EP1044287B1 - Method for manufacturing nitrided parts - Google Patents
Method for manufacturing nitrided parts Download PDFInfo
- Publication number
- EP1044287B1 EP1044287B1 EP99946245A EP99946245A EP1044287B1 EP 1044287 B1 EP1044287 B1 EP 1044287B1 EP 99946245 A EP99946245 A EP 99946245A EP 99946245 A EP99946245 A EP 99946245A EP 1044287 B1 EP1044287 B1 EP 1044287B1
- Authority
- EP
- European Patent Office
- Prior art keywords
- nitriding
- temperature
- steel
- ingot
- weight
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Classifications
-
- 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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- 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
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- 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
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
- C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
- C23C8/24—Nitriding
- C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
Definitions
- the present invention relates to a method for manufacturing parts made of steel.
- Nitriding is a thermochemical surface hardening treatment by introducing nitrogen into the steel. This method is used in all fields of mechanics and is used in particular to manufacture gears, splines, drive shafts, cam shafts, engine engine distribution parts, pump bodies, injector bodies , crankshafts, extrusion screws, hydraulic distributors, guide rails, rolling cages, control gauges and shaping tools.
- Nitriding is generally carried out in a temperature range of about 450 to 600 ° C where the diffusion of nitrogen is relatively slow.
- Conventional nitriding steels such as 40CrAlMo6.12, 25NiAlCr14.12, 30CrMo12 or 32CrMoV13 (the chemical compositions of which are given in Table 1 below), only make it possible to obtain only modest nitride layer thicknesses. on the order of about 0.7 mm maximum, the nitriding steps having excessively long periods of up to about 200 hours.
- the sulfur is limited to 0.015% and the phosphorus to 0.020% by weight.
- Elements such as calcium, cerium, titanium, zirconium, niobium which serve either to deoxidize the steel or to sharpen the grain size are preferably limited to 0.1% by weight each.
- Carbon also contributes to the hardenability of the alloy as well as its resistance to tempering and its resistance to softening during the nitriding cycle.
- Silicon must be limited because it leads, during nitriding, to the precipitation of carbonitrides which contribute little to hardening, but reduce the rate of diffusion of nitrogen. For these reasons, it is limited to a maximum of 0.5% by weight, and preferably to 0.35% by weight.
- Chromium is one of the most important elements in obtaining the characteristics of the nitrided layer, but it leads to a significant precipitation of nitrogen in the form of carbonitrides, which reduces the rate of diffusion of the nitrogen in the nitrided layer. Chromium also has a beneficial influence on the hardenability of the undercoat. These considerations lead to limiting the chromium content to 0.8-2% by weight, preferably 1.1-1.8% by weight.
- the quenching loss induced by the lowering of the chromium content is partly compensated by an increase in the manganese and nickel contents.
- these two elements must not be added in excessively high content, since this leads respectively to segregations of chemical composition and embrittlement of the underlayer during nitriding.
- the contents are limited to 1.5% by weight at the most for manganese and nickel. Tighter ranges are preferred: 0.2-1.1% by weight for manganese and 0.5-1.3% by weight for nickel.
- the molybdenum and vanadium elements increase the resistance to the steel's yield and limit its softening during nitriding.
- Their content must be limited because too much would lead to embrittlement of the steel underlay.
- the contents are therefore limited to 0.6-2% by weight for molybdenum, to at most 0.5% by weight for vanadium, and 0.05% -0.4% by weight for aluminum. Tighter ranges are preferred: 0.8-1.5% by weight for the molybdenum, 0.1-0.4% by weight for vanadium and 0.1-0.3% by weight for aluminum.
- the steel for the process according to the invention is obtained by production techniques according to claim 1
- VIM reduced pressure
- thermomechanical transformations aiming at conferring on the product made in this alloy a sufficient degree of wrought which one will prefer greater than or equal to 3 Lower wrought rates can be allowed for large parts.
- thermomechanical transformations are based on conventional procedures, such as rolling, forging, stamping or spinning.
- a normalization is carried out from a temperature above the critical point (AC 3 ), followed by an air cooling and a softening recovery at a temperature below the point critical (AC 1 ).
- the temperature of the critical point (AC 1 ) is generally in the range of 700 ° C to 790 ° C, while the temperature of the critical point (AC 3 ) is generally in the range of 800 ° C at 890 ° C.
- the products are then tempered and returned in the form of rolled bar, forged or stamped blank, pre-machined parts.
- the quenching is carried out from a higher than critical point austenitization temperature (AC 3 ) in the range of 900 to 1000 ° C, for example.
- the quenching fluid is conventionally adjusted according to the section of the products.
- the income is then carried out at a temperature adjusted according to the desired mechanical characteristics for the core, in the range of about 550 ° C to about 750 ° C. Its choice must take into account the temperature at which the nitriding will take place. A higher tempering temperature of at least 30 ° C than the nitriding temperature is preferred. In some special cases, nitriding can take the place of income.
- Nitriding, stage f of the process according to the invention is then carried out on a finished part or almost finished machining.
- the time and temperature parameters are to be set according to the desired compromise in surface hardness, depth and microstructure for the layer. It is possible to implement a gaseous nitriding with ammonia, or an ion nitriding with nitrogen or even nitriding in a bath of salts capable of releasing nitrogen on the surface of the steel.
- the process used little influence on the hardness gradient of the nitrided layer, which depends mainly on the chemical composition of the steel.
- the standard steel chosen as a comparator is 32CrMoV13 steel, which was developed in the past to optimize the characteristic compromise at core / surface hardness / kinetics of nitriding and which remains to this day one of the best nitriding steels available. .
- the nitriding step it was systematically performed with the gaseous nitriding method using ammonia.
- This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged.
- the forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
- Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
- This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
- This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged.
- the forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
- Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
- This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
- This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. Forged products have been slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
- Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
- This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
- This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged.
- the forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
- Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
- This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
- This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged.
- the forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
- Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
- This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a surface hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
- This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged.
- the forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
- Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
- This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
- This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged.
- the forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
- Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
- This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
- This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. Forged products have been slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
- Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
- This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
- This ingot was obtained by vacuum melting then remelting by consumable electrode, it was then warmed at high temperature (1100 ° C) to homogenize the structure and then it was rolled to result in cylindrical bars of 100 mm diameter. These bars have undergone a standardization treatment in order to dissolve the carbides, homogenize the austenitic structure and refine the grain size.
