EP3378957B1 - Acier, procédé pour la fabrication de pièces mécaniques en cet acier, et pièces ainsi fabriquées - Google Patents

Acier, procédé pour la fabrication de pièces mécaniques en cet acier, et pièces ainsi fabriquées Download PDF

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EP3378957B1
EP3378957B1 EP18163690.3A EP18163690A EP3378957B1 EP 3378957 B1 EP3378957 B1 EP 3378957B1 EP 18163690 A EP18163690 A EP 18163690A EP 3378957 B1 EP3378957 B1 EP 3378957B1
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traces
lim
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steel
tempering
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Karolina MAMINSKA
André GALTIER
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Ascometal France Holding Sas
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Definitions

  • the present invention relates to the use of a steel of determined composition for the manufacture of a mechanical part, typically a breakable part, and in particular for the manufacture of a breakable connecting rod for an internal combustion engine, and the process for obtaining of this room.
  • Certain mechanical parts such as the connecting rods of an internal combustion engine, consist of two separable elements assembled by fixing means such as screws. If, historically, in the case of connecting rods, the two parts were manufactured independently then machined and assembled, the development of the controlled breakage process has become widespread over the last fifteen years. This process, by which a single part is now formed, for example by forging, then broken in a controlled manner before reassembly using fastening means, has made it possible to considerably simplify production lines.
  • the document EP-B1-0 779 375 describes a method of manufacturing a breakable part and the steel used for this purpose, the latter having a composition specifically adjusted to make the steel suitable for the controlled breaking operation.
  • the document EP-B1-1 051 531 applies to the same technical field, and describes a grade designed to improve the performance of manufactured parts, in particular by the use of a significant addition of vanadium (0.20-0.50% by weight).
  • these grades are specifically designed so as not to require heat treatment after forging.
  • the billet is reheated to temperatures typically between 1050 and 1280 ° C.
  • the mechanical characteristics are obtained at the end of cooling, and can moreover be modulated by the use of accelerated cooling (use of fans to obtain forced convection) or slowed down (switching on. room) compared to natural cooling in free and still air.
  • accelerated cooling use of fans to obtain forced convection
  • slowed down switching on. room
  • a heat treatment of quenching and tempering can be used, to achieve superior mechanical characteristics, but such production ranges are not compatible with the manufacture of breakable connecting rods.
  • grades of this type have reached their limits for this type of application.
  • a first limitation lies in the fact that the mechanical properties mentioned above can only be obtained on parts of modest dimensions (connecting rods for engines of light vehicles for example), and they decrease rapidly with the increase in the dimension of the components.
  • the grade 36MnV4S which makes it possible to obtain a conventional elastic limit Rp 0.2 of 850 MPa on an automotive connecting rod ( K, Lipp and H, Kauffman, Schmiede- und Sinterschmiede-Werkstoffe für PKW-Pleuel, MTZ, 2011 ), has an Rp 0.2 of 700 MPa on a bar with a diameter of 55 mm.
  • a second limitation is due to the great sensitivity to cooling conditions of the results obtained with these grades (already reflected in the sensitivity to the dimensions of the part), when they are used to their maximum performance. Therefore, if it is possible, in the laboratory, to obtain values of Rp 0.2 reaching 900-940 MPa, these results are difficult to transpose to industrial production.
  • a shaping of the semi-finished product for example by machining or shaping, which brings the dimensions of the semi-finished product closer to the precise final dimensions of the product without modifying its microstructure.
  • the semi-finished product can be shaped, for example by machining or shaping, which gives the semi-finished product the precise final dimensions of the product without modifying its microstructure.
  • At least one additional heat treatment can be carried out subsequent to said tempering, said additional treatment having a lower tempering parameter than that of said tempering.
  • the invention consists first of all in preparing a steel of precise composition, giving it a temperature Bs at the start of the formation of the bainite which is relatively low and a relationship linking the contents of V, Nb and Cu ensuring d 'on the one hand the high performance of the part, and on the other hand a good breakability of the final product by facilitating breakage of the fragile type.
  • the hot forming and subsequent cooling which is cooling at a moderate speed provided by still air, forced air or placing under hood or in crates of the semi-finished product, provides the semi-finished product. produces a predominantly bainitic structure, the remainder of which (up to 40% at most) is essentially martensite with a quantity of pro-eutectoid ferrite + perlite not exceeding 10%.
