EP1312691A1 - Alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées, procédé de fabrication de billettes et de fils - Google Patents

Alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées, procédé de fabrication de billettes et de fils Download PDF

Info

Publication number
EP1312691A1
EP1312691A1 EP02292531A EP02292531A EP1312691A1 EP 1312691 A1 EP1312691 A1 EP 1312691A1 EP 02292531 A EP02292531 A EP 02292531A EP 02292531 A EP02292531 A EP 02292531A EP 1312691 A1 EP1312691 A1 EP 1312691A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy
composition
content
less
solidification
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.)
Withdrawn
Application number
EP02292531A
Other languages
German (de)
English (en)
Inventor
Jean-Michel Hauser
Christophe Bourgin
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Ugitech SA
Original Assignee
USINOR SA
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by USINOR SA filed Critical USINOR SA
Publication of EP1312691A1 publication Critical patent/EP1312691A1/fr
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic alloy for heat resistance to improved flowability and transformation.
  • Steels for mechanical strength when hot include martensitic steels usable up to about 550 ° C, austenitic stainless steels with a hardening of intermetallic phase, which can be used up to 650 ° C about.
  • Nickel or cobalt alloys are also used, generally hardened by precipitation of intermetallics.
  • Austenitic stainless steels for mechanical resistance to heat such as steel referenced n ° 1.4980, according to European standard EN10269, also referenced AISI 660 according to ASTM A453, are frequently used in bolts and struck parts, in particular in fasteners for automobile exhaust elements, such as as turbochargers or upstream exhaust downpipes. We meet them also, in the form of drawn wires, in knits for the mechanical setting of the catalysts exhaust. We also know applications of these steels in the field of hot springs or exhaust hoses made up of rolled tubes - welded then corrugated, and on the other hand sheaths of woven metal wires.
  • composition of AISI 660 steel has a moderate chromium content of about 15%, about 1% molybdenum, 0.3% vanadium.
  • the character austenitic, necessary for keeping hot, is ensured by a massive addition of nickel, that is to say of the order of 24%.
  • the hardening and the creep resistance are ensured by an addition of approximately 2% of titanium, which combines between 600 ° C and 750 ° C with part of the nickel to form intermetallics of the Ni 3 Ti type.
  • the composition of the steel may also contain elements such as Mo, V, Al which also contribute to hardening and to keeping hot by replacing the titanium atoms in the Ni 3 Ti compound.
  • the alloy according to the IMPHY patent is solidifying austenitic, as we will demonstrate later. It is therefore prone to problems casting and rolling linked to segregation.
  • the composition of the alloy according to the NIPPON KOKAN patent has a low nickel content associated with a chromium content of between 13% and 20%.
  • the nickel content may not be sufficient to cure and hold effective creep at 650 ° C and above.
  • the very low carbon content less than 0.010% makes it unsuitable for production in air. It does not solidify probably not in all ferrite cases.
  • the object of the invention is to propose an alloy of the austenitic stainless type for mechanical resistance to heat, which can be produced economically and particularly suitable for continuous casting and hot processing.
  • a fifth object of the invention consists of the alloy parts which can be obtained by machining or hot or cold forming, or knitting, from a billet, wire or bar obtained by one of the processes according to the invention.
  • Figures 1a and 1b are micrographs on the solid state of solidification showing the phases formed at the start of solidification, with on the one hand, in FIG. 1a, in a example of invention 13605, the presence of ferrite in the dendrite axis, in plain text on the figure, and on the other hand, in figure 1b, corresponding to a counter example on steel IMPHY of the prior art, the presence of dendrites with an austenitic axis.
  • Figures 2, 3 and 4 show hot ductility curves of the compositions of Table 1; the burn points, estimated by the temperature at which the ductility is maximum, are shown in Table 2.
  • the invention presented relates to an alloy austenitic for heat resistance with flowability and improved transformation.
  • composition 2 of the invention the manganese content is greater than 2%.
  • the relationships allow the compositions to be selected. ferritic solidification, without residual ferrite and not forming a sigma phase.
  • Table 1 shows examples of casting carried out under vacuum for the production of the alloy according to the invention, as well as counter-examples of castings not responding to the invention, and compositions according to the cited prior art.
  • the solidification takes place first in the form of dendritic ferritic axes, which contain residual ferrite after cooling, as shown in the figure 1a, unlike the known and observed cases of AISI 660 reference steel and the alloy according to the IMPHY patent, the solidification of which begins by forming austenite, as shown in Figure 1b.
  • Figures 2, 3 and 4 show hot ductility curves of the compositions studied; ductility is measured by delta ⁇ , which is the diametral necking at break; that is to say the relative variation in diameter at the level of the rupture; the points of burn estimated by the temperature at which the ductility is maximum, are reported on table 2.
  • Solidification in ferritic mode allows to reheat and laminate ingots or semi-finished products at normal speed between 1100 and 1200 ° C, preferably between 1120 and 1180 ° C, in a range of usual temperatures for stainless steels and compatible with furnaces reheating and mechanical dimensions of rolling mills.
  • the presence of the sigma phase is known to decrease the resilience and toughness of austenitic steels.
  • a criterion was determined to ensure the absence of the sigma phase in the aged state: Cr + 1.5 x Si + 1.5 x V + 1.2 x Mo ⁇ 22.
  • the above criterion therefore makes it possible to ensure a level of resilience sufficient to the treated state as well as after hot use.
  • Creep rupture tests at 650 ° C under 385 MPa were carried out on the flows 13468 Imphy and 13605.
  • the requirements usually required for hot fixings, especially more than 100 breaking hours, and more than 5% elongation at break are respected.
  • a minimum carbon content of 0.010% is necessary for allow the preparation "under air” in installations such as electric oven more refining at AOD and in the bag, without using vacuum or vacuum.
  • a maximum carbon content of 0.040% is necessary to avoid lowering strongly the liquidus of the alloy and increase the solidification interval of the alloy, making continuous casting impossible.
  • the carbon combines with a part of the titanium in the form of carbides of the TiC type, which is no longer available to harden the alloy in the aged state in the form of Ni 3 Ti. This phenomenon should be minimized by limiting the carbon content.
  • a maximum nitrogen content of 0.010% is the result of the reaction, in the liquid metal, titanium added in large quantities with the nitrogen already present: there are formation and decantation of TiN nitrides in ladles and tundish, and the nitrogen content of the cast product cannot exceed the previous value.
  • Silicon is generally present in the composition, at least in trace amounts whose order of magnitude is 0.001% in steel products.
  • Silicon contributes to the formation of ferrite and sigma phase. A content maximum of 2.0% is necessary to avoid accelerated formation of the latter weakening phase.
  • Silicon contributes to improving resistance to oxidation and the hot environment, by the formation of more or less continuous layers of silica or silicates under the other oxides.
  • a significant addition for example more than 1% is therefore useful when solidification takes place in ferritic mode.
  • a minimum content of 0.001% manganese is generally present as a residue originating in particular from ferroalloys.
  • manganese oxidizes easily during blowing oxygen intended to bring the carbon to the required level and; a maximum content of 8% is necessary to allow ripening under yield conditions correct addition of manganese.
  • manganese has the specific interest of promoting the ferritic solidification mode, while on the contrary favoring the elimination of the residual ferrite during annealing between 900 ° C and 1200 ° C, especially on product hot processed. It does not cause sigma phase formation.
  • manganese causes an increase in the thickness of the calamines on hot rolled or annealed products or during use.
  • a maximum content of 19.9% nickel is imposed for reasons especially economic.
  • nickel can be brought above 18%. In these conditions, the hardening that occurs during aging at 720 ° C reaches practically already its maximum.
  • chromium is required to counteract the formation effect of nickel austenite and obtain a ferritic solidification, in particular when the other ferrite-forming elements, such as Si, Mo, Mn, Ti, Al, V, are at a low level or close to their minimum content.
  • a content limited to a maximum of 21% of chromium is necessary to avoid the formation of weakening sigma phase during treatments at 720 ° C or during use in the range between 600 ° C and 700 ° C.
  • a minimum content of 1.8% of titanium is necessary to obtain sufficient hardening during aging treatments or when used in the range between 600 ° C and 750 ° C.
  • a fine precipitation based on Ni 3 Ti then occurs, which contributes to the mechanical resistance to heat, in particular under creep conditions.
  • Titanium is also present in the alloy in the form of titanium nitride, titanium carbide and titanium phosphide.
  • a content limited to 3.0% is necessary to avoid the lowering of the liquidus and the formation, during solidification, of coarse intermetals which can harm the tréfilact.
  • a minimum content of 0.010% molybdenum is generally present in the state traces during industrial processing.
  • Molybdenum contributes to the formation of ferrite during solidification and to the formation of hardening intermetallics, replacing titanium atoms.
  • the addition of molybdenum improves the heat resistance of the alloy, in thereby increasing the precipitate content and the shear strength.
  • a maximum content of 3% is necessary to avoid phase formation sigma in association with chromium as well as the presence of residual ferrite.
  • a minimum content of 0.010% copper is generally present as processing residue.
  • Copper contributes to the formation of austenite and helps reduce the rate of residual ferrite, just like nickel.
  • a maximum content of 3% is imposed to avoid strong segregation during of the casting and the formation of a copper-rich phase greatly lowering the point of burn.
  • a minimum content of 0.0005% aluminum is generally present as that processing residue.
  • aluminum can be used to increase the ferritic character of the alloy during solidification, without the disadvantage of generating the sigma phase weakening when maintained at temperatures in the range between 550 ° C. and 700 ° C.
  • a maximum content of 1.5% aluminum is necessary to avoid depletion of nickel during the formation of intermallics and the presence of ferrite residual.
  • a minimum content of 0.0001% of boron is generally present in the state of traces.
  • boron at a rate of 10 to 30 ppm, for example, allows a slight improvement of hot ductility in the temperature range between 800 ° C and 1100 ° C.
  • a maximum content of 0.01% is necessary to avoid excessive lowering of the solidus and the burn point it causes.
  • a minimum content of 0.01% vanadium is generally present as that processing residue.
  • Vanadium, ferritizing element and sigma phase former can be added to contribute to the hardening by substitution of the titanium atoms in the intermetallic compounds.
  • a maximum content of 2% vanadium is necessary to avoid the formation sigma phase, in combination with the chromium present.
  • a minimum content of 0.0001% sulfur is generally present as refining residue.
  • Sulfur can be maintained voluntarily, or preferably added more 0.030%, to improve the machinability of the alloy, thanks to the presence of sulfides and titanium carbosulfides formed during solidification, which improve fragmentation shavings.
  • This addition is made possible by the ferritic solidification mode, because the addition of sulfur does not significantly degrade the hot ductility during rolling, unlike the prior art, with austenitic solidification and marked segregations.
  • a maximum content of 0.2% is necessary to avoid the risks of opening length of the semi-finished products, along the elongated sulphides, during rolling at hot.
  • a minimum content of 0.001% phosphorus is generally present as that processing residue.
  • a maximum content of 0.040% phosphorus is necessary to avoid the presence of large particles of titanium phosphides formed during solidification and which may adversely affect wire drawing.
  • Other elements such as cobalt, tungsten, niobium, zirconium, tantalum, hafnium, oxygen, magnesium, calcium, may be present as residues from processing or deoxidation; other elements can be added voluntarily in quantities not exceeding 0.5% to improve properties specific, such as resistance to oxidation by micro - addition of yttrium, cerium, lanthanum and other rare earths.
  • the same operations were carried out on several castings of the AISI 660 grade, which gave rise to many faults (cracks on blooms, cracks on billets, straws and scales on wire rod).
  • the AISI grade 660 is cast in the form of ingots without using the continuous casting process.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées dont la composition comprend, en % en poids : 0,010% < carbone < 0,04%, 0% < azote < 0,01%, silicium < 2%, 16% < nickel < 19,9%, manganèse < 8%, 18,1%< chrome < 21%, 1,8% < titane < 3%, molybdène < 3%, cuivre < 3%, aluminium < 1,5%, bore < 0,01%, vanadium < 2%, soufre < 0,2%, phosphore < 0,04% et éventuellement jusqu'à 0,5% d'au moins un élément choisi parmi l'yttrium, le cérium, le lanthane et les autres terres rares, le reste étant du fer et des impuretés résultants de l'élaboration ou de la désoxydation, ladite composition satisfaisant en outre les deux relations suivantes : en relation avec le mode de solidification : reliquat a = éq Nia - 0,5x éq Cra < 3,60 où, éq Cra = Cr + 0.7 x Si + 0.2 x Mn + 1.37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où, éq Nia = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu, en relation avec le taux de ferrite résiduel : reliquat b = éq Nib- 2 x éq Crb > - 41 où, éq Crb = Cr + 0.7 x Si + 1,37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où, éq Nib = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu + 0,5 x Mn.