- the figure 9 Moreover, it is possible to compare the hardness profiles obtained after nitriding with this steel and with a 32CrMoV13 steel.
- the depth of the hardness gradient makes it possible to measure the performance of a steel according to the invention in terms of nitriding kinetics. This depth is conventionally defined in Europe by measuring the depth at which the hardness is equal to that of the heart + 100 HV (Vickers hardness).
- a part manufactured according to the invention has an excellent compromise between mechanical tensile strength, resilience and toughness of the underlayer.
- it has an excellent compromise between the surface hardness, the depth of nitriding and the duration of the nitriding cycle.
- the parts manufactured according to the invention can be, in particular, bars, sheets, blanks forged or stamped, tubes or son.
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Catalysts (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
- Saccharide Compounds (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
Description
La présente invention concerne un procédé de fabrication de pièces réalisées dans un acier.The present invention relates to a method for manufacturing parts made of steel.
La nitruration est un traitement thermochimique de durcissement superficiel par introduction d'azote dans l'acier. Ce procédé est utilisé dans tous les domaines de la mécanique et sert notamment à fabriquer des engrenages, des cannelures, des arbres de transmission, des arbres à came, des pièces de distribution de moteur thermique, des corps de pompe, des corps d'injecteur, des vilebrequins, des vis d'extrusion, des distributeurs hydrauliques, des rails de guidage, des cages de roulement, des calibres de contrôle et des pièces d'outillage de mise en forme.Nitriding is a thermochemical surface hardening treatment by introducing nitrogen into the steel. This method is used in all fields of mechanics and is used in particular to manufacture gears, splines, drive shafts, cam shafts, engine engine distribution parts, pump bodies, injector bodies , crankshafts, extrusion screws, hydraulic distributors, guide rails, rolling cages, control gauges and shaping tools.
La nitruration s'effectue généralement dans un domaine de températures d'environ 450 à 600°C, températures pour lesquelles la diffusion d'azote est relativement lente. Les aciers classiques de nitruration, tels le 40CrAlMo6.12, le 25NiAlCr14.12, le 30CrMo12 ou le 32CrMoV13 (dont les compositions chimiques sont rappelées dans le tableau 1 ci-dessous), ne permettent d'obtenir que des épaisseurs de couches nitrurées modestes, de l'ordre d'environ 0,7 mm au maximum, les étapes de nitruration ayant des durées excessivement longues pouvant atteindre jusqu'à environ 200 h.
Ces insuffisances limitent l'utilisation des aciers nitrurés pour des raisons techniques, par exemple lorsque les sollicitations appliquées induisent des contraintes élevées au-delà des profondeurs de nitruration réalisables avec les aciers actuels, ou bien encore lorsque les reprises d'usinage après nitruration sont importantes. Mais la limitation est également d'ordre économique en raison de la durée trop importante des cycles de nitruration.These deficiencies limit the use of nitrided steels for technical reasons, for example when the applied stresses induce high stresses beyond the nitriding depths achievable with the current steels, or even when the nitriding machining recesses are important. . But the limitation is also economic because of the too long duration of the nitriding cycles.
Ces limitations pourraient être contournées par l'utilisation d'aciers contenant des teneurs en chrome plus faibles, ce qui entraîne une augmentation du coefficient de diffusion de l'azote dans l'alliage. C'est le cas par exemple des aciers 35CrMo4 ou 42CrMo4 (dont les compositions chimiques sont rappelées dans le tableau 1 ci-dessus). Mais, les duretés superficielles maximales qu'il est possible d'obtenir avec ces aciers sont de l'ordre de 700 HV ce qui est trop faible dans la plupart des cas. En outre, les caractéristiques de traction, de résilience et de ténacité de la sous-couche sont notablement insuffisantes pour beaucoup d'applications.These limitations could be circumvented by the use of steels containing lower chromium contents, resulting in an increase in the diffusion coefficient of nitrogen in the alloy. This is the case for example 35CrMo4 or 42CrMo4 steels (whose chemical compositions are recalled in Table 1 above). But, the maximum surface hardness that can be obtained with these steels are of the order of 700 HV which is too low in most cases. In addition, the tensile, resilience and toughness characteristics of the underlayer are significantly insufficient for many applications.
La présente invention a donc essentiellement pour but de mettre à disposition un procédé de fabrication de pièces réalisées dans un acier de nitruration permettant de conserver les propriétés de traction, de résilience, de ténacité, de trempabilité, de fatigue, et de dureté superficielle des couches nitrurées des aciers de nitruration type 32CrMoV13, tout en augmentant la cinétique de diffusion de l'azote, pour permettre soit des profondeurs de nitruration plus importantes, soit des temps de nitruration réduits. L'acier de nitruration selon l'objet de l'invention comprit, exprimés en % en poids,
- 0,2 à 0,4% de C,
- 0,8 à 2% de Cr,
- 0,6 à 2% de Mo,
- 0,05 à 0,4% de Al,
- et, le cas échéant,
- au plus 0,5% de Si,
- au plus 1,5% de Mn,
- au plus 1,5% de Ni,
- au plus 0,5% de V,
- le complément étant constitué de fer et d'impuretés résiduelles,
- les teneurs de cette composition en Cr, Mo, V et Al, exprimées en % en poids, satisfaisant la relation suivante :
- 0.2 to 0.4% C,
- 0.8 to 2% Cr,
- 0.6 to 2% Mo,
- 0.05 to 0.4% Al,
- and optionally,
- not more than 0,5% of Si,
- not more than 1.5% of Mn,
- not more than 1.5% of Ni,
- not more than 0,5% of V,
- the balance being iron and residual impurities,
- the contents of this composition in Cr, Mo, V and Al, expressed in% by weight, satisfying the following relationship:
Le soufre est limité à 0,015% et le phosphore à 0,020% en poids.The sulfur is limited to 0.015% and the phosphorus to 0.020% by weight.
Les éléments comme le calcium, le cérium, le titane, le zirconium, le niobium qui servent soit à désoxyder l'acier, soit à affiner la taille de grain sont, de préférence, limités à 0, 1 % en poids chacun.Elements such as calcium, cerium, titanium, zirconium, niobium which serve either to deoxidize the steel or to sharpen the grain size are preferably limited to 0.1% by weight each.