  • Precipitation income is then applied to adjust the mechanical properties.
  • these grades In addition to the advantage of making it possible to eliminate the heat treatment of quenching and tempering in certain production lines, these grades generally exhibit resistance to bending by impact (resilience) that is greater than those of ferrito-pearlitic grades of the same mechanical strength. In the context of breakable parts, however, this advantage becomes a major drawback, since the controlled breaking operation requires low resistance to bending by impact.
  • bainitic grades of continuous cooling are often have modest values for their Rp 0.2 / Rm ratio.
  • Rp 0.2 of the order of 650-750 MPa
  • mechanical strengths however, of the order of 1100-1200 MPa.
  • This difference in behavior is all the more marked if we consider the true elastic limit, which may be much lower than the conventional limit for bainitic microstructures as obtained after continuous cooling (and this, by comparison with ferrito-pearlitic microstructures).
  • one of the sizing criteria is, in addition to fatigue resistance, resistance to compression settling. This is, in a simplified manner, to prevent any permanent deformation of the connecting rod during one or several overload (s) significant (s) but of limited duration. This resistance is generally evaluated over a few cycles only (order of magnitude of ten). As a first approximation, it is correlated with the true elastic limit, so that the use of bainitic grades as defined at the present time leads to performances that are far behind compared to those of ferrito-pearlitic grades.
  • the invention further consists in modifying the manufacturing process of the part, in order to incorporate therein a precipitation income after forging, and in using very specific adjustments of the composition, which are such that spectacular performance gains are obtained. , and more than compensate for the cost of the lengthening of the production involved in the execution of the precipitation income.
  • the microstructure of the steel must contain at least 60% bainite in the conventional sense for those skilled in the art and at most 40% of other constituents, among which the pro-eutectoid ferrite and the perlite must not, taken together, represent more than 10% of the microstructure.
  • One or more machining operations may take place at different stages of the implementation described above.
  • One or more additional heat treatments can be carried out during the implementation described above, after the precipitation tempering.
  • the parameter of the total tempering of these additional treatments must not exceed the tempering parameter of the precipitation hardening tempering which allowed the establishment of the mechanical characteristics, so as not to significantly modify them.
  • M T (20 + log t) .10 -3 (with T in K and t in h).
  • the part concerned may be, but without limitation, a connecting rod for an internal combustion engine.
  • Table 1 compares the possibilities typically offered by the various ferrite-pearlitic solutions mentioned above with those of the present invention.
  • Table 1 Conventional yield strengths and typical tensile strengths of connecting rods produced according to the prior art and according to the invention Shade Typical Rp 0.2 / Rm, MPa automotive connecting rod Typical Rp 0.2 / Rm, heavy weight MPa connecting rod C70S6 (forged condition) 650 - 700 / 950-1050 520 - 570 / 900-1000 36MnV4S (forged state) 850-920 / 1100-1200 720-750 / 1000-1100 Invention (forged state then income) ⁇ 900 / ⁇ 1100 ⁇ 900 / ⁇ 1100
  • Table 1 above shows the conventional elasticity limits Rp 0.2 and the tensile strengths Rm typically expected on parts of different dimensions (connecting rods for cars on the one hand, connecting rods for heavy vehicles on the other hand) , the maximum values for the reference grades being those which are accessible if the cooling following forging is carried out under optimized conditions.
  • the standard grade C70S6 does not allow to exceed a yield strength of approximately 650 MPa, even on small parts.
  • the 36MnV4S grade currently has the best mechanical performance (see for example Lipp and Kaufmann, MTZ, 2011, p.70 ), but remains nonetheless, most typically, limited to an elastic limit of 850 MPa on a small part, which drops to 720-750 MPa on a large part.
  • the grade used in the invention makes it possible, in the forged and tempered state, to reach and largely exceed a conventional yield strength Rp 0.2 of 900 MPa.
  • the conventional elastic limit is, as a first approximation, a good indicator of the performance in service of the connecting rods. As shown in Table 1, this is, moreover, possible in a manner much less dependent on the size of the connecting rod than for ferrito-pearlitic grades. In addition, excellent tensile strength is maintained, again regardless of the size of the connecting rod.
  • the C content is between 0.15 and 0.40%, preferably between 0.20 and 0.35%.
  • the microstructure required for the invention is predominantly bainitic, and this microstructure must be obtained during cooling after hot forming.
