à celles des aciers A et D.
    Caractéristiques mécaniques
    Acier limite élastique
    Rp0.2% (Mpa)    		 limite à la rupture
    Rm (Mpa)    		 allongement.
       A%    		 IM Martensite
    après traction
       %
    D 144
    Gamme courte 406 804 32 - -
    Gamme longue 433 855 24 - 31
    C 81
    Gamme courte 476 757 46 - -
    Gamme longue 501 817 43 - 27
    B 78
    Gamme courte 450 668 34 - -
    Gamme longue 471 714 40 - 5
    E 51
    Gamme courte - - - - -
    Gamme longue 484 737 36 - -
    F 68
    Gamme courte - - - - -
    Gamme longue 492 819 44 - -
    A 35
    Gamme courte 496 718 36 - -
    Gamme longue 520 773 33 - 0
    On constate que les aciers B, C et F, dont l'indice IM est respectivement de 78, 81 et 68, c'est à dire compris entre 40 et 115, présentent un allongement particulièrement élevé par rapport aux aciers A et D.
    Le tableau 5 suivant présente le taux de formation de martensite d'écrouissage sous l'effet de la traction sur des aciers soumis à hypertrempe à 1040°C.
    ACIER A B C D
    % austénite 43 41 52 42
    Allongement réparti 25 33 37 22
    % austénite après traction 43 36 25 9
    Apparition de martensite (%) 0 5 27 31
    Fraction de l'austénite transformée en martensite lors de la traction. 0 0,12 0,52 0,74
    Pour les aciers B et C respectivement, 12% et 52% de l'austénite initiale sont transformés en martensite lors de la traction, ce qui leur confère une bonne ductilité; au contraire, l'acier A ne présente pas de transformation de l'austénite en martensite pendant la traction et l'acier D présente un taux de transformation d'austénite, trop élevé de 74%, ce qui lui confère une ductilité insuffisante.
    Les tableaux 6 et 7 présentent des caractéristiques de traction à chaud de différents aciers.
    Les propriétés mécaniques ont été évaluées sur un acier corroyé recuit. Le corroyage est effectué par forgeage à partir de 1200°C. L'acier subit ensuite un recuit à une température de 1100°C pendant 30 mn. Les éprouvettes de traction utilisées sont des éprouvettes ayant un fût de section circulaire d'un diamètre de 8 mm et une longueur de 5 mm. Elles sont soumise à un préchauffage de 5 mn à 1200°C ou 1280°C, puis à un refroidissement de 2°C/s jusqu'à la température de test à laquelle la traction est effectuée, traction effectuée à la vitesse de 73 mm/s.
    Réduction de diamètre en % dans tests de traction à chaud avec maintien initial à 1200°C
    ACIER C E F C
    bas S    		 G C
    (bas S; B)
    TEMPERATURE
    DE TEST.
    900°C    		 34 42 50 46 22 49
    950°C 33 43 45 46 13 47
    1000°C 36 44 42 49 24 53
    1050°C 48 - 40 49 24 53
    1100°C 52 - 43 54 35 59
    1150°C 65 - 51 58 42 62
    1200°C 69 - 61 68 42 65
    Réduction de diamètre en % dans tests de traction à chaud avec maintien initial à 1280°C.
    ACIER A E F C (bas S) C(bas S; B)
    TEMPERATURE
    DE TEST.
    900°C    		 33 33 37 39
    950°C 34 31 37 38
    1000°C 35 35 38 38
    1050°C 42 38 43 44
    1100°C 47 43 50 54
    1150°C 50 48 55 53
    1200°C 62 54 63 64
    1250°C 67 67 77 70
    1280°C 81 77 85 76
    La ductilité à chaud est généralement faible, mais on constate une amélioration pour les aciers contenant dans leur composition moins de 15.10-4 % de soufre. Une striction diamétrale supérieure à 45% à 1000°C est considérée comme nécessaire pour laminer à chaud les aciers. L'acier C (bas S ) et l'acier C (bas S; B ) contenant dans sa composition du bore, atteignent cette caractéristique si le réchauffage est effectué à 1200°C.
    Les caractéristiques de ductilité à chaud élevées sont obtenues selon l'invention en présence d'une très basse teneur en soufre. L'acier C comportant 35.10-4% de soufre ne présente pas une ductilité à chaud suffisante.
    La teneur en carbone ne saurait dépasser 0,04% faute de quoi des carbures de chrome précipitent au refroidissement après traitement thermique aux interfaces ferrite - austénite et dégradent la tenue à la corrosion. Une teneur en carbone inférieure à 0,03% permet d'éviter cette précipitation aux vitesses de refroidissement les plus faibles.
    La teneur en silicium doit nécessairement être supérieure à 0,4% pour éviter une oxydation exagérée lors du réchauffage de brames ou blooms. Elle est limitée à 1,2% pour éviter de favoriser les précipitations fragilisantes d'intermétalliques ou de phase sigma lors de la transformation à chaud. De préférence, la teneur en silicium est comprise entre 0,5% et 1%.
    La teneur en manganèse ne peut excéder 4% pour éviter les difficultés d'élaboration. Une teneur minimale de 2% est cependant nécessaire pour rendre l'acier austénitique, en permettant l'introduction de plus de 0,1% d'azote, sans dépasser la limite de solubilité de l'azote à la solidification.
    La teneur en nickel est volontairement limitée à 1% pour des raisons économiques et également pour limiter la corrosion sous tension en milieux chlorurés.
    De plus, les directives internationales orientent vers une baisse du relargage en nickel des matériaux, notamment dans le domaine de l'eau et du contact cutané.