La fourchette en carbone est de 0,2-0,4% en poids afin d'obtenir, après trempe et revenu à une température compatible avec la nitruration ultérieure, une résistance maximale à la traction dans la plage allant de 900 à 1500 MPa. Des fourchettes en carbone resserrées sont également intéressantes :
- la fourchette de 0,2-0,35% en poids permet de maximiser les caractéristiques de ductilité, résilience et ténacité,
- la fourchette de 0,3-0,4% en poids permet de maximiser la limite élastique,
- la fourchette de 0,25-0,37% en poids permet d'obtenir un bon compromis pour l'ensemble des caractéristiques précédentes.
- the 0.2-0.35% by weight range maximizes the characteristics of ductility, resilience and toughness,
- the range of 0.3-0.4% by weight makes it possible to maximize the elastic limit,
- the range of 0.25-0.37% by weight makes it possible to obtain a good compromise for all of the preceding characteristics.
Le carbone contribue par ailleurs à la trempabilité de l'alliage ainsi qu'à sa résistance au revenu et à sa résistance à l'adoucissement lors du cycle de nitruration.Carbon also contributes to the hardenability of the alloy as well as its resistance to tempering and its resistance to softening during the nitriding cycle.
Le silicium doit être limité du fait qu'il conduit, lors de la nitruration, à la précipitation de carbonitrures qui participent peu au durcissement, mais réduisent la vitesse de diffusion de l'azote. Pour ces raisons, il est limité à 0,5% en poids au maximum, et, de préférence, à 0,35% en poids.Silicon must be limited because it leads, during nitriding, to the precipitation of carbonitrides which contribute little to hardening, but reduce the rate of diffusion of nitrogen. For these reasons, it is limited to a maximum of 0.5% by weight, and preferably to 0.35% by weight.
Le chrome est un des éléments prépondérants pour l'obtention des caractéristiques de la couche nitrurée, mais il conduit à une précipitation importante d'azote sous forme de carbonitrures, ce qui réduit la vitesse de diffusion de l'azote dans la couche nitrurée. Le chrome a aussi une influence bénéfique sur la trempabilité de la sous-couche. Ces considérations conduisent à limiter la teneur en chrome à 0,8-2% en poids, de préférence à 1,1-1, 8% en poids.Chromium is one of the most important elements in obtaining the characteristics of the nitrided layer, but it leads to a significant precipitation of nitrogen in the form of carbonitrides, which reduces the rate of diffusion of the nitrogen in the nitrided layer. Chromium also has a beneficial influence on the hardenability of the undercoat. These considerations lead to limiting the chromium content to 0.8-2% by weight, preferably 1.1-1.8% by weight.
Par rapport à un acier de type 32CrMoV13 la perte de trempabilité induite par l'abaissement de la teneur en chrome est compensée partiellement par une augmentation des teneurs en manganèse et nickel. Ces deux éléments ne doivent toutefois pas être ajoutés en teneur trop importante, car cela conduit respectivement à des ségrégations de composition chimique et à une fragilisation de la sous-couche lors de la nitruration. Pour ces raisons les teneurs sont limitées à 1,5% en poids au plus pour le manganèse et le nickel. Des fourchettes plus serrées sont préférées : 0,2-1,1% en poids pour le manganèse et 0,5-1,3% en poids pour le nickel.Compared to a 32CrMoV13 type steel, the quenching loss induced by the lowering of the chromium content is partly compensated by an increase in the manganese and nickel contents. However, these two elements must not be added in excessively high content, since this leads respectively to segregations of chemical composition and embrittlement of the underlayer during nitriding. For these reasons the contents are limited to 1.5% by weight at the most for manganese and nickel. Tighter ranges are preferred: 0.2-1.1% by weight for manganese and 0.5-1.3% by weight for nickel.
De la même façon, par rapport à un acier de type 32CrMoV13, l'abaissement de la teneur en chrome induit une diminution du durcissement lors de la nitruration, qui est compensée par une augmentation des teneurs en molybdène et vanadium, ainsi que par l'ajout d'aluminium. Ces trois éléments contribuent à augmenter la trempabilité de l'acier.Similarly, with respect to a 32CrMoV13 type steel, the lowering of the chromium content induces a decrease in the hardening during the nitriding, which is compensated by an increase in the molybdenum and vanadium contents, as well as by the addition of aluminum. These three elements contribute to increase the hardenability of the steel.
Par ailleurs, les éléments molybdène et vanadium augmentent la résistance au revenu de l'acier et limitent son adoucissement lors de la nitruration. Leur teneur doit être limitée car une quantité trop importante conduirait à une fragilisation de l'acier en sous-couche. Les teneurs sont donc limitées à 0,6-2% en poids pour le molybdène, à au plus 0,5% en poids pour le vanadium, et à 0,05%-0,4% en poids pour l'aluminium. Des fourchettes plus serrées sont préférées : 0,8-1,5% en poids pour le molybdène, 0,1-0,4% en poids pour le vanadium et 0,1-0,3% en poids pour l'aluminium.In addition, the molybdenum and vanadium elements increase the resistance to the steel's yield and limit its softening during nitriding. Their content must be limited because too much would lead to embrittlement of the steel underlay. The contents are therefore limited to 0.6-2% by weight for molybdenum, to at most 0.5% by weight for vanadium, and 0.05% -0.4% by weight for aluminum. Tighter ranges are preferred: 0.8-1.5% by weight for the molybdenum, 0.1-0.4% by weight for vanadium and 0.1-0.3% by weight for aluminum.
L'objet de l'invention est un procédé de fabrication de pièces traitées et nitrurées, comprenant les opérations suivantes :
- a - constitution d'une charge destinée à obtenir une composition conforme à la présente invention, telle que décrite plus haut,
- b - élaboration de ladite charge dans un four à arc,
- c - réchauffage et transformation à chaud du lingot,
- d - traitement thermique d'homogénéisation de la structure et d'affinement du grain,
- e - traitement thermique d'emploi, et
- f - nitruration.
- a - constitution of a filler intended to obtain a composition according to the present invention, as described above,
- b - elaboration of said charge in an arc furnace,
- c - reheating and hot transformation of the ingot,
- d - heat treatment of homogenization of the structure and refinement of the grain,
- e - heat treatment of use, and
- f - nitriding.