  • a C content greater than 0.15% makes it possible to limit the additions necessary for the elimination of the pro-eutectoid ferrite (Mo for example), the presence of which is not desirable in the context of the invention.
  • C having a retarding effect on the bainite transformation its content is limited to 0.40% in order to avoid excessive formation of martensite.
  • the Mn content is between 0.60 and 1.80%, preferably between 0.80 and 1.60%.
  • Mn is used, together with Cr, to lower the temperature Bs of onset of bainite formation upon continuous cooling. This effect is significantly obtained from 0.60% Mn.
  • Mn contributes significantly to the formation of segregated bands which will, given the C contents used, be particularly harmful because they may lead, depending on the cooling path, to the formation of martensitic bands of very high hardness. For this reason, the maximum Mn content is limited to 1.80%. The preferred range of 0.80-1.60% enables the lowering of Bs to be more assuredly obtained and excessive segregation to be avoided more assuredly.
  • the Cr content is between traces and 1.60%.
  • Cr is used in the same way as Mn, to lower the temperature Bs at the start of bainitic transformation. Within the limits imposed, it can be used in partial or total substitution of a part of the Mn and / or of all or part of the Ni, provided that the condition on BS lim remains satisfied (this condition being detailed below).
  • the Cr content is limited to 1.60% to limit segregation problems. Cr may be present only in the form of traces resulting from the preparation and, therefore, not be added voluntarily, if, moreover, the contents of the other elements make it possible to comply with the condition required on Bs lim .
  • the Mo content is between traces and 0.40%.
  • Mo in hardenability is well established: it prevents the formation of ferrite and perlite, but, however, it does not slow down the formation of bainite, or only slightly. It can therefore be added in varying amounts depending on the diameter of the part.
  • the upper limit of 0.40% is set primarily for economic reasons.
  • the Ni content is between traces and 1.50%; preferably between traces and 1.0%, more preferably between traces and 0.60%.
  • the Cu content is between traces and 0.80%.
  • Cu can be used to contribute to the secondary hardening which will give the part its final characteristics, but contents greater than 0.80% are generally to be avoided because they are associated with significant difficulties in hot forming. Its addition is not obligatory, provided that the contents of other elements guarantee a sufficiently low Bs lim temperature and that the relation between V, Nb and Cu which will be seen later is respected.
  • the V content is between 0.02 and 0.70%.
  • V makes it possible on the one hand to contribute to the hardenability of the steel, and on the other hand to control, in cooperation with Cu and Nb if they are present, the secondary hardening which will give the part its characteristics. mechanical.
  • a minimum of V is necessary because, as can be seen, the only addition of Cu does not allow the verification of the criterion V% + 2 Nb% + Cu% / 5 ⁇ 0.18% which will be seen later.
  • Nb to obtain secondary hardening by tempering precipitation are only effective in addition to a minimum of V but not independently. Its addition is also limited to 0.70% for technical reasons. (no effect beyond this content due to the non-solution of the precipitates during reheating) and economical (high cost).
  • V ′ V % + 2 Nb % + Cu % / 5 ⁇ 0.18 % .
  • This relationship is an important condition of the invention, because it guarantees not only a significant increase in the mechanical properties during tempering, but also the achievement of embrittlement which will lead to obtaining a high performance breakable grade.
  • the fineness of the microstructure makes it possible, when this relation is verified, to obtain mechanical characteristics after forging which are sufficiently high for the secondary hardening to bring them to the objective of the invention.
  • the requirement on Bs is correlated with the hardening power, so that the calculated value Bs must be less than or equal to 530 ° C if the value of V 'is at its minimum, but may be less than or equal to another temperature Bs lim limit, which can go up to 600 ° C, if the hardening power, expressed by formula V ', is higher than its minimum.
  • the Nb content is between traces and 0.08%.
  • This optional element can be used to refine the austenitic structure after forging or hot rolling. It is also involved in the secondary hardening reaction and can, in the latter, replace part of the V to the extent where the equation defining V 'seen previously, connecting the precipitating elements during tempering, is verified. Its addition is limited to 0.08%, not only because it is difficult to re-dissolve the precipitates formed above this content, but also to limit the formation of primary carbonitrides during solidification.
  • the Si content is between traces and 1.20%; preferably Si is between traces and 0.60%.
  • Si is sometimes used to slow down the formation of cementite and promote the development of a microstructure with residual austenite at room temperature.
  • the residual austenite being destabilized during tempering and therefore not being useful, significant additions of Si are not necessary.