    Une addition de molybdène peut éventuellement être effectuée pour améliorer la tenue à la corrosion; son efficacité n'augmente guère au delà de 3 %, de plus, le molybdène tend à augmenter la fragilisation par formation de phase sigma et son addition doit être limitée.
    Une addition de cuivre est particulièrement efficace pour augmenter la teneur en austénite. Au delà de 4%, il apparaít des défauts au laminage à chaud en relation avec des ségrégations de solidification riches en cuivre. Elle permet en outre de durcir la phase ferrite par traitement thermique entre 400°C et 600°C, et peut avoir, lors de l'utilisation, un effet bactéricide et fongicide.
    Une teneur en soufre inférieure à 0.0015% garantit que l'acier soit soudable sans générer de fissuration à chaud et améliore notablement la ductilité à chaud et la qualité du laminage à chaud. Cette basse teneur en soufre peut être obtenue par l'utilisation contrôlée de calcium et d'aluminium pour obtenir les intervalles de teneurs recherchées en Ca, Al et S.
    Une teneur en bore de 5 à 30.10-4% améliore également la ductilité à chaud.
    La teneur en phosphore est inférieure à 0,1% et de préférence à 0,04% pour éviter la fissuration à chaud lors du soudage.
    La teneur en azote est limitée naturellement à 0,3% par sa solubilité dans l'acier au cours de son élaboration.
    Pour des teneurs en manganèse inférieures à 3% la teneur en azote devra être de préférence inférieure à 0,2%. Un minimum de 0,1% d'azote est nécessaire pour obtenir une quantité d'austénite supérieure à 30%.
    La teneur en chrome est suffisamment basse pour éviter les fragilisations dues à la phase sigma et à la démixtion ferrite-ferrite, lors de la transformation à chaud. Les teneurs en chrome selon l'invention permettent aussi le formage superplastique à températures modérées entre 700°C et 1000°C sans formation de phase sigma fragilisante, contrairement aux nuances austénoferritiques habituelles utilisées pour formage superplastique.
    Une teneur en austénite de 30 à 70% est nécessaire pour obtenir les caractéristiques mécaniques élevées, c'est à dire une limite élastique supérieure à 400 MPa sur acier élaboré et sur soudure, la soudure devant être dure et résiliente, avec un taux d'austénite supérieur à 20%. Pour cela, on respectera le rapport Creq / Nieq de façon qu'il soit compris entre 2,30 et 2,75 et de préférence compris entre 2,4 et 2,65. L'allongement en traction supérieur à 35% est obtenu si l'indice IM est compris entre 40 et 115, et l'acier selon l'invention présente dans ces conditions de bonnes caractéristiques d'emboutissage.
    L'acier selon l'invention est particulièrement destiné à l'utilisation de pièce embouties puis assemblées par soudage tels que des réservoirs de propergols ou contenant d'autres réactifs pyrotechniques utilisables notamment pour des dispositifs de coussins gonflables de sécurité automobile, applications demandant un acier possédant une ductilité élevée pour la mise en forme ainsi qu'une limite élastique également élevée du métal de base et de la soudure nécessaire dans l'utilisation considérée.
    Il est aussi destiné notamment à la fabrication de tubes à partir de feuillards roulés puis soudés, utilisable notamment dans la construction de structures mécaniques fixes ou incorporées dans des véhicules mobiles. Ces tubes peuvent être conformés à l'aide de procédés de formage sous haute pression, dits hydroformage.

    Claims (8)

    1. Acier inoxydable austénoferritique à très bas nickel et présentant un fort allongement en traction caractérisé en la composition pondérale suivante :
      carbone < 0,04%
      0,4% < silicium < 1,2%
      2 % < manganèse < 4%
      0,1% < nickel < 1%
      18% < chrome < 22%
      0,05% < cuivre < 4%,
      facultativement 0,010% - 0,030% d'aluminium,
      facultativement 0,0005%- 0,0020% de calcium,
      0,0005% < bore < 0,0030%
      soufre < 0,0015%
      phosphore < 0,1%
      0,1% < azote < 0,3%
      molybdène < 3%
      reste : fer
      l'acier présentant un biphasage compris entre 30% et 70% d'austénite,
      tel que Creq = Cr% + Mo% + 1,5 Si% Nieq = Ni% + 0,33Cu% + 0,5 Mn% + 30 C% + 30 N%    avec Creq/Nieq compris entre 2,3 et 2,75,
      la stabilité de l'austénite dudit acier étant réglée par l'indice IM défini à partir de la composition pondérale de l'acier par IM = 551 - 805(C+N)% - 8,52 Si% - 8,57 Mn% - 12,51 Cr% - 36 Ni% - 34,5 Cu%
      - 14 Mo%,          IM devant être compris entre 40 et 115.
    2. Acier selon la revendication 1, caractérisé en ce que la composition satisfait la relation : Creq/Nieq compris entre 2,4 et 2,65.
    3. Acier selon les revendications 1 et 2, caractérisé en ce que la teneur en carbone est inférieure ou égale à 0,03%.
    4. Acier selon les revendications 1 à 3 caractérisé en ce que la teneur en azote est comprise entre 0,12% et 0,2%.
    5. Acier selon les revendications 1 à 4, caractérisé en ce que la teneur en chrome est comprise entre 19% et 21%.
    6. Acier selon les revendications 1 à 5, caractérisé en ce que la teneur en silicium est comprise entre 0,5% et 1%.
    7. Acier selon les revendications 1 à 6, caractérisé en ce que la teneur en cuivre est inférieure à 3%.
    8. Acier selon les revendications 1 à 7, caractérisé en ce que la teneur en phosphore est inférieure ou égale à 0,04%.
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