EP1044287B1 - Procédé de fabrication de pieces nitrurées - Google Patents

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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
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EP
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nitriding
temperature
steel
ingot
weight
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EP99946245A
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Philippe Dubois
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Aubert and Duval SA
Original Assignee
Aubert and Duval SA
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • 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
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    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
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    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
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    • 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.

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Description

  • La présente invention concerne un procédé de fabrication de pièces réalisées dans un acier.
  • 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.
  • 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. Tableau 1 : Compositions chimiques typiques en pourcentage en poids
    40CrAlMo6.12 25NiAlCr14.12 30CrMo12 32CrMoV13 35CrMo4 42CrMo4
    C (%) 0,40 0,25 0,30 0,32 0,35 0,42
    Si (%) 0,30 0,30 0,30 0,20 0,30 0,30
    Mn (%) 0,60 0,60 0,60 0,60 0,70 0,60
    Ni (%) 0,20 3,50 0,20 020 0,30 0,30
    Cr (%) 1,70 1,10 3,00 3,00 1,00 1,00
    Mo (%) 0,30 0,25 0,40 1,00 0,20 0,20
    V (%) - - - 0,25 - -
    Al (%) 1,10 1,20 - - - -
  • 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.
  • 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.
  • 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 : 4 ≤ 3 ⁢ Cr + Mo + V + 2 ⁢ Al ≤ 8.
      Figure imgb0001
  • Le soufre est limité à 0,015% et le phosphore à 0,020% en poids.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • L'objet de l'invention est un procédé de fabrication de pièces traitées et nitrurées, comprenant les opérations suivantes :
    1. a - constitution d'une charge destinée à obtenir une composition conforme à la présente invention, telle que décrite plus haut,
    2. b - élaboration de ladite charge dans un four à arc,
    3. c - réchauffage et transformation à chaud du lingot,
    4. d - traitement thermique d'homogénéisation de la structure et d'affinement du grain,
    5. e - traitement thermique d'emploi, et
    6. f - nitruration.
  • L'acier pour le procédé selon l'invention est obtenu par des techniques d'élaboration selon la revendication 1
  • 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.
  • 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).
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • Quant à l'étape de nitruration, elle a été systématiquement effectuée avec le procédé de nitruration gazeuse utilisant l'ammoniac.
    • Exemples
  • 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.
  • 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.
    Exemple n° 1
  • 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%
    le reste étant constitué de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1233 1152 16,5 69 409 95 81
  • Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en figure 1, ainsi que celui obtenu pour un même cycle avec un acier 32CrMoV13.
  • 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.
    • Exemple n° 2
  • 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%
    le reste étant constitué essentiellement de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1305 1238 15,0 63 404 86 69
  • Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en figure 2, ainsi que celui obtenu pour un même cycle avec un acier 32CrMoV13.
  • 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.
    • Exemple n° 3
  • 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%
    le reste étant constitué essentiellement de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1296 1234 15,5 62 416 79 69
  • Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en figure 3, ainsi que celui obtenu pour un même cycle avec un acier 32CrMoV13.
  • 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.
    • Exemple n° 4
  • 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%
    le reste étant constitué essentiellement de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1305 1245 13,5 46 406 66 60
  • Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en figure 4, ainsi que celui obtenu pour un même cycle avec un acier 32CrMoV13.
  • 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.
    • Exemple n° 5
  • 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%
    le reste étant constitué essentiellement de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1311 1251 15,5 61 416 97 77
  • Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en figure 5, ainsi que celui obtenu pour un même cycle avec un acier 32CrMoV13.
  • 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.
    • Exemple n° 6
  • 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%
    le reste étant constitué essentiellement de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1253 1184 15,5 66 408 100 87
  • Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en figure 6, ainsi que celui obtenu pour un même cycle avec un acier 32CrMoV13.
  • 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.
    • Exemple n° 7
  • 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%
    le reste étant constitué essentiellement de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1234 1161 15,0 65 402 103 103
  • Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en figure 7, ainsi que celui obtenu pour un même cycle avec un acier 32CrMoV13.
  • 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.
    • Exemple n° 8
  • 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%
    le reste étant constitué essentiellement de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des barres issues de ce lingot ont été austénitisées à 940°C, trempées à l'huile, puis revenues à une température de 650°C.
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont indiquées dans le tableau suivant :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1289 1197 14,0 62 401 92 87
  • Des échantillons ont été nitrurés à 520°C durant 100 h. Le profil de dureté obtenu est présenté en figure 8, ainsi que celui obtenu pour un même cycle avec un acier 32CrMoV13.
  • 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.
    • Exemple n° 9
  • 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%
    le reste étant constitué essentiellement de fer et d'impuretés résiduelles.
  • 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.
  • Des échantillons prélevés dans ces barres ont été austénitisés à 940°C, trempés à l'huile et revenus à 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 :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV KQ*
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J) (MPa√m)
    1270 1194 16,0 66 414 93 87 115
    * valeur obtenue sur éprouvettes type CT 25 suivant la norme ASTM E 399-90.
    Température d'essai (°C) - 80 - 40 - 20 20 80
    KV (J) 30 63 78 87 106
  • 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 :
    Rm Rp0,2 A5d Z HV50 KCU KV
    (MPa) (MPa) (%) (%) (J/cm2) (J)
    1262 1141 15,0 64 404 89 79
  • La figure 9 permet par ailleurs de comparer les profils de dureté obtenus après nitruration avec cet acier et avec un acier 32CrMoV13.
  • 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 :
    Etat des éprouvettes Limite d'endurance (MPa)
    Invention 32CrMoV13
    Trempé revenu 813 822
    Trempé revenu nitruré 1336 1204
    • Profondeur de nitruration
  • 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).
  • 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).
  • Les profondeurs obtenues pour chacun des 9 exemples précédents suivant ces deux conventions sont rassemblées dans le tableau suivant :
    Exemples Profondeur définie à Dureté HVcoeur +100 (mm) Profondeur définie à 50 HRC (513 HV) (mm)
    32CrMoV13 Invention 32CrMoV13 Invention
    1 0,57 0,68 0,56 0,67
    2 0,57 0,67 0,56 0,67
    3 0,57 0,68 0,56 0,72
    4 0,57 0,73 0,56 0,74
    5 0,57 0,60 0,56 0,65
    6 0,57 0,62 0,56 0,63
    7 0,57 0,67 0,56 0,71
    8 0,57 0,72 0,56 0,80
    9 0,57 0,73 0,56 0,80
  • 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.
  • Les pièces fabriquées selon l'invention peuvent être, notamment, des barres, des tôles, des ébauches forgées ou matricées, des tubes ou des fils.