Description

La présente invention concerne un alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées.
Les aciers pour tenue mécanique à chaud comprennent des aciers martensitiques utilisables jusqu'à 550°C environ, des aciers inoxydables austénitiques comportant une précipitation de phase intermétallique durcissante, qui sont utilisables jusqu'à 650°C environ. On utilise aussi des alliages de nickel ou de cobalt, généralement durcis par précipitation d'intermétalliques.
Les aciers inoxydables austénitiques pour tenue mécanique à chaud, tels que l'acier référencé n° 1.4980, selon la norme européenne EN10269, également référencé AISI 660 selon la norme ASTM A453, sont fréquemment utilisés en boulonnerie et pièces frappées, notamment en fixations d'éléments d'échappements automobiles, tels que turbocompresseurs ou descentes amont d'échappement. On les rencontre également, sous forme de fils tréfilés, en tricots de calage mécanique des catalyseurs d'échappement. On connaít aussi des applications de ces aciers dans le domaine des ressorts utilisables à chaud ou des flexibles d'échappement constitués d'une part de tubes roulés - soudés puis ondulés, et d'autre part de gaines en fils métalliques tissés.
La composition de l'acier AISI 660 comporte une teneur en chrome modérée, de l'ordre de 15%, environ 1% de molybdène, 0,3% de vanadium. Le caractère austénitique, nécessaire pour la tenue à chaud, est assuré par une addition massive de nickel, c'est-à-dire de l'ordre de 24%.
Le durcissement et la résistance au fluage sont assurés par une addition d'environ 2% de titane, qui se combine entre 600°C et 750°C avec une partie du nickel pour former des intermétalliques de type Ni3Ti. La composition de l'acier peut contenir également les éléments tels que Mo, V, Al qui contribuent également au durcissement et à la tenue à chaud en se substituant aux atomes de titane dans le composé Ni3Ti.
Les inconvénients de cet acier sont notamment :
  • un coût élevé, notamment en raison de la teneur importante en nickel,
  • une difficulté d'élaboration car lors de la coulée il y a formation de ségrégations, qui, faute de précautions particulières, provoquent des déchirures en coulée continue ou lors du laminage à chaud ; par conséquent, il est nécessaire de pratiquer une élaboration coûteuse par re fusion avec meulage des demi-produits et contrôle renforcé sur produits finis.
Pour réduire les ségrégations, on doit limiter le silicium à une teneur inférieure à 0,3%, le carbone à une teneur inférieure à 0,050 %, le cuivre à une teneur inférieure à 0,5 %, le soufre à une teneur inférieure à 0,002 %, le phosphore à une teneur inférieure à 0,025 %, le plomb à une teneur inférieure à 0,0005 % etc... Ces limitations représentent des coûts supplémentaires pour l'élaboration en aciérie.
  • une difficulté de laminage car les ségrégations abaissent fortement le point de brûlure. De ce fait, le laminage ne peut être effectué au-delà de 1150°C environ, pour éviter la formation de graves défauts comme par exemple des criques. Compte tenu de la contrainte d'écoulement élevée de l'alliage en dessous de cette température, le laminage ne peut être effectué que sur certaines installations particulièrement robustes. De plus, la vitesse de laminage doit être réduite pour éviter tout réchauffage au-delà du point de brûlure.
  • une limitation des tenues à l'oxydation et à la corrosion à chaud du fait de ses faibles teneurs en chrome et en silicium, dans des conditions d'exposition particulièrement intense, comme par exemple les lignes d'échappement.
  • une difficulté d'usinage de pièces en raison notamment de la faible teneur en soufre.
  • une difficulté de soudage, dans le cas notamment de tôles en AISI 660 soudées entre elles, avec ou sans apport de fil du même alliage, car une forte tendance à la fissuration à chaud est observée.
Dans la famille des aciers austénitiques pour tenue mécanique à chaud, durcis par précipitation d'intermétallique Nickel - Titane, on connaít :
  • l'acier AISI 660 cité ci-dessus,
  • un brevet IMPHY N° FR 94 14 942 décrivant la composition suivante :
  • Ni : 16% à 25% ; Cr : 16% à 18,5% ; Ti : >1 %, Mn : 0% à 2%.
  • un brevet NIPPON KOKAN JP 62267453 décrivant la composition suivante : C < 0,01% ; Ni : 10% à 18% ; Cr : 13% à 20% ; Ti > 1,5% ; Mn : 0% à 2%.
La connaissance théorique des phases en présence, lors de la solidification ou en phase solide, dans les alliages quaternaires Fe - Cr - Ni - Ti, s'avère incomplète. Elle a été publiée par V. RAGHAVAN en 1996 dans «Phase diagrams of quaternary iron alloys», éd. The Indian Institute of Metals, pp 374 à 380. Le domaine analysé ne s'étend pas aux compositions contenant plus de 1.7% de Ti.
Nous avons remarqué que les principales difficultés rencontrées avec l'acier AISI 660 proviennent de son mode de solidification, qui s'avère être une solidification directe sous forme d'austénite, contrairement à la majorité des aciers inoxydables austénitiques, qui solidifient en ferrite, laquelle se transforme ensuite à plus basse température en austénite.
L'alliage selon le brevet IMPHY, à teneur limitée en chrome, est à solidification austénitique, comme nous le démontrerons par la suite. Il est donc sujet aux problèmes de coulée et de laminage liés aux ségrégations.
La composition de l'alliage selon brevet NIPPON KOKAN présente une faible teneur en nickel associée à une teneur en chrome comprise entre 13% à 20%. La teneur en nickel peut se révéler insuffisante pour assurer un durcissement et une tenue au fluage efficace à 650°C et au-delà. En outre, la très faible teneur en carbone, inférieure à 0,010% le rend inapte à une élaboration sous air. Il ne solidifie probablement pas dans tous les cas en ferrite.
Le but de l'invention est de proposer un alliage du type inoxydable austénitique pour tenue mécanique à chaud, pouvant être élaboré de manière économique et particulièrement adaptée à la coulée continue et à la transformation à chaud.
L'invention a pour objet un alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées dont la composition comprend, en % en poids :
  • 0,010% < carbone < 0,04%
  • 0% < azote < 0,01%
  • silicium < 2%
  • 16% < nickel < 19,9%
  • manganèse < 8%
  • 18,1% < chrome < 21%
  • 1,8% < titane < 3%
  • molybdène < 3%
  • cuivre < 3%
  • aluminium < 1,5%
  • bore < 0,01%
  • vanadium < 2%
  • soufre < 0,2%
  • phosphore < 0,04%
    • et éventuellement jusqu'à 0,5% d'au moins un élément choisi parmi l'yttrium, le cérium, le lanthane et les autres terres rares,
    le reste étant du fer et des impuretés résultants de l'élaboration ou de la désoxydation,
    ladite composition satisfaisant en outre les deux relations suivantes :
    • en relation avec le mode de solidification :
    • reliquat a = éq Nia- 0,5x éq Cra < 3,60 où,
    • éq Cra = Cr + 0.7 x Si + 0.2 x Mn + 1.37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
    • éq Nia = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu,
    • en relation avec le taux de ferrite résiduel :
    • reliquat b = éq Nib- 2 x éq Crb > - 41 où,
    • éq Crb = Cr + 0.7 x Si + 1,37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
    • éq Nib = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu + 0,5 x Mn.
    Dans des modes de réalisations préférés, l'invention peut comprendre les caractéristiques suivantes, prises seules ou en combinaison :
    • la teneur en chrome est supérieure à 18,5%,
    • la teneur en manganèse est supérieure à 2%,
    • la teneur en silicium est supérieure à 1%,
    • la teneur en nickel est supérieure à 18%,
    • la teneur en aluminium est supérieure à 0,3%,
    • la teneur en soufre est supérieure à 0,030%,
    • la composition satisfait la relation suivante, toutes teneurs en % massiques :
      • en relation avec l'absence de formation de phase sigma fragilisante : valeur c = Cr + 1,5x Si + 1,5 x V + 1,2 Mo < 22.
    Un second objet de l'invention est constitué par un procédé de fabrication d'une billette en alliage de composition conforme à l'invention et qui comprend les étapes consistant à :
  • a) élaborer la composition sous air au four électrique,
  • b) l'affiner au convertisseur A.O.D.,
  • c) la couler en continu sous forme de blooms,
  • d) laminer à chaud lesdits blooms après réchauffage entre 1100 et 1200°C en billettes.
    • Un troisième objet de l'invention est constitué par un procédé de fabrication de fils en alliage de composition conforme à l'invention et qui comprend les étapes consistant à :
  • e) laminer à chaud après réchauffage entre 1100 et 1200°C des billettes obtenues par le procédé de fabrication de billettes conforme à l'invention, pour obtenir du fil-machine,
  • f) recuire ledit fil-machine,
  • g) le décaper,
  • h) le tréfiler ou l'étirer.
    • Un quatrième objet de l'invention est constitué par un procédé de fabrication de barres en alliage de composition conforme à l'invention et qui comprend les étapes consistant à :
  • e) laminer à chaud après réchauffage entre 1100 et 1200°C des billettes obtenues par le procédé de fabrication de billettes conforme à l'invention, pour obtenir des barres,
  • f) et recuire lesdites barres.
    • Un cinquième objet de l'invention est constitué par les pièces en alliage pouvant être obtenue par usinage ou formage à chaud ou à froid, ou tricotage, à partir d'une billette, d'un fil ou d'une barre obtenus par l'un des procédés conformes à l'invention.
    La description qui suit et les figures annexées présentées de manière non exhaustive feront bien comprendre l'invention.