  • Silicon can also be used for the deoxidation of liquid metal, as an alternative to aluminum.
  • the Al content is between traces and 0.10%.
  • Al is optionally added to ensure the deoxidation of the steel, in particular if the Si content is relatively low.
  • the additions are capped at 0.10% to limit the risk of formation of reoxidation inclusions by contact of the metalliquid with air.
  • the O content is between traces and 0.008%.
  • the B content is between traces and 0.010%.
  • This optional element can be used to guarantee the homogeneity of the structure (limit the presence of ferrite).
  • all the B is available in solution to play its part. role of homogenizer of the structure.
  • the Ti content is between traces and 0.10%.
  • this optional element can be used mainly for the B shades.
  • N is preferably limited to 100 ppm (0.010 %) and it is ensured that the addition of Ti satisfies the condition Ti% ⁇ 3.5 N%.
  • the S content is between traces and 0.15%.
  • this element can, where appropriate, be left at a relatively high level, or even added voluntarily, to improve the machinability of the steel. It is then given a content of 0.005 to 0.15%.
  • this significant presence of S can then be accompanied by an addition of Ca up to 0.010%, and / or Te up to 0.030%, and / or Se up to 0.050%, and / or Bi up to 0.10% and / or Pb up to 0.20%.
  • the P content is between traces and 0.10%.
  • P can be used for its hardening power and for its embrittling power.
  • its content is limited to 0.10%, because these contents can lead to difficulties in production, rolling and forging.
  • the N content is between traces and 0.025%.
  • N is preferably limited to 0.010% to limit the formation of boron nitrides.
  • N content is naturally limited by the solubility of nitrogen in liquid steel at contents approaching 0.025%.
  • the other elements contained in the steel according to the invention are iron and impurities resulting from the production, present at usual levels taking into account the raw materials used and the method of production of the liquid steel (use of a converter or an electric arc furnace to obtain the liquid metal, vacuum treatment or not of the liquid metal, etc.).
  • each element taken in isolation is independent of each other.
  • the part according to the invention can be produced by hot forming a semi-finished product such as a slug, a bar or a bloom, exhibiting the composition described above. Typically, this hot forming is hot forging or hot rolling or a succession of such steps.
  • the part according to the invention can also be produced by machining ready-to-use bars, insofar as the manufacturing process of the latter corresponds to the stages of the process described.
  • the process according to the invention involves a hot forming step carried out in the austenitic phase (typically but not exclusively from 1100 to 1300 ° C, as the precise composition of the steel must be taken into account. to determine if it is in the austenitic phase at a given temperature but also to ensure the complete re-solution of the elements causing the hardening secondary), typically followed by natural cooling (i.e. in air, without the use of a powerful cooling medium such as water, oil, a cryogenic medium such as dry ice or 'liquid nitrogen).
  • a hot forming step carried out in the austenitic phase (typically but not exclusively from 1100 to 1300 ° C, as the precise composition of the steel must be taken into account. to determine if it is in the austenitic phase at a given temperature but also to ensure the complete re-solution of the elements causing the hardening secondary), typically followed by natural cooling (i.e. in air, without the use of a powerful cooling medium such as water, oil, a cryogenic medium such as
  • One of the important points of the invention is the possibility of obtaining relatively constant mechanical characteristics before tempering, independently of the dimensions of the shaped part, such as its maximum section.
  • a slowed down cooling in particular by a cover covering the part which has just been shaped, or a crating of the shaped part, can be used in certain cases to ensure a sufficient presence of bainite.
  • this cooling is carried out at speeds greater than or equal to 0.3 ° C / s in the range 750-550 ° C and between 0.1 and 5 ° C / s in the range 550-300 ° vs.
  • one or more operations are then carried out such as shaping, machining, etc. intended to at least bring the dimensions of the semi-finished product closer to the final dimensions of the final product, during which the thermal state of the part does not is not significantly affected and its microstructure is therefore retained.
  • the process then involves, according to the invention, a tempering step, at a temperature chosen to optimize the secondary hardening by precipitation, which concomitantly leads to a reduction in ductility and makes the part “breakable”.
  • a tempering step at a temperature chosen to optimize the secondary hardening by precipitation, which concomitantly leads to a reduction in ductility and makes the part “breakable”.
  • the proportions of the various constituents obtained after cooling following hot forming are not affected by this tempering, or are only slightly affected.