L'acier pour le procédé selon l'invention est obtenu par des techniques d'élaboration selon la revendication 1The steel for the process according to the invention is obtained by production techniques according to
Pour augmenter encore ces performances, il est possible d'effectuer la première élaboration sous pression réduite (VIM) et de poursuivre avec une refusion par électrode consommable.To further increase these performances, it is possible to carry out the first production under reduced pressure (VIM) and to continue with a consumable electrode remelting.
Les lingots obtenus par l'une quelconque des voies précédentes subissent un réchauffage à haute température pour homogénéiser la structure et ensuite des transformations thermomécaniques visant à conférer au produit réalisé dans cet alliage un taux de corroyage suffisant que l'on préférera supérieur ou égal à 3. Des taux de corroyage inférieurs peuvent être admis pour des pièces de grandes dimensions. Ces transformations thermomécaniques s'appuient sur des modes opératoires classiques, tels que le laminage, le forgeage, le matriçage ou le filage. Dans le procédé selon l'invention, on effectue une normalisation à partir d'une température supérieure au point critique (AC3), suivie d'un refroidissement à l'air et d'un revenu d'adoucissement à une température inférieure au point critique (AC1).The ingots obtained by any of the previous routes are reheated at high temperature to homogenize the structure and then thermomechanical transformations aiming at conferring on the product made in this alloy a sufficient degree of wrought which one will prefer greater than or equal to 3 Lower wrought rates can be allowed for large parts. These thermomechanical transformations are based on conventional procedures, such as rolling, forging, stamping or spinning. In the process according to the invention, a normalization is carried out from a temperature above the critical point (AC 3 ), followed by an air cooling and a softening recovery at a temperature below the point critical (AC 1 ).
A titre indicatif, la température du point critique (AC1) se situe généralement dans la gamme allant de 700°C à 790°C, tandis que la température du point critique (AC3) se situe généralement dans la gamme allant de 800°C à 890°C.As an indication, the temperature of the critical point (AC 1 ) is generally in the range of 700 ° C to 790 ° C, while the temperature of the critical point (AC 3 ) is generally in the range of 800 ° C at 890 ° C.
Les produits sont ensuite trempés et revenus sous forme de barre laminée, d'ébauche forgée ou estampée, de pièces préusinées. La trempe s'effectue à partir d'une température d'austénitisation supérieure au point critique (AC3), dans la gamme allant de 900 à 1000°C, par exemple. Le fluide de trempe est ajusté, de façon classique, en fonction de la section des produits.The products are then tempered and returned in the form of rolled bar, forged or stamped blank, pre-machined parts. The quenching is carried out from a higher than critical point austenitization temperature (AC 3 ) in the range of 900 to 1000 ° C, for example. The quenching fluid is conventionally adjusted according to the section of the products.
Le revenu est effectué ensuite à une température ajustée en fonction des caractéristiques mécaniques recherchées pour le coeur, dans le domaine d'environ 550°C à environ 750°C. Son choix doit prendre en compte la température à laquelle s'effectuera la nitruration. Une température de revenu supérieure d'au moins 30°C par rapport à la température de nitruration est préférée. Dans certains cas particuliers, la nitruration peut tenir lieu de revenu.The income is then carried out at a temperature adjusted according to the desired mechanical characteristics for the core, in the range of about 550 ° C to about 750 ° C. Its choice must take into account the temperature at which the nitriding will take place. A higher tempering temperature of at least 30 ° C than the nitriding temperature is preferred. In some special cases, nitriding can take the place of income.
La nitruration, étape f du procédé selon l'invention, est ensuite effectuée sur pièce finie ou quasiment finie d'usinage. Les paramètres temps et température sont à fixer en fonction du compromis recherché en dureté superficielle, profondeur et microstructure pour la couche. Il est possible de mettre en oeuvre une nitruration gazeuse à l'ammoniac, ou une nitruration ionique à l'azote ou bien encore une nitruration en bain de sels capables de libérer de l'azote à la surface de l'acier. Le procédé utilisé a peu d'influence sur le gradient de dureté de la couche nitrurée, qui dépend essentiellement de la composition chimique de l'acier.Nitriding, stage f of the process according to the invention, is then carried out on a finished part or almost finished machining. The time and temperature parameters are to be set according to the desired compromise in surface hardness, depth and microstructure for the layer. It is possible to implement a gaseous nitriding with ammonia, or an ion nitriding with nitrogen or even nitriding in a bath of salts capable of releasing nitrogen on the surface of the steel. The process used little influence on the hardness gradient of the nitrided layer, which depends mainly on the chemical composition of the steel.
Les exemples qui suivent montrent que le procédé selon l'invention conduit à des pièces ayant simultanément d'excellentes caractéristiques de traction, de résilience, de transition de résilience, de ténacité, de fatigue, de résistance au revenu du coeur, associées à d'excellentes duretés superficielles et profondeur de la couche nitrurée.The following examples show that the process according to the invention leads to parts having simultaneously excellent traction, resilience, resilience transition, toughness, fatigue, resistance to the heart's income, associated with excellent surface hardness and nitrided layer depth.
L'acier classique choisi comme élément de comparaison est l'acier 32CrMoV13 qui a été mis au point dans le passé pour optimiser le compromis caractéristiques à coeur/dureté superficielle/cinétique de nitruration et qui reste à ce jour un des meilleurs aciers de nitruration disponible.The standard steel chosen as a comparator is 32CrMoV13 steel, which was developed in the past to optimize the characteristic compromise at core / surface hardness / kinetics of nitriding and which remains to this day one of the best nitriding steels available. .
Quant à l'étape de nitruration, elle a été systématiquement effectuée avec le procédé de nitruration gazeuse utilisant l'ammoniac.As for the nitriding step, it was systematically performed with the gaseous nitriding method using ammonia.
Les symboles utilisés dans la suite ont les significations suivantes :
- Rm = résistance maximale
- Rp0.2 = limite élastique conventionnelle à 0,2% de déformation
- A5d = allongement en % sur la base 5 d (d = diamètre de l'éprouvette)
- Z = striction
- HV50 = dureté Vickers sous une charge de 50 kg
- HRC = dureté Rockwell C
- KV = énergie de rupture en flexion par choc sur éprouvette à entaille en V
- KCU = énergie de rupture en flexion par choc sur éprouvette à entaille en U
- KQ = ténacité.