    Les figures 1a et 1b sont des micrographies sur état brut de solidification montrant les phases formées en début de solidification, avec d'une part, sur la figure 1a, dans un exemple de l'invention 13605, la présence de ferrite en axe de dendrite, en clair sur la figure, et d'autre part, sur la figure 1b, correspondant à un contre exemple sur l'acier IMPHY de l'art antérieur, la présence de dendrites à axe austénitique.
    Les figures 2, 3 et 4 présentent des courbes de ductilité à chaud des compositions du tableau 1 ; les points de brûlure, estimés par la température à laquelle la ductilité est maximum, sont reportés sur le tableau 2. L'invention présentée concerne un alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorée.
    A la suite d'études réalisées sur des coulées, avec détermination du mode de solidification, du point de brûlure, des phases présentes à l'équilibre entre 1060°C et 1240°C ainsi qu'à 720°C et 600°C, de la ductilité en traction à chaud dite «forgeabilité», de la résilience à 20°C et de la tenue au fluage à 650°C, les inventeurs ont trouvé une composition générale avec laquelle les problèmes des aciers et alliages présentés dans l'art antérieur sont résolus notamment dans le domaine du durcissement, de la tenue au fluage, et tout particulièrement dans le domaine de la solidification, assurant une solidification ferritique avec une transformation ultérieure en phase solide de la totalité de la ferrite en austénite.
    Selon l'invention, une composition 1 correspond à la composition pondérale suivante :
  • Composition 1 :
  • 0,010% < carbone < 0,04%
  • 0% < azote < 0,01%
  • silicium < 2%
  • 16% < nickel < 19,9%
  • manganèse < 8%
  • 18,1% < chrome < 21%
  • 1,8% < titane < 3%
  • molybdène < 3%
  • cuivre < 3%
  • aluminium < 1,5%
  • bore < 0,01%
  • vanadium < 2%
  • soufre < 0,2%
  • phosphore < 0,04%
    • et éventuellement jusqu'à 0,5% d'au moins un élément choisi parmi l'yttrium, le cérium, le lanthane et les autres terres rares,
    le reste étant du fer et des impuretés résultants de l'élaboration ou de la désoxydation,
    ladite composition satisfaisant en outre les deux relations suivantes :
    • en relation avec le mode de solidification :
    • reliquat a = éq Nia- 0,5x éq Cra < 3,60 où,
    • éq Cra = Cr + 0.7 x Si + 0.2 x Mn + 1.37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
    • éq Nia = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu,
    • en relation avec le taux de ferrite résiduel :
    • reliquat b = éq Nib- 2 x éq Crb > - 41 où,
    • éq Crb = Cr + 0.7 x Si + 1,37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
    • éq Nib = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu + 0,5 x Mn,
  • La composition 1 peut en outre satisfaire la relation suivante :
    • en relation avec l'absence de formation de phase sigma fragilisante : valeur c = Cr + 1,5x Si + 1,5 x V + 1,2 Mo < 22.
    • le durcissement et la tenue au fluage sont assurés par des précipités intermétalliques à base de Ni3 Ti, obtenus lors de traitements de vieillissement vers 700-750°C,
    • les quantités de Ti et Ni sont suffisantes pour assurer cette précipitation durcissante,
    • la teneur en nickel est nettement inférieure à 24 %,
    • le mode de solidification est, de façon surprenante, pour ce type d'alliage, ferritique, avec transformation ultérieure en phase solide de la quasi-totalité de la ferrite en austénite,
    • le point de brûlure, température au-delà de laquelle il y a perte de ductilité en traction par début de fusion locale, est, de façon favorable, supérieure à 1100°C et de préférence supérieure à 1150°C,
    • la teneur pondérée, valeur c, en éléments sigmagènes Cr, V, Mo, Si, est suffisamment faible pour éviter la précipitation de phase sigma et la fragilisation lors d'une utilisation entre 600 et 750°C.
    • les combinaisons des éléments formateurs d'austénite ou de ferrite sont définies par les équivalents éqNia et éqCra pour ce qui concerne le mode de solidification, et éqNib et éqCrb pour ce qui concerne la ferrite résiduelle après corroyage et recuits. De plus, la composition satisfait aux relations suivantes tous les éléments étant en % massique :
    • pour assurer le caractère ferritique de la solidification et le point de brûlure élevé, en relation avec le mode de solidification :
    • reliquat a = éq Nia - 0,5x éq Cra < 3,60 où,
    • éq Cra = Cr + 0.7 x Si + 0.2 x Mn + 1.37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
    • éq Nia = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu,
    • pour limiter, à des traces, la teneur en ferrite après transformation à chaud et recuit :
    • reliquat b = éq Nib - 2 x éq Crb > - 41 où,
    • éq Crb = Cr + 0.7 x Si + 1,37x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4x V, et où,
    • éq Nib = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu + 0,5 x Mn,
      • et, éventuellement :
    • pour assurer l'absence de fragilisation lors de l'utilisation entre 600°C et 750 °C : Cr + 1.5 x Si + 1.5 x V + 1.2 x Mo < 22
    • De manière préférentielle,
    • pour améliorer la tenue au fluage : Ni > 18 %
    • pour améliorer la tenue à l'oxydation et à l'environnement : Si > 1 %
    • pour améliorer la tenue à l'oxydation et au fluage : Al > 0,3 %
    • pour améliorer l'usinabilité : S > 0,030 %
    On remarque en comparaison avec les aciers de l'art antérieur cités :
    • une amélioration de la tenue à l'oxydation et à la corrosion à chaud,
    • une amélioration de l'usinabilité.
    • une capacité de soudage de l'alliage selon l'invention sur lui-même dans le domaine de la soudure TIG ou laser ou en tant que matériau d'apport dans le domaine de la soudure MIG ou TIG avec apport, avec suppression de la tendance à la fissuration à chaud.
    Dans une autre composition 2 préférentielle réalisée selon l'invention.
    Composition 2 :
  • 0,010% < carbone <0,04%,
  • azote < 0,01%,
  • 0,01% < silicium < 2%,
  • 16% < nickel < 19,9%,
  • 2 % < manganèse < 8%,
  • 18,1% < chrome < 21%,
  • 1,8% < titane < 3%,
  • 0,01% < molybdène < 3%,
  • 0,01% < cuivre < 3%,
  • 0,0005% < aluminium < 1,5%,
  • 0,0001% < bore < 0,01%,
  • 0,01% < vanadium < 2%,
  • 0% < soufre < 0,2%,
  • phosphore < 0,04%, le reste étant du fer et autres éléments en traces, résiduels ou micro - addition.
    • En outre, la composition satisfait aux relations suivantes tous les éléments étant en % massique :
    • pour assurer le caractère ferritique de la solidification et le point de brûlure élevé :
    • reliquat a = éq Nia- 0,5x éq Cra < 3,60 où,
    • éq Cra = Cr + 0.7 x Si + 0.2 x Mn + 1.37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
    • éq Nia = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu,
    • pour limiter à des traces la teneur en ferrite après transformation à chaud et recuit :
    • reliquat b = éq Nib- 2 x éq Crb > - 41 où,
    • éq Crb = Cr + 0.7 x Si + 1,37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
    • éq Nib = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu + 0,5 x Mn,
      • et éventuellement :
    • pour assurer l'absence de fragilisation lors de l'utilisation entre 600 et 750 °C : Cr + 1.5 x Si + 1.5 x V + 1.2 x Mo < 22
    De préférence,
    • pour améliorer la tenue au fluage : Ni > 18%
    • pour améliorer la tenue à l'oxydation et à l'environnement : Si > 1%
    • pour améliorer la tenue à l'oxydation et au fluage : Al > 0.3 %
    • pour améliorer l'usinabilité : S > 0,030 %
    Dans la composition 2 de l'invention, la teneur en manganèse est supérieure à 2%.
    Selon l'invention, les relations permettent de sélectionner les compositions à solidification ferritique, sans ferrite résiduelle et ne formant pas de phase sigma.
    Le tableau 1 présente des exemples de coulées réalisées sous vide pour la réalisation de l'alliage selon l'invention, ainsi que des contre-exemples de coulées ne répondant pas à l'invention, et des compositions selon l'art antérieur cité.
    Il a été étudié notamment :
  • a) sur lingot :
    • le mode de solidification, par micrographie
    • la quantité de ferrite mesurée par méthode magnétique sur lingot brut et sur lingot réchauffé 15 min à 1240°C.
  • b) sur produit corroyé par forgeage :
    • les quantités de ferrite résiduelle, par mesures magnétiques, après recuit de 1 heure à 980°C ou 1060°C.
    • la ductilité en traction à chaud rapide avec une montée à la température d'essai à une vitesse de 10°C/s, un maintien pendant 80 s, une traction rapide à 14 s-1, une mesure de la striction diamétrale. Par une série d'essais à température croissante, on évalue la température à partir de laquelle la ductilité chute rapidement, en raison d'un début de fusion locale. Cette température appelée point de brûlure ne doit pas être dépassée au réchauffage avant laminage et pendant le laminage, sous peine de créer des défauts.
  • c) sur produit corroyé par forgeage puis recuit pendant une heure à une température de 980°C ou 1060°C puis vieilli pendant 16 heures à une température de 720°C :
    • la présence de phase sigma, par micrographie, et, lorsqu'il y en a, la quantité de phase sigma par une méthode de diffraction des rayons X,
    • les propriétés mécaniques en traction, la dureté et la résilience à température ambiante,
    • la résilience après vieillissement supplémentaire de 200 h à 600 °C,
    • la résistance au fluage à rupture à 650°C sous 385 Mpa par mesure du temps à la rupture et l'allongement à la rupture.