  • the microstructural modifications introduced by tempering relate very mainly to the nature and number of the various precipitates which participate in secondary hardening.
  • This tempering treatment is carried out at a Trev temperature of between 450 and 680 ° C, for a period of 15 min to 10 h depending on the dimensions of the part and the equipment available.
  • a simple tempering several tempers can be carried out, in the same time and temperature range, according to the usual and well-known principles dictating the choice of the tempering parameters, without this being able to be considered as deviating of the present invention.
  • one or more operations such as shaping, machining, etc. are then carried out which do not modify the microstructure obtained by means of the tempering according to the invention, so as to give the part its precise final dimensions if these do not have not already been achieved after the previous steps. It is possible that, in some cases, the heat treatments have led to a more or less sensitive deformation of the part, so that this final adjustment of the precise dimensions of the part is necessary, in particular if there is no had machining, shaping or other similar operation from the hot forming and subsequent cooling.
  • the microstructures of WO-A-2011/124851 and of the invention differ in that in WO-A-2011/124851 , we accept only up to 20% in total of martensite, pro-eutectoid ferrite and perlite.
  • the invention accepts up to 30% of martensite (if the pro-eutectoid ferrite and perlite are at their maximum tolerable total content of 10%), or even up to 40% martensite (if pro-eutectoid ferrite and perlite are completely absent).
  • WO-A-2011/124851 accepts that one proceeds to a slight final tempering at 200-350 ° C for 30 min to 4 h, which is only optional.
  • the invention absolutely requires the execution of a final tempering, and at temperatures always markedly higher, and, sometimes, for a longer period: 450-680 ° C for 15 min to 10 h, in the precise aim of obtaining a secondary hardening by precipitation giving the part in particular characteristics capable of making it breakable.
  • a slight income like that of WO-A-2011/124851 aims to improve the yield strength Rp 0.2 , bringing it to about 900-950 MPa. However, it is insufficient to obtain a secondary hardening by precipitation which makes it possible to reliably obtain an Rp 0.2 greater than 1000 MPa.
  • compositions of the various examples are relatively similar, and the contents of the various elements, taken individually, would, for all the examples (except the V of C70S6), comply with the requirements of the invention. It is on the respect or not of at least one of the two conditions on Bs and V 'that the examples not in accordance with the invention and the examples according to the invention are essentially distinguished, which shows the importance of simultaneous compliance with these two conditions.
  • Ref. 1, 2 and 3 Other shades not in accordance with the invention (Ref. 1, 2 and 3) further illuminate the latter. Note that Ref. 1 and 2 exhibit homogeneous bainitic microstructures in the forged state, which is already a complete break with the usual practices for the manufacture of connecting rods.
  • Example Ref.3 has too high a Bs, greater than Bs lim and a microstructure which contains 15% of proeutectoid ferrite, therefore more than the maximum 10% of proeutectoid + perlite ferrite tolerated by the invention. Consequently, Rp 0.2 and KV are not satisfactory. It turns out, in his case, that the vanadium, although present in an amount, in principle, sufficient, has partly precipitated during the cooling of the part, so that it could not play its hardening role during income, as there was not enough solution left at the start of income.
  • a bainitic or martensitic structure makes it possible to obtain secondary hardening during the tempering according to the invention, which a ferritic or pearlitic microstructure does not allow, hence the strict limitation to 10% at most of the total content. made of pro-eutectoid ferrite and perlite after the part has cooled.
  • the forged and tempered bainitic microstructure is either of the same very essentially bainitic nature as that of Examples Ref.1 and Ref.2, or contains 10 or 20% of martensite together with bainite.
  • compliance with the two criteria Bs and V ' makes it possible to achieve the mechanical characteristics targeted by the invention, which are an Rp 0.2 of at least 900 MPa and, simultaneously, a tensile strength Rm of at least 1100. MPa, and have flexural impact strengths KV in accordance with the requirements for use in the manufacture of breakable parts, namely at most 12 J.
  • a second advantage of the invention can be underlined by the results, appearing in Table 4, of an additional test carried out on Example Inv.4.