- R m = maximum resistance
- R p0.2 = conventional elastic limit at 0.2% deformation
- A 5d = elongation in% on the base 5 d (d = diameter of the specimen)
- Z = necking
- HV 50 = Vickers hardness under a load of 50 kg
- HRC = Rockwell C hardness
- KV = fracture energy in impact bending on a V-notch test piece
- KCU = fracture energy in impact bending on a U-notch test specimen
- KQ = tenacity.
Les exemples sont complétés par les figures des planches de dessins annexées, dans lesquelles :
- la
figure 1 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 1, - la
figure 2 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 2, - la
figure 3 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 3, - la
figure 4 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 4, - la
figure 5 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 5, - la
figure 6 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 6, - la
figure 7 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 7, - la
figure 8 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 8, - la
figure 9 représente le profil de dureté de deux échantillons dont la préparation est décrite dans l'exemple 9.
- the
figure 1 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 1, - the
figure 2 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 2, - the
figure 3 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 3, - the
figure 4 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 4, - the
figure 5 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 5, - the
figure 6 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 6, - the
figure 7 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 7, - the
figure 8 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 8, - the
figure 9 represents the hardness profile of two samples whose preparation is described in Example 9.
Un lingot de 35 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,30%Si 0,06%Mn 0,28%Cr 1,20%Ni 0,05%Mo 1,00%V 0,25%Al 0,09%
- C 0.30%
- If 0.06%
- Mn 0.28%
- Cr 1.20%
- Neither 0.05%
- Mo 1.00%
- V 0.25%
- Al 0.09%
Ce lingot a été élaboré par fusion à l'arc, il a ensuite été homogénéisé à haute température (1100°C) pour obtenir une structure uniforme, puis il a été forgé. Les produits forgés ont été refroidis lentement au four. Ils ont été normalisés afin de mettre en solution les carbures, d'homogénéiser la structure austénitique et d'affiner le grain.This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. The forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en
Ce profil montre que l'acier présente, pour un même cycle de nitruration, une dureté superficielle équivalente à celle de l'acier 32CrMoV13 et une profondeur nitrurée nettement supérieure.This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
Un lingot de 35 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,35%Si 0,05%Mn 0,28%Cr 1,21%Ni 0,50%Mo 1,01%V 0,25%Al 0,18%
- C 0.35%
- If 0.05%
- Mn 0.28%
- Cr 1.21%
- Neither 0.50%
- Mo 1.01%
- V 0.25%
- Al 0.18%
Ce lingot a été élaboré par fusion à l'arc, il a ensuite été homogénéisé à haute température (1100°C) pour obtenir une structure uniforme, puis il a été forgé. Les produits forgés ont été refroidis lentement au four. Ils ont été normalisés afin de mettre en solution les carbures, d'homogénéiser la structure austénitique et d'affiner le grain.This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. The forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en
Ce profil montre que l'acier présente, pour un même cycle de nitruration, une dureté superficielle équivalente à celle de l'acier 32CrMoV13 et une profondeur nitrurée nettement supérieure.This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
Un lingot de 35 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,35%Si 0,06%Mn 0,69%Cr 1,20%Ni 0,50%Mo 1,21%V 0,35%Al 0,30%
- C 0.35%
- If 0.06%
- Mn 0.69%
- Cr 1.20%
- Neither 0.50%
- Mo 1.21%
- V 0.35%
- Al 0.30%
Ce lingot a été élaboré par fusion à l'arc, il a ensuite été homogénéisé à haute température (1100°C) pour obtenir une structure uniforme, puis il a été forgé. Les produits forgés ont été refroidis lentement au four. Ils ont été normalisés afin de mettre en solution les carbures, d'homogénéiser la structure austénitique et d'affiner le grain.This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. Forged products have been slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en
Ce profil montre que l'acier présente, pour un même cycle de nitruration, une dureté superficielle équivalente à celle de l'acier 32CrMoV13 et une profondeur nitrurée nettement supérieure.This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
Un lingot de 35 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,40%Si 0,06%Mn 0,70%Cr 1,19%Ni 1,00%Mo 1,31%V 0,35%Al 0,32%
- C 0.40%
- If 0.06%
- Mn 0.70%
- Cr 1.19%
- Neither 1.00%
- Mo 1.31%
- V 0.35%
- Al 0.32%
Ce lingot a été élaboré par fusion à l'arc, il a ensuite été homogénéisé à haute température (1100°C) pour obtenir une structure uniforme, puis il a été forgé. Les produits forgés ont été refroidis lentement au four. Ils ont été normalisés afin de mettre en solution les carbures, d'homogénéiser la structure austénitique et d'affiner le grain.This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. The forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en
Ce profil montre que l'acier présente, pour un même cycle de nitruration, une dureté superficielle équivalente à celle de l'acier 32CrMoV13 et une profondeur nitrurée nettement supérieure.This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
Un lingot de 35 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,38%Si 0,06%Mn 0,31%Cr 1,06%Ni 0,99%Mo 1,50%V 0,25%Al 0,16%
- C 0.38%
- If 0.06%
- Mn 0.31%
- Cr 1.06%
- Neither 0.99%
- Mo 1.50%
- V 0.25%
- Al 0.16%
Ce lingot a été élaboré par fusion à l'arc, il a ensuite été homogénéisé à haute température (1100°C) pour obtenir une structure uniforme, puis il a été forgé. Les produits forgés ont été refroidis lentement au four. Ils ont été normalisés afin de mettre en solution les carbures, d'homogénéiser la structure austénitique et d'affiner le grain.This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. The forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en
Ce profil montre que lacier présente, pour un même cycle de nitruration, une dureté superficielle équivalente à celle de l'acier 32CrMoV13 et une profondeur nitrurée nettement supérieure.This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a surface hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
Un lingot de 35 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,35%Si 0,06%Mn 0,64%Cr 1,38%Ni 0,51%Mo 1,20%V 0,34%Al 0,09%
- C 0.35%
- If 0.06%
- Mn 0.64%
- Cr 1.38%
- Neither 0.51%
- Mo 1.20%
- V 0.34%
- Al 0.09%