    • Dans le domaine de la solidification de l'alliage, pour la composition selon l'invention, la solidification se fait d'abord sous forme d'axes dendritiques ferritiques, qui contiennent de la ferrite résiduelle après refroidissement, comme présenté sur la figure 1a, contrairement aux cas connus et observés de l'acier de référence AISI 660 et de l'alliage selon brevet IMPHY, dont la solidification débute en formant de l'austénite, comme présenté sur la figure 1b.
    Il a été permis d'établir que, dans les domaines de composition de l'invention, le critère :
  • reliquat a = éq Nia- 0,5x éq Cra < 3,60 où,
  • éq Cra = Cr + 0.7 x Si + 0.2 x Mn + 1.37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
  • éq Nia = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu,
    • permet de sélectionner les compositions à solidification ferritique.
    La présence de plus de 1 % de ferrite après réchauffage à 1240°C traduit également la possibilité d'existence de cette phase à l'équilibre à haute température, au voisinage du point de solidification.
    Les figures 2, 3 et 4 présentent des courbes de ductilité à chaud des compositions étudiées ; la ductilité est mesurée par delta Φ, qui est la striction diamétrale à rupture ; c'est à dire la variation relative de diamètre au niveau de la rupture ; les points de brûlure estimés par la température à laquelle la ductilité est maximum, sont reportés sur le tableau 2.
    Il apparaít que la solidification en mode ferritique ou débutant en ferrite, permet d'obtenir des points de brûlure supérieurs à 1100°C, contrairement à la solidification en mode austénitique.
    La solidification en mode ferritique, obtenue lorsque le critère ci-dessus est respecté, permet de réchauffer et de laminer à vitesse normale les lingots ou demi-produits entre 1100 et 1200°C, de préférence entre 1120 et 1180°C, dans un domaine de températures habituelles pour les aciers inoxydables et compatible avec les fours de réchauffage et les dimensions mécaniques des laminoirs.
    La ferrite résiduelle mesurée sur produit corroyé par forgeage depuis 1100°C en barre octogonale de 18 mm, et recuit 1 heure à 980°C ou 1060°C, est reportée sur le tableau 2.
    Certaines compositions à solidification ferritique contiennent plus de 1 % de ferrite. Cette ferrite résiduelle devrait avoir une résistance au fluage inférieure à celle de la phase austénitique. Le critère :
  • reliquat b = éq Nib- 2 x éq Crb > - 41 où,
  • éq Crb = Cr + 0.7 x Si + 1,37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4x V, et où,
  • éq Nib = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu + 0,5 x Mn,
    • permet de sélectionner les compositions à solidification ferritique présentant moins de 3% de ferrite résiduelle après traitement dans le domaine 980°C - 1060°C, de façon à limiter la perte de tenue au fluage.
    Après corroyage par forgeage, recuit à 980°C ou 1060°C et traitement de vieillissement de 16 heures à 720°C, toutes les compositions ont été observées par métallographie optique après attaque électro-nitrique. Outre de la ferrite résiduelle, on observe, sur certaines compositions, la présence d'une phase intermétallique, qui a été identifiée, par diffraction des rayons X, comme étant la phase sigma. Les dosages quantitatifs sont reportés sur le tableau 2.
    La présence de phase sigma est connue pour diminuer la résilience et la ténacité des aciers austénitiques. Il a été déterminé un critère permettant de s'assurer de l'absence de phase sigma à l'état vieilli : Cr + 1.5 x Si + 1.5 x V + 1.2 x Mo < 22.
    Le critère ci-dessus permet donc de s'assurer d'un niveau de résilience suffisant à l'état traité aussi bien qu'après utilisation à chaud.
    On a reporté sur le tableau 2 les caractéristiques de traction et de dureté mesurées à température ambiante après forgeage, recuit de 1 heure à 980°C ou 1060°C et vieillissement de 16 heures à 720°C.
    Des duretés élevées sont obtenues sur les coulées 13606 et 13604, en raison de la formation de phase sigma.
    Les caractéristiques obtenues sur les coulées 13747, 13748 et 13605 sont proches de celles de la nuance AISI 660.
    La coulée 13470, à plus fortes teneurs en Ni et Ti, présente des caractéristiques plus élevées.
    Des essais de fluage à rupture à 650°C sous 385 MPa ont été réalisés sur les coulées 13468 Imphy et 13605. Les exigences habituellement demandées pour les fixations à chaud, notamment plus de 100 heures à rupture, et plus de 5% d'allongement à rupture sont respectées.
    Selon l'invention, une teneur en carbone minimale de 0,010% est nécessaire pour permettre l'élaboration «sous air» dans des installations telles que four électrique plus affinage à l'AOD et en poche, sans utilisation du vide ou d'une dépression.
    Une teneur maximale en carbone de 0,040% est nécessaire pour éviter d'abaisser fortement le liquidus de l'alliage et d'augmenter l'intervalle de solidification de l'alliage, rendant impossible la coulée en continu.
    En outre, le carbone se combine avec une partie du titane sous forme de carbures de type TiC, qui n'est plus disponible pour durcir l'alliage à l'état vieilli sous forme de Ni3 Ti. Il convient de minimiser ce phénomène en limitant la teneur en carbone.
    Une teneur maximale en azote de 0,010% est le résultat de la réaction, dans le métal liquide, du titane ajouté en grande quantité avec l'azote déjà présent : il y a formation et décantation des nitrures TiN dans les poches et répartiteurs de coulée, et la teneur en azote du produit coulé ne peut dépasser la valeur précédente.
    Le silicium est en général présent dans la composition, au moins à l'état de traces dont l'ordre de grandeur est de 0,001% dans les produits sidérurgiques.
    Le silicium contribue à la formation de ferrite et de phase sigma. Une teneur maximale de 2,0% est nécessaire pour éviter une formation accélérée de cette dernière phase fragilisante.
    Le silicium contribue à l'amélioration de la résistance à l'oxydation et à l'environnement à chaud, par formation de couches plus ou moins continues de silice ou de silicates sous les autres oxydes. Une addition significative, par exemple plus de 1%, est donc utile, lorsque la solidification se fait en mode ferritique. Une addition notable, par exemple entre 0,2 et 2% est possible sans formation de ségrégations importantes, comme cela peut être le cas dans certains procédés de solidification lorsque la solidification se fait en mode austénitique.
    Une teneur minimale de 0,001% de manganèse est généralement présente comme résidu provenant notamment des ferroalliages.
    Lors de l'élaboration, le manganèse s'oxyde facilement pendant les soufflages d'oxygène destinés à amener le carbone au niveau requis et; une teneur maximale de 8% est nécessaire pour permettre un affinage dans des conditions de rendement correct de l'addition de manganèse.
    Nous avons trouvé que le manganèse présente l'intérêt spécifique de favoriser le mode de solidification ferritique, tout en favorisant au contraire la suppression de la ferrite résiduelle lors des recuits entre 900°C et 1200°C, notamment sur produit transformé à chaud. Il ne provoque pas la formation de phase sigma.
    Comme il est nécessaire d'obtenir le mode de solidification ferritique tout en évitant un excès des autres éléments formateurs de ferrite, tels que Cr, Mo, Si, W, excès qui provoquerait la fragilisation par formation de phase sigma lors du vieillissement, le manganèse s'avère particulièrement utile lorsqu'on souhaite durcir fortement l'alliage par une teneur importante en nickel.
    L'addition de manganèse provoque une augmentation de l'épaisseur des calamines sur produits laminés à chaud ou recuit ou lors de l'utilisation. Une addition de silicium, par exemple de plus de 1%, permet alors de ramener l'oxydation à un niveau habituel.
    Une teneur minimale de 16% de nickel, en combinaison avec un titane supérieur à 1,8%, est nécessaire pour obtenir un durcissement significatif lors de vieillissements entre 650°C et 750°C. Ce durcissement par précipitation d'intermétalliques, de type Ni3 Ti, est nécessaire pour la tenue mécanique à température ambiante des fixations, aussi bien que pour leur tenue à chaud en traction et en fluage.
    Une teneur maximale de 19,9% de nickel est imposée pour des raisons notamment économiques.
    Pour améliorer la tenue au fluage, on peut amener le nickel au-delà de 18%. Dans ces conditions, le durcissement qui se produit lors du vieillissement à 720°C atteint pratiquement déjà son maximum.
    Compte tenu du niveau de nickel nécessaire pour durcir l'alliage, une teneur minimale de 18,1% de chrome est nécessaire pour contrebalancer l'effet de formation d'austénite du nickel et obtenir une solidification ferritique, en particulier lorsque les autres éléments formateurs de ferrite, tels que Si, Mo, Mn, Ti, Al, V, sont à un faible niveau ou proches de leur teneur minimum.
    Une teneur limitée à 21% de chrome maximum est nécessaire pour éviter la formation de phase sigma fragilisante lors de traitements à 720°C ou de l'utilisation dans le domaine compris entre 600°C et 700°C.
    Une teneur minimale de 1,8% de titane est nécessaire pour obtenir un durcissement suffisant lors de traitements de vieillissement ou lors de l'utilisation dans le domaine compris entre 600°C et 750°C. Il se produit alors une précipitation fine à base de Ni3 Ti qui contribue à la tenue mécanique à chaud, en particulier en condition de fluage.
    Le titane est également présent dans l'alliage sous forme de nitrure de titane, carbure de titane et phosphure de titane.
    Une teneur limitée à 3,0% est nécessaire pour éviter l'abaissement du liquidus et la formation, lors de la solidification, d'intermétalliques grossiers pouvant nuire à la tréfilabilité.