Claims (5)

  1. Procédé de fabrication de pièces traitées et nitrurées, comprenant les étapes suivantes
    a) constitution d'une charge destinée à obtenir une composition chimique déterminée comprenant, exprimés en % en poids, 0,25 à 0,37% de C; 1,1 à 1,8% de Cr, 0,8 à 1,5% de Mo ; 0,1 à 0,3% de Al ; 0,2 à 1,1% de Mn ; 0,5 à 1,3 % de Ni ; 0.1 à 0.4 de V, au plus 0,35% de Si au plus 0,015% de S et au plus 0.020% de P, 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: 4 ≤ 3Cr + Mo + V + 2Al ≤ 8
    b) élaboration de ladite charge dans un four à arc ou sous pression réduite eventuellement suivie d'une refusion par électrode consommable, sous laitier ou sous pression réduite
    c) réchauffage et transformation à chaud du lingot
    d) traitement thermique d'homogénéisation de la structure et d'affinement du grain comprenant une normalisation à une température supérieur à celle du point critique AC3, un refroidissement à l'air et un revenu d'adoucissement à une température inférieure à celle du point critique AC1
    e) traitement thermique d'emploi comprenant une trempe à partir d'une température d'austénitisation dans la gamme de 900-1000°C, suivie d'un revenu à une température de 550-750°C et
    f) nitruration.
  2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'élaboration dans un four à arc de l'étape b) est effectuée sous pression réduite.
  3. Procédé selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que la température du revenu à l'étape e) est supérieure d'au moins 30°C à la température de nitruration.
  4. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que la composition chimique de l'étape a) comprend en outre au plus 0,1% en poids de chaque élément Ca, Ce, Nb, Ti, Zr.
  5. Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que ladite composition chimique exprimée en % en poids est constituée par C 0,32%, Si 0,03%, Mn 0,86%, Cr 1,35%, Ni 0,78%, Mo 1,15%, V 0,28% et Al 0,19%, le complément étant constitué de fer et d'impuretés résiduelles.
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4142853B2 (ja) * 2001-03-22 2008-09-03 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高力ボルト
FR2884879B1 (fr) * 2005-04-22 2007-08-03 Stephanois Rech Mec Couple d'organes de guidage dont l'un est en acier particulier conduisant a des performances ameliorees.
DE102006025008B4 (de) * 2006-05-30 2022-09-15 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Verfahren zum Härten von Laufflächen von Wälzlagerkomponenten
DE102011088234A1 (de) * 2011-12-12 2013-06-13 Aktiebolaget Skf Bauteil

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0756043B2 (ja) * 1988-09-27 1995-06-14 マツダ株式会社 鋼部材の製造方法
JPH0445244A (ja) * 1990-06-09 1992-02-14 Aichi Steel Works Ltd 疲労強度の優れた迅速窒化用鋼
JPH073392A (ja) * 1993-06-18 1995-01-06 Nkk Corp 窒化用鋼
JP2885061B2 (ja) * 1994-04-20 1999-04-19 日本鋼管株式会社 疲労特性に優れた窒化鋼部材の製造方法
JPH0849058A (ja) * 1994-08-03 1996-02-20 Nkk Corp 熱処理歪みの少ない耐摩耗窒化鋼部材の製造方法
JPH08176732A (ja) * 1994-12-27 1996-07-09 Nkk Corp 被削性の優れた窒化用鋼
JP3069256B2 (ja) * 1995-01-12 2000-07-24 住友金属工業株式会社 靭性に優れた窒化用鋼
US5938865A (en) * 1995-05-15 1999-08-17 Sumitomo Metal Industries, Ltc. Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance

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