Ce lingot a été élaboré par fusion à l'arc, il a ensuite été homogénéisé à haute température (1100°C) pour obtenir une structure uniforme, puis il a été forgé. Les produits forgés ont été refroidis lentement au four. Ils ont été normalisés afin de mettre en solution les carbures, d'homogénéiser la structure austénitique et d'affiner le grain.This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. The forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en
Ce profil montre que l'acier présente, pour un même cycle de nitruration, une dureté superficielle équivalente à celle de l'acier 32CrMoV13 et une profondeur nitrurée nettement supérieure.This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
Un lingot de 35 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,32%Si 0,05%Mn 0,90%Cr 1,33%Ni 0,77%Mo 1,12%V 0,27%Al 0,19%
- C 0.32%
- If 0.05%
- Mn 0.90%
- Cr 1.33%
- Neither 0.77%
- Mo 1.12%
- V 0.27%
- Al 0.19%
Ce lingot a été élaboré par fusion à l'arc, il a ensuite été homogénéisé à haute température (1100°C) pour obtenir une structure uniforme, puis il a été forgé. Les produits forgés ont été refroidis lentement au four. Ils ont été normalisés afin de mettre en solution les carbures, d'homogénéiser la structure austénitique et d'affiner le grain.This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. The forged products were slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en
Ce profil montre que l'acier présente, pour un même cycle de nitruration, une dureté superficielle équivalente à celle de l'acier 32CrMoV13 et une profondeur nitrurée nettement supérieure.This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
Un lingot de 35 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,31%Si 0,27%Mn 0,91%Cr 1,34%Ni 1,04%Mo 1,17%V 0,23%Al 0,30%
- C 0.31%
- If 0.27%
- Mn 0.91%
- Cr 1.34%
- Nor 1.04%
- Mo 1.17%
- V 0.23%
- Al 0.30%
Ce lingot a été élaboré par fusion à l'arc, il a ensuite été homogénéisé à haute température (1100°C) pour obtenir une structure uniforme, puis il a été forgé. Les produits forgés ont été refroidis lentement au four. Ils ont été normalisés afin de mettre en solution les carbures, d'homogénéiser la structure austénitique et d'affiner le grain.This ingot was developed by arc melting, it was then homogenized at high temperature (1100 ° C) to obtain a uniform structure, then it was forged. Forged products have been slowly cooled in the oven. They have been standardized in order to dissolve the carbides, to homogenize the austenitic structure and to refine the grain.
Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.Bars from this ingot were austenitized at 940 ° C, quenched with oil, and then returned to a temperature of 650 ° C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en
Ce profil montre que l'acier présente, pour un même cycle de nitruration, une dureté superficielle équivalente à celle de l'acier 32CrMoV13 et une profondeur nitrurée nettement supérieure.This profile shows that the steel has, for the same nitriding cycle, a superficial hardness equivalent to that of 32CrMoV13 steel and a much higher nitride depth.
Un lingot de 1000 kg a été élaboré dans la composition chimique indiquée en pourcentage en poids ci-dessous, conformément aux indications de la présente invention :
C 0,32%Si 0,03%Mn 0,86%Cr 1,35%Ni 0,78%Mo 1,15%V 0,28%Al 0,19%
- C 0.32%
- If 0.03%
- Mn 0.86%
- Cr 1.35%
- Neither 0.78%
- Mo 1.15%
- V 0.28%
- Al 0.19%
Ce lingot a été obtenu par fusion sous vide puis refusion par électrode consommable, il a ensuite été réchauffé à haute température (1100°C) afin d'homogénéiser la structure puis il a été laminé pour aboutir à des barres cylindriques de diamètre 100 mm. Ces barres ont subi un traitement de normalisation afin de mettre en solution les carbures, homogénéiser la structure austénitique et affiner la taille de grain.This ingot was obtained by vacuum melting then remelting by consumable electrode, it was then warmed at high temperature (1100 ° C) to homogenize the structure and then it was rolled to result in cylindrical bars of 100 mm diameter. These bars have undergone a standardization treatment in order to dissolve the carbides, homogenize the austenitic structure and refine the grain size.
Des échantillons prélevés dans ces barres ont été austénitisés à 940°C, trempés à l'huile et revenus à 650°C.Samples taken from these bars were austenitized at 940 ° C, oil quenched and returned to 650 ° C.
Une partie des échantillons a été utilisée pour déterminer les caractéristiques mécaniques à l'état trempé revenu. Les résultats obtenus sont indiqués dans les tableaux suivants :
Le reste des échantillons a été nitruré en appliquant un cycle de 100 h à 520°C. Parmi ces échantillons certains ont été protégés de la nitruration afin de déterminer l'évolution des caractéristiques mécaniques du coeur. Les résultats obtenus sont présentés dans le tableau suivant :
La
Enfin, la limite d'endurance en flexion rotative à 2.107 cycles a été déterminée suivant la norme NFA 03-102, en utilisant des éprouvettes ayant un facteur de concentration de contrainte Kt = 1,035. Deux cas ont été étudiés, l'acier à l'état trempé et revenu, ainsi que l'acier à l'état trempé, revenu et nitruré tel que décrit précédemment. Les résultats obtenus sont indiqués dans le tableau suivant et comparés aux meilleures valeurs connues pour l'acier 32CrMoV13 :
La profondeur du gradient de dureté permet de mesurer la performance d'un acier selon l'invention en terme de cinétique de nitruration. Cette profondeur est conventionnellement définie en Europe en mesurant la profondeur à laquelle la dureté est égale à celle du coeur + 100 HV (dureté Vickers).The depth of the hardness gradient makes it possible to measure the performance of a steel according to the invention in terms of nitriding kinetics. This depth is conventionally defined in Europe by measuring the depth at which the hardness is equal to that of the heart + 100 HV (Vickers hardness).
Aux Etats-Unis, la convention est de définir la profondeur à laquelle la dureté est égale à 50 HRC (soit 513 HV, valeur obtenue par conversion suivant la norme ASTM E140).In the United States, the convention is to define the depth at which the hardness is equal to 50 HRC (ie 513 HV, value obtained by conversion according to ASTM E140).
Les profondeurs obtenues pour chacun des 9 exemples précédents suivant ces deux conventions sont rassemblées dans le tableau suivant :
Ces différents résultats montrent bien qu'une pièce fabriquée selon l'invention, présente un excellent compromis entre résistance mécanique à la traction, résilience et ténacité de la sous-couche. En outre, elle présente un excellent compromis entre la dureté superficielle, la profondeur de nitruration et la durée du cycle de nitruration.These various results clearly show that a part manufactured according to the invention has an excellent compromise between mechanical tensile strength, resilience and toughness of the underlayer. In addition, it has an excellent compromise between the surface hardness, the depth of nitriding and the duration of the nitriding cycle.