    Une teneur minimale de 0,010% de molybdène est généralement présente à l'état de traces lors d'élaborations industrielles.
    Le molybdène contribue à la formation de ferrite lors de la solidification et à la formation des intermétalliques durcissants, en substitution aux atomes de titane. L'addition de molybdène permet une amélioration de la tenue à chaud de l'alliage, en augmentant ainsi la teneur en précipités et la résistance au cisaillement.
    Une teneur maximale de 3% est nécessaire pour éviter la formation de phase sigma en association avec le chrome ainsi que la présence de ferrite résiduelle.
    Une teneur minimale de 0,010% de cuivre est généralement présente en tant que résidu d'élaboration.
    Le cuivre contribue à la formation d'austénite et permet de réduire le taux de ferrite résiduelle, au même titre que le nickel.
    Une teneur maximale de 3% est imposée pour éviter de fortes ségrégations lors de la coulée et la formation d'une phase riche en cuivre abaissant fortement le point de brûlure.
    Une teneur minimale de 0,0005% d'aluminium est généralement présente en tant que résidu d'élaboration.
    L'addition d'aluminium permet d'augmenter la teneur en précipités durcissants et la tenue à chaud, en se substituant aux atomes de titane.
    Par ailleurs, l'aluminium peut être utilisé pour augmenter le caractère ferritique de l'alliage lors de la solidification, sans avoir l'inconvénient de générer la phase sigma fragilisante lors de maintien à des températures dans le domaine compris entre 550°C et 700°C.
    Une teneur maximale de 1,5% d'aluminium est nécessaire pour éviter l'épuisement du nickel lors de la formation des intermalliques et la présence de ferrite résiduelle.
    Une teneur minimale de 0,0001% de bore est généralement présente à l'état de traces.
    La présence de bore, à raison de 10 à 30 ppm, par exemple, permet une légère amélioration de la ductilité à chaud dans le domaine de température compris entre 800°C et 1100°C.
    Une teneur maximale de 0,01 % est nécessaire pour éviter l'abaissement excessif du solidus et du point de brûlure qu'il provoque.
    Une teneur minimale de 0,01% de vanadium est généralement présente en tant que résidu d'élaboration.
    Le vanadium, élément ferritisant et formateur de phase sigma, peut être ajouté pour contribuer au durcissement par substitution des atomes de titane dans les composés intermétalliques.
    Une teneur maximale de 2% de vanadium est nécessaire pour éviter la formation de phase sigma, en combinaison avec le chrome présent.
    Une teneur minimale de 0,0001% de soufre est généralement présente comme résidu d'affinage.
    Le soufre peut être maintenu volontairement, ou additionné de préférence à plus de 0,030%, pour améliorer l'usinabilité de l'alliage, grâce à la présence de sulfures et carbosulfures de titane formés lors de la solidification, qui améliorent la fragmentation des copeaux. Cette addition est rendue possible par le mode de solidification ferritique, car l'addition de soufre ne dégrade pas fortement la ductilité à chaud lors du laminage, contrairement à l'art antérieur, à solidification austénitique et ségrégations marquées.
    Une teneur maximale de 0,2% est nécessaire pour éviter les risques d'ouverture longitudinale des demi-produits, le long des sulfures allongés, lors du laminage à chaud.
    Une teneur minimale de 0,001% de phosphore est généralement présente en tant que résidu d'élaboration.
    Une teneur maximale de 0,040% de phosphore est nécessaire pour éviter la présence de grosses particules de phosphures de titane formées lors de la solidification et pouvant nuire à la tréfilabilité.
    D'autres éléments comme par exemple cobalt, tungstène, niobium, zirconium, tantale, hafnium, oxygène, magnésium, calcium, peuvent être présents en tant que résidus d'élaboration ou de désoxydation ; d'autres éléments peuvent être ajoutés volontairement en quantité ne dépassant pas 0,5% pour améliorer des propriétés spécifiques, telles que la tenue à l'oxydation par micro - addition d'yttrium, cérium, lanthane et autres terres rares.
    Exemple de mise en oeuvre industrielle d'un acier selon l'invention et des propriétés du produit final industriel selon l'invention :
    On a réalisé sur des outils de production industriels une coulée de 35 tonnes n° 141067 ; de composition selon l'invention, indiquée au tableau 1. Les opérations réalisées, avec succès et avec un faible taux de défauts, sur cette coulée ont été les suivantes :
  • a)élaboration sous air au four électrique
  • b)affinage au convertisseur A.O.D.
  • c)coulée en continue sous forme de blooms de 1 tonne de section carrée 205 x 205 mm
  • d)laminage à chaud depuis 1100°C en billettes de 500 kg de section carrées de 120x 120 mm
  • e) laminage à chaud des billettes de 120x 120 mm, depuis 1100°C, en couronnes de 500 kg de fil-machine de 5.5 mm
  • f) recuit en couronne
  • g) décapage
  • h) tréfilage
    • Par comparaison , on avait effectué les mêmes opérations sur plusieurs coulées de la nuance AISI 660, qui ont donné lieux à de nombreux défauts ( criques sur blooms, fissures sur billettes, pailles et écailles sur fil-machine).Habituellement, la nuance AISI 660 est coulée sous forme de lingots sans utiliser le procédé de coulée continue .
    Par conséquent , cet essai industriel a démontré la supériorité de la composition selon l'invention pour obtenir des fils-machine en acier inoxydable apte à la tenue à chaud par un procédé économique incluant une élaboration sous air, un affinage AOD et une opération de coulée continue en blooms .
    Par rapport aux aciers inoxydables austénitiques pour fixations à haute température de l'art antérieur, l'alliage selon l'invention, présente plusieurs avantages :
  • a) une facilité de coulée, le mode de solidification ferritique permettant de couler des blooms ou brames en continu sans formation de défauts de coulée, ségrégations centrales, filets ségrégés, déchirures à chaud ; on évite ainsi le recours à la coulée en lingot suivie d'une opération supplémentaire de blooming ou de slabbing, qui est nécessaire sur les alliages de l'art antérieur.
  • b) une économie de matières premières, notamment de nickel, par rapport aux aciers AISI 660 couramment utilisés.
  • c) une facilité d'élaboration ; en effet, contrairement aux alliages de l'art antérieur, il n'est pas nécessaire de rechercher des teneurs particulièrement faibles en silicium, cuivre, soufre, phosphore, plomb, antimoine, bismuth pour éviter les problèmes de ségrégation et de déchirures à chaud et ségrégations ; par conséquent, la charge de matière première est simplifiée et plus économique, et l'élaboration «à l'air» en four électrique et AOD, sans passage par le vide ou en dépression, devient possible.
  • d) une facilité de laminage, le réchauffage et le laminage des lingots, blooms de coulée continue et demi-produits est possible entre 1100°C et 1200°C ; pour les alliages de l'art antérieur, il ne peut dépasser, sans risque de criques et déchirures à chaud, 1100°C sur les produits bruts de coulée et 1150°C après un premier laminage.
    • Par conséquent, les installations dimensionnées pour les aciers inoxydables courants peuvent être utilisées pour laminer cet acier, et il n'est pas nécessaire de ralentir fortement la vitesse de laminage pour éviter des déchirures internes par surchauffe, en fin de laminage.
  • e) une tenue à l'oxydation et à l'environnement. L'alliage proposé comporte effectivement une forte teneur en chrome, qui assure une bonne tenue à l'oxydation et à la corrosion à chaud lors de l'utilisation, par exemple entre 500°C et 750°C. Il peut en outre contenir du silicium, qui joue le même rôle.
  • f) une usinabilité améliorée en cas d'addition de soufre, par exemple supérieure à 0,030%, qui permet de restaurer une usinabilité correcte, à l'inverse de l'acier AISI 660 et des autres alliages de l'art antérieur, qui ne contiennent pas de soufre, car leur transformation à chaud devient impossible si le soufre est présent en quantité significative.
  • g) une bonne soudabilité, l'alliage proposé étant soudable avec une tendance très réduite à la fissuration à chaud, par rapport aux alliages de l'art antérieur, grâce à son mode de solidification ferritique et à l'absence de fortes ségrégations de solidification. Il peut notamment être soudé sur lui-même en TIG ou par laser ou par résistance électrique, ou être utilisé en fil de métal d'apport en MIG ou TIG ou en électrodes, pour le soudage.
    • L'alliage selon l'invention peut être notamment utilisé dans les domaines suivants :
    • ancrages intérieurs de fours,
    • pièces de fours de cimenterie,
    • soupapes d'admission ou d'échappement de moteurs automobiles,
    • fixations et boulonnerie d'échappement automobile,
    • ressorts utilisés à chaud,
    • tresses de fils et parois tubulaires de flexibles ondulés pour, par exemple, l'échappement automobile,
    • tricots de fils pour par exemples, les tapis transporteurs de fours, les calages de catalyseurs d'échappements,
    • fibres et tricots de fibres pour presses de formage à chaud du verre,
    • tôles soudées, par exemple pour chambres de combustion de turbines,
    • fil d'apport de soudage, barres usinées,
    • anneau synchro de turbine à ailettes fixes à orientation variable de turbocompresseurs automobile : pièces en tôle,
    • segment d'étanchéité annulaire pour turbocompresseurs automobile.
    Figure 00200001
    Figure 00210001

    Claims (12)

    1. Alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées dont la composition comprend, en % en poids :
      0,010% < carbone < 0,04%
      0% < azote < 0,01%
      silicium < 2%
      16% < nickel < 19,9%
      manganèse < 8%
      18,1%<chrome<21%
      1,8% < titane < 3%
      molybdène < 3%
      cuivre < 3%
      aluminium < 1,5%
      bore < 0,01%
      vanadium < 2%
      soufre < 0,2%
      phosphore < 0,04%
      et éventuellement jusqu'à 0,5% d'au moins un élément choisi parmi l'yttrium, le cérium, le lanthane et les autres terres rares,
      le reste étant du fer et des impuretés résultants de l'élaboration ou de la désoxydation,
      ladite composition satisfaisant en outre les deux relations suivantes :
      en relation avec le mode de solidification :
      reliquat a = éq Nia- 0,5x éq Cra < 3,60 où,
      éq Cra = Cr + 0.7 x Si + 0.2 x Mn + 1.37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
      éq Nia = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu,
      en relation avec le taux de ferrite résiduel :
      reliquat b = éq Nib - 2 x éq Crb > - 41 où,
      éq Crb = Cr + 0.7 x Si + 1,37 x Mo + 3 x Ti + 6 x Al + 4 x V, et où,
      éq Nib = Ni + 22 x C + 0.5 x Cu + 0,5 x Mn.
    2. Alliage selon la revendication 1, caractérisé en outre en ce que la teneur en chrome est supérieure à 18,5%.
    3. Alliage selon l'une quelconque des revendications 1 ou 2, caractérisé en outre en ce que la teneur en manganèse est supérieure à 2%.
    4. Alliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en outre en ce que la teneur en silicium est supérieure à 1%.
    5. Alliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en outre en ce que la teneur en nickel est supérieure à 18%.
    6. Alliage l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé en outre en ce que la teneur en aluminium est supérieure à 0,3%.
    7. Alliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en outre en ce que la teneur en soufre est supérieure à 0,030%.
    8. Alliage selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, caractérisé en outre en ce que la composition satisfait la relation suivante :
      en relation avec l'absence de formation de phase sigma fragilisante : valeur c= Cr + 1,5x Si + 1,5 x V + 1,2 Mo < 22.
    9. Procédé de fabrication d'une billette en alliage dont la composition est selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes consistant à :
      a) élaborer la composition sous air au four électrique,
      b) l'affiner au convertisseur A.O.D.,
      c) la couler en continu sous forme de blooms,
      d) laminer à chaud lesdits blooms après réchauffage entre 1100 et 1200°C en billettes.
    10. Procédé de fabrication de fils en alliage dont la composition est selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes consistant à :
      e) laminer à chaud après réchauffage entre 1100 et 1200°C des billettes obtenues par le procédé selon la revendication 9, pour obtenir du fil-machine,
      f) recuire ledit fil-machine,
      g) le décaper,
      h) le tréfiler ou l'étirer.
    11. Procédé de fabrication de barres en alliage dont la composition est selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes consistant à :
      e) laminer à chaud après réchauffage entre 1100 et 1200°C des billettes obtenues par le procédé selon la revendication 9, pour obtenir des barres,
      f) et recuire lesdites barres.
    12. Pièce en alliage pouvant être obtenue par usinage ou formage à chaud ou à froid, ou tricotage, à partir d'une billette, d'un fil ou d'une barre obtenus par le procédé selon l'une quelconque des revendications 9 à 11.
    EP02292531A 2001-11-16 2002-10-15 Alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées, procédé de fabrication de billettes et de fils Withdrawn EP1312691A1 (fr)