Les pièces fabriquées selon l'invention peuvent être, notamment, des barres, des tôles, des ébauches forgées ou matricées, des tubes ou des fils.The parts manufactured according to the invention can be, in particular, bars, sheets, blanks forged or stamped, tubes or son.
Claims (5)
- Method for making treated and nitrided parts, comprising the following steps:a) preparation of a charge with the intention of obtaining a certain chemical composition comprising, expressed in wt.%, 0 25 to 0.37% of C; 1.1 to 1.8% of Cr; 0.8 to 1.5% of Mo; 0.1 to 0.3% of Al; 0.2 to 1.1% of Mn; 0.5 to 1.3% of Ni; 0.1 to 0.4% of V, not more than 0.35% of Si; not more than 0.095% of S and not more than 0.020% of P, the rest consisting of iron and residual impurities, the Cr, Mo, V and Al contents of this composition expressed in wt.% satisfying the following relationship: 4 ≤ 3Cr + Mo + V + 2Al ≤ 8;b) preparation of said charge in an arc furnace or under reduced pressure possibly followed by refining by consumable electrode, electroslag or under reduced pressure;c) reheating and thermal transformation of the ingot;d) homogenising heat treatment of the structure and refinement of the grain comprising normalisation at a temperature higher than that of the Ac3 critical point, air cooling and stress relieving at a temperature lower than that of the Ac1 critical point;e) usage heat treatment comprising hardening starting at an austenitisation temperature in the range 900-1,000°C, followed by annealing at a temperature of 550-750°C andf) nitriding.
- Method according to claim 1, characterised in that the preparation in an arc furnace in step b) is carried out under reduced pressure.
- Method according to claim 1 or 2, characterised in that the temperature of the annealing in step e) is greater by at least 30°C than the nitriding temperature.
- Method according to any of claims 1 to 3, characterised in that the chemical composition of step a) also comprises not more than 0.1% by weight of each of the elements Ca, Ce, Nb, Ti, Zr.
- Method according to any of claims 1 to 4, characterised in that said chemical composition expressed as a % by weight consists of C 0.32%, Si 0.03%, Mn 0.86%, Cr 1.35%, Ni 0.78%, Mo 1.15%, V 0.28% and Al 0,19%, the rest consisting of iron and residual impurities.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR9812209 | 1998-09-30 | ||
FR9812209A FR2783840B1 (en) | 1998-09-30 | 1998-09-30 | STEEL ALLOWING HIGH NITRURATION KINETICS, PROCESS FOR OBTAINING SAME AND PARTS FORMED THEREFROM |
PCT/FR1999/002297 WO2000018975A1 (en) | 1998-09-30 | 1999-09-28 | Nitriding steel, method for obtaining same and parts formed with said steel |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
EP1044287A1 EP1044287A1 (en) | 2000-10-18 |
EP1044287B1 true EP1044287B1 (en) | 2011-11-02 |
Family
ID=9531010
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
EP99946245A Expired - Lifetime EP1044287B1 (en) | 1998-09-30 | 1999-09-28 | Method for manufacturing nitrided parts |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
EP (1) | EP1044287B1 (en) |
AT (1) | ATE531832T1 (en) |
CA (1) | CA2312034C (en) |
DK (1) | DK1044287T3 (en) |
ES (1) | ES2374261T3 (en) |
FR (1) | FR2783840B1 (en) |
WO (1) | WO2000018975A1 (en) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4142853B2 (en) * | 2001-03-22 | 2008-09-03 | 新日本製鐵株式会社 | High strength bolt with excellent delayed fracture resistance |
FR2884879B1 (en) | 2005-04-22 | 2007-08-03 | Stephanois Rech Mec | TORQUE OF GUIDE ARMS WHOSE ONE IS OF PARTICULAR STEEL LEADING TO IMPROVED PERFORMANCE. |
DE102006025008B4 (en) * | 2006-05-30 | 2022-09-15 | Schaeffler Technologies AG & Co. KG | Process for hardening running surfaces of roller bearing components |
DE102011088234A1 (en) * | 2011-12-12 | 2013-06-13 | Aktiebolaget Skf | component |
Family Cites Families (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0756043B2 (en) * | 1988-09-27 | 1995-06-14 | マツダ株式会社 | Steel member manufacturing method |
JPH0445244A (en) * | 1990-06-09 | 1992-02-14 | Aichi Steel Works Ltd | Rapid nitriding steel excellent in fatigue strength |
JPH073392A (en) * | 1993-06-18 | 1995-01-06 | Nkk Corp | Steel for nitriding |
JP2885061B2 (en) * | 1994-04-20 | 1999-04-19 | 日本鋼管株式会社 | Method for producing nitrided steel member excellent in fatigue characteristics |
JPH0849058A (en) * | 1994-08-03 | 1996-02-20 | Nkk Corp | Production of wear resistant nitrided steel member small in heat treating strain |
JPH08176732A (en) * | 1994-12-27 | 1996-07-09 | Nkk Corp | Steel for nitriding having excellent machinability |
JP3069256B2 (en) * | 1995-01-12 | 2000-07-24 | 住友金属工業株式会社 | Nitriding steel with excellent toughness |
DK0828007T3 (en) * | 1995-05-15 | 2002-02-25 | Sumitomo Metal Ind | Process for Manufacturing High Strength Seamless Steel Pipe and Excellent Sulfide Stress Crack Resistance |
-
1998
- 1998-09-30 FR FR9812209A patent/FR2783840B1/en not_active Expired - Lifetime
-
1999
- 1999-09-28 DK DK99946245.0T patent/DK1044287T3/en active
- 1999-09-28 AT AT99946245T patent/ATE531832T1/en active
- 1999-09-28 CA CA2312034A patent/CA2312034C/en not_active Expired - Lifetime
- 1999-09-28 ES ES99946245T patent/ES2374261T3/en not_active Expired - Lifetime
- 1999-09-28 WO PCT/FR1999/002297 patent/WO2000018975A1/en active Application Filing
- 1999-09-28 EP EP99946245A patent/EP1044287B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
FR2783840A1 (en) | 2000-03-31 |
WO2000018975A1 (en) | 2000-04-06 |
CA2312034A1 (en) | 2000-04-06 |
CA2312034C (en) | 2010-06-01 |
EP1044287A1 (en) | 2000-10-18 |
ES2374261T3 (en) | 2012-02-15 |
FR2783840B1 (en) | 2000-11-10 |
DK1044287T3 (en) | 2011-12-12 |
ATE531832T1 (en) | 2011-11-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP1874973B1 (en) | Tempered martensitic steel, method of producing a part from said steel and part thus obtained | |
EP2702181B1 (en) | Alloy for a Bearing Component | |
EP2279276B1 (en) | Stainless steel product, use of the product and method of its manufacture | |
EP2692888B1 (en) | Case hardening steel, method for producing same, and mechanical structural part using case hardening steel | |
EP2164998B1 (en) | Hardened martensitic steel having a low or zero content of cobalt, process for manufacturing a part from this steel, and part thus obtained | |
CN108779529B (en) | Steel material and steel pipe for oil well | |
CN101319294A (en) | Steel for fine grain carburizing gear and method of manufacturing the same | |
CN111850412A (en) | Steel material for carburized gear and preparation method thereof | |
JP6427272B2 (en) | bolt | |
JPH11350066A (en) | Production of hot forged steel parts excellent in machinability, the parts and hot rolled steel used therefor | |
EP3168319A1 (en) | Microalloyed steel for heat-forming high-resistance and high-yield-strength parts, and method for producing components made of said steel | |
EP1044287B1 (en) | Method for manufacturing nitrided parts | |
JP6237277B2 (en) | Case-hardened steel and carburized parts using the same | |
US6395109B1 (en) | Bar product, cylinder rods, hydraulic cylinders, and method for manufacturing | |
US10487372B2 (en) | High-strength bolt | |
JP6465206B2 (en) | Hot-rolled bar wire, parts and method for producing hot-rolled bar wire | |
JP2018165403A (en) | Steel for carburizing having excellent low cycle fatigue strength and machinability, and carburized component | |
RU2254394C1 (en) | High-strength austenitic stainless steel and method of final hardening of articles made from such steel | |
CN114836681A (en) | High-strength seamless steel pipe with good fatigue resistance and manufacturing method thereof | |
JPH10265841A (en) | Production of high strength cold forging parts | |
JP3075139B2 (en) | Coarse-grained case hardened steel, surface-hardened parts excellent in strength and toughness, and method for producing the same | |
EP0663018B1 (en) | Tool steel compositions | |
JP7469596B2 (en) | Bearing Steel | |
JP4576976B2 (en) | Steel for high strength bolts | |
JP2023163968A (en) | Bar steel and carburized component |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PUAI | Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012 |
|
17P | Request for examination filed |
Effective date: 20000605 |
|
AK | Designated contracting states |
Kind code of ref document: A1 Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE |
|
17Q | First examination report despatched |
Effective date: 20021007 |
|
RAP1 | Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred) |
Owner name: AUBERT & DUVAL |
|
GRAP | Despatch of communication of intention to grant a patent |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1 |
|
RTI1 | Title (correction) |
Free format text: METHOD FOR MANUFACTURING NITRIDED PARTS |
|
GRAS | Grant fee paid |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3 |
|
GRAA | (expected) grant |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210 |
|
AK | Designated contracting states |
Kind code of ref document: B1 Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: GB Ref legal event code: FG4D Free format text: NOT ENGLISH |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: CH Ref legal event code: EP |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: IE Ref legal event code: FG4D |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: DK Ref legal event code: T3 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: DE Ref legal event code: R096 Ref document number: 69943837 Country of ref document: DE Effective date: 20111229 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: SE Ref legal event code: TRGR |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: NL Ref legal event code: T3 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: ES Ref legal event code: FG2A Ref document number: 2374261 Country of ref document: ES Kind code of ref document: T3 Effective date: 20120215 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: PT Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT Effective date: 20120302 Ref country code: GR Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT Effective date: 20120203 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: IE Ref legal event code: FD4D |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: CY Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT Effective date: 20111102 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: IE Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT Effective date: 20111102 |
|
PLBE | No opposition filed within time limit |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261 |
|
STAA | Information on the status of an ep patent application or granted ep patent |
Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT |
|
26N | No opposition filed |
Effective date: 20120803 |
|
PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: FI Payment date: 20120829 Year of fee payment: 14 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: DE Ref legal event code: R097 Ref document number: 69943837 Country of ref document: DE Effective date: 20120803 |
|
PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: FR Payment date: 20120924 Year of fee payment: 14 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: MC Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20120930 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: FI Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20130928 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: LU Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20120928 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: FR Ref legal event code: ST Effective date: 20140530 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: FR Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20130930 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: DE Ref legal event code: R082 Ref document number: 69943837 Country of ref document: DE Representative=s name: LAVOIX MUNICH, DE |
|
PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: IT Payment date: 20180925 Year of fee payment: 20 Ref country code: DE Payment date: 20180920 Year of fee payment: 20 |
|
PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: CH Payment date: 20180919 Year of fee payment: 20 Ref country code: DK Payment date: 20180921 Year of fee payment: 20 Ref country code: SE Payment date: 20180919 Year of fee payment: 20 Ref country code: BE Payment date: 20180919 Year of fee payment: 20 Ref country code: AT Payment date: 20180920 Year of fee payment: 20 Ref country code: NL Payment date: 20180919 Year of fee payment: 20 Ref country code: GB Payment date: 20180919 Year of fee payment: 20 |
|
PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: ES Payment date: 20181022 Year of fee payment: 20 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: DE Ref legal event code: R071 Ref document number: 69943837 Country of ref document: DE |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: CH Ref legal event code: PL Ref country code: DK Ref legal event code: EUP Effective date: 20190928 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: NL Ref legal event code: MK Effective date: 20190927 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: GB Ref legal event code: PE20 Expiry date: 20190927 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: SE Ref legal event code: EUG |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: BE Ref legal event code: MK Effective date: 20190928 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: AT Ref legal event code: MK07 Ref document number: 531832 Country of ref document: AT Kind code of ref document: T Effective date: 20190928 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: GB Free format text: LAPSE BECAUSE OF EXPIRATION OF PROTECTION Effective date: 20190927 |
|
REG | Reference to a national code |
Ref country code: ES Ref legal event code: FD2A Effective date: 20200803 |
|
PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: ES Free format text: LAPSE BECAUSE OF EXPIRATION OF PROTECTION Effective date: 20190929 |