    Applications Claiming Priority (2)

    Application Number Priority Date Filing Date Title
    FR0114818A FR2832425B1 (fr) 2001-11-16 2001-11-16 Alliage austentique pour tenue a chaud a coulabilite et transformation ameliorees
    FR0114818 2001-11-16

    Publications (1)

    Publication Number Publication Date
    EP1312691A1 true EP1312691A1 (fr) 2003-05-21

    Family

    ID=8869457

    Family Applications (1)

    Application Number Title Priority Date Filing Date
    EP02292531A Withdrawn EP1312691A1 (fr) 2001-11-16 2002-10-15 Alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées, procédé de fabrication de billettes et de fils

    Country Status (3)

    Country Link
    US (1) US6896747B2 (fr)
    EP (1) EP1312691A1 (fr)
    FR (1) FR2832425B1 (fr)

    Cited By (4)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    EP2503012A1 (fr) * 2011-03-21 2012-09-26 Daido Steel Co.,Ltd. Acier thermorésistant durci par précipitation
    WO2014139890A1 (fr) * 2013-03-13 2014-09-18 Areva Np Acier inoxydable pour forgeage à chaud et procédé de forgeage à chaud utilisant cet acier
    CN114934228A (zh) * 2022-05-18 2022-08-23 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种热成形钢板及其生产方法
    CN117960829A (zh) * 2024-03-29 2024-05-03 攀钢集团研究院有限公司 Al-Si镀层钢板的制备方法、热冲压构件及其制备方法

    Families Citing this family (9)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    JP4839193B2 (ja) * 2006-12-01 2011-12-21 株式会社神戸製鋼所 ソリッドワイヤ
    US8461485B2 (en) * 2006-12-29 2013-06-11 Kobe Steel, Ltd. Solid wire
    DE102008017821A1 (de) * 2008-04-08 2009-10-22 Continental Automotive Gmbh Befestigungselement und Abgasturbolader mit variabler Turbinengeometrie
    US20160194753A1 (en) * 2012-12-27 2016-07-07 Showa Denko K.K. SiC-FILM FORMATION DEVICE AND METHOD FOR PRODUCING SiC FILM
    US20150345046A1 (en) * 2012-12-27 2015-12-03 Showa Denko K.K. Film-forming device
    US10669601B2 (en) 2015-12-14 2020-06-02 Swagelok Company Highly alloyed stainless steel forgings made without solution anneal
    GB2546809B (en) * 2016-02-01 2018-05-09 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
    GB2546808B (en) * 2016-02-01 2018-09-12 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
    CN114941055B (zh) * 2022-03-28 2024-07-23 江苏武进不锈股份有限公司 集成电路及ic产业制备装置用超高洁净度不锈钢无缝管的制备方法和不锈钢无缝管

    Citations (9)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    GB675809A (en) * 1949-04-22 1952-07-16 Electric Furnace Prod Co Improvements in iron base alloys for high-temperature service
    GB686766A (en) * 1949-10-14 1953-01-28 Westinghouse Electric Int Co Improvements in or relating to austenitic alloys
    US3065067A (en) * 1959-01-21 1962-11-20 Allegheny Ludlum Steel Austenitic alloy
    US3201233A (en) * 1962-06-13 1965-08-17 Westinghouse Electric Corp Crack resistant stainless steel alloys
    US3563729A (en) * 1968-04-16 1971-02-16 Crucible Inc Free-machining corrosion-resistant stainless steel
    US3865581A (en) * 1972-01-27 1975-02-11 Nippon Steel Corp Heat resistant alloy having excellent hot workabilities
    JPS6029453A (ja) * 1983-07-29 1985-02-14 Hitachi Ltd 蒸気タ−ビン動翼用Ｃｒ−Νｉ合金
    EP0669405A2 (fr) * 1994-02-24 1995-08-30 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Aciers résistant aux températures élevées
    FR2727982A1 (fr) * 1994-12-13 1996-06-14 Imphy Sa Acier inoxydable austenitique pour emploi a chaud

    Family Cites Families (5)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    US3065068A (en) * 1962-03-01 1962-11-20 Allegheny Ludlum Steel Austenitic alloy
    US3169858A (en) * 1962-05-24 1965-02-16 Carpenter Steel Co Austenitic steel alloy
    US3795552A (en) * 1971-04-14 1974-03-05 Carpenter Technology Corp Precipitation hardened austenitic ferrous base alloy article
    JP2659373B2 (ja) * 1987-07-21 1997-09-30 日立金属株式会社 高温ボルト用素材の製造方法
    US5945067A (en) * 1998-10-23 1999-08-31 Inco Alloys International, Inc. High strength corrosion resistant alloy

    Patent Citations (9)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    GB675809A (en) * 1949-04-22 1952-07-16 Electric Furnace Prod Co Improvements in iron base alloys for high-temperature service
    GB686766A (en) * 1949-10-14 1953-01-28 Westinghouse Electric Int Co Improvements in or relating to austenitic alloys
    US3065067A (en) * 1959-01-21 1962-11-20 Allegheny Ludlum Steel Austenitic alloy
    US3201233A (en) * 1962-06-13 1965-08-17 Westinghouse Electric Corp Crack resistant stainless steel alloys
    US3563729A (en) * 1968-04-16 1971-02-16 Crucible Inc Free-machining corrosion-resistant stainless steel
    US3865581A (en) * 1972-01-27 1975-02-11 Nippon Steel Corp Heat resistant alloy having excellent hot workabilities
    JPS6029453A (ja) * 1983-07-29 1985-02-14 Hitachi Ltd 蒸気タ−ビン動翼用Ｃｒ−Νｉ合金
    EP0669405A2 (fr) * 1994-02-24 1995-08-30 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha Aciers résistant aux températures élevées
    FR2727982A1 (fr) * 1994-12-13 1996-06-14 Imphy Sa Acier inoxydable austenitique pour emploi a chaud

    Non-Patent Citations (2)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Title
    PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 009, no. 153 (C - 288) 27 June 1985 (1985-06-27) *
    PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 013, no. 208 (C - 596) 16 May 1989 (1989-05-16) *

    Cited By (6)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    EP2503012A1 (fr) * 2011-03-21 2012-09-26 Daido Steel Co.,Ltd. Acier thermorésistant durci par précipitation
    US9145600B2 (en) 2011-03-21 2015-09-29 Daido Steel Co., Ltd. Precipitation hardened heat-resistant steel
    WO2014139890A1 (fr) * 2013-03-13 2014-09-18 Areva Np Acier inoxydable pour forgeage à chaud et procédé de forgeage à chaud utilisant cet acier
    FR3003271A1 (fr) * 2013-03-13 2014-09-19 Areva Np Acier inoxydable pour forgeage a chaud et procede de forgeage a chaud utilisant cet acier
    CN114934228A (zh) * 2022-05-18 2022-08-23 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种热成形钢板及其生产方法
    CN117960829A (zh) * 2024-03-29 2024-05-03 攀钢集团研究院有限公司 Al-Si镀层钢板的制备方法、热冲压构件及其制备方法

    Also Published As

    Publication number Publication date
    US6896747B2 (en) 2005-05-24
    US20030103859A1 (en) 2003-06-05
    FR2832425A1 (fr) 2003-05-23
    FR2832425B1 (fr) 2004-07-30

    Similar Documents

    Publication Publication Date Title
    EP0889145B1 (fr) Acier inoxydable austénoferritique à très bas nickel et présentant un fort allongement en traction
    JP4258679B1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
    EP1979583B1 (fr) Procédé de fabrication d&#39;une soupape de moteur à explosion, et soupape ainsi obtenue
    KR20100059957A (ko) 오스테나이트계 스테인리스강
    KR20110054070A (ko) Ｎｉ기 내열 합금
    JP4424503B2 (ja) 棒鋼・線材
    EP1312691A1 (fr) Alliage austénitique pour tenue à chaud à coulabilité et transformation améliorées, procédé de fabrication de billettes et de fils
    JP2006206967A (ja) 機械構造用快削鋼の連続鋳造方法
    CA2980878C (fr) Pieces a structure bainitique a hautes proprietes de resistance et procede de fabrication
    EP1051531B1 (fr) Acier et procede pour la fabrication de pieces de mecanique secables
    JP6642237B2 (ja) 冷間鍛造用鋼およびその製造方法
    EP1379706B1 (fr) Acier a outils a tenacite renforcee, procede de fabrication de pieces dans cet acier et pieces obtenues
    JP6642236B2 (ja) 冷間鍛造用鋼
    EP0388283B1 (fr) Acier inoxydable ferritique et procédé pour l&#39;élaboration d&#39;un tel acier
    US5824264A (en) High-temperature stainless steel and method for its production
    JP6638552B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
    JP6668741B2 (ja) 熱間圧延棒線材
    EP1228253B1 (fr) Composition d&#39;acier, procede de fabrication et pieces formees dans ces compositions, en particulier soupapes
    WO2009115702A2 (fr) Procede de fabrication de t^les d&#39;acier inoxydable austenitique a hautes caracteristiques mecaniques, et tôles ainsi obtenues
    EP0172776B1 (fr) Procédé d&#39;amélioration de la forgeabilité d&#39;un acier inoxydable austenoferritique
    JP2005144488A (ja) 連続鋳造ロール肉盛用溶接材料およびロール
    JP7183808B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属、溶接構造物、および溶接構造物の製造方法
    BE552201A (fr)

    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

    AK Designated contracting states

    Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE SK TR

    AX Request for extension of the european patent

    Extension state: AL LT LV MK RO SI

    17P Request for examination filed

    Effective date: 20031121

    AKX Designation fees paid

    Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE SK TR

    RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

    Owner name: UGITECH

    17Q First examination report despatched

    Effective date: 20100118

    STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

    Free format text: STATUS: THE APPLICATION IS DEEMED TO BE WITHDRAWN

    18D Application deemed to be withdrawn

    Effective date: 20170503