  • Example Inv.4 For this test, a heat treatment was carried out on a bar with a diameter of 80 mm such that the microstructure after natural cooling could be considered as representative of that of a hot forged part. Following this treatment, the optimized tempering treatment was carried out as already developed on the parts with a section of 25 x 25 mm 2 . Metallographic examinations and mechanical tests were then carried out in the same manner as before. Table 4: Results of additional tests on example Inv.4 Section State Microstructure Rp 0.2 (MPa) Rm (MPa) 25 x 25 mm Forged + income B 1075 1169 diameter 80mm Forged + income B 1071 1175
  • a second major advantage of the invention is that it provides the desired mechanical characteristics on parts of very different dimensions, while the sensitivity of ferrito-pearlitic grades to this parameter is well known and has already been emphasized. It can therefore be seen that the grade of the present invention could be used, without significant modification of the manufacturing process or of the precise composition of the steel, for the manufacture of breakable parts intended for automobiles, but also for heavy goods vehicles, or parts relating to major mechanics (transformers, marine engines, etc.).
  • the microstructure of the part can be optimized, in particular by canceling or drastically reducing its proeutectoid + perlite ferrite content, by precise adjustment of the composition of the steel, in particular on elements that have been said to affect the ferrite content, such as C, Mo and B, or the value of Bs, such as C, Mn, Cr, Mo, Ni, Cu and V, and / or by an adjustment of the cooling conditions after hot forming, while remaining within the scope of the contents and values according to the invention.
  • This will be the case in particular for parts of large dimensions or of tormented shapes, with the aim of better ensuring that the microstructure and the desired final mechanical properties will be obtained on the whole of the part.

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Description

  • La présente invention concerne l'utilisation d'un acier de composition déterminée pour la fabrication d'une pièce mécanique, typiquement une pièce sécable, et notamment pour la fabrication d'une bielle sécable pour moteur à combustion interne, et le procédé d'obtention de cette pièce.
  • Certaines pièces mécaniques, telles que les bielles de moteur à combustion interne, sont constituées de deux éléments séparables assemblés par des moyens de fixation tels que des vis. Si, historiquement, dans le cas des bielles, les deux parties étaient fabriquées indépendamment puis usinées et assemblées, le développement du procédé de casse contrôlée s'est généralisé sur les quinze dernières années. Ce procédé, par lequel une seule pièce est désormais formée, par exemple par forgeage, puis cassée de manière contrôlée avant un réassemblage à l'aide de moyens de fixation, a permis une simplification considérable des chaînes de fabrication.
  • Pour les pièces sécables fabriquées en acier, comme c'est souvent le cas pour les moteurs à combustion interne modernes, des nuances spécifiques sont utilisées (par exemple la nuance dite C70S6) ou ont été développées spécialement pour cet usage.
  • Par exemple, le document EP-B1-0 779 375 décrit un procédé de fabrication d'une pièce sécable et l'acier utilisé à cet effet, ce dernier ayant une composition spécifiquement ajustée pour rendre l'acier apte à l'opération de casse contrôlée. De même, le document EP-B1-1 051 531 s'applique au même domaine technique, et décrit une nuance conçue pour améliorer les performances des pièces fabriquées, notamment par l'utilisation d'une addition de vanadium significative (0,20-0,50 % en poids).
  • D'autres solutions ont été développées pour proposer des aciers adaptés à la fabrication de pièces forgées sécables telle que les bielles. On peut citer, notamment, les documents WO2011124851 , EP-B2-0 856 590 , EP-B1-1 070 153 , EP-A1-1 243 665 , US-A-2006/000088 , JP-A-2002356743 .
  • Il convient de noter deux points importants sur l'ensemble des aciers décrits dans les documents précédemment cités.
  • Tout d'abord, l'ensemble des aciers des documents précités ont une structure ferrito-perlitique avec, dans certains cas, un taux de ferrite contrôlé.
  • D'autre part, ces nuances sont spécifiquement conçues pour ne pas nécessiter de traitement thermique après le forgeage.
  • Ces nuances sont ainsi mises en œuvre dans un procédé comportant typiquement les étapes suivantes :
    Dans un premier temps, on approvisionne un lopin obtenu par sciage ou cisaillage d'une barre laminée.
  • Puis on réchauffe le lopin à des températures typiquement comprises entre 1050 et 1280°C.
  • Puis on donne à la pièce ainsi chauffée la forme souhaitée, par forgeage.
  • Puis on laisse la pièce se refroidir, le plus souvent à l'air.
  • Puis on procède à un nettoyage, par exemple par sablage, et à l'usinage de la pièce.
  • Enfin, on procède à la casse contrôlée de la pièce, et à son réassemblage, avec éventuellement des opérations d'usinage de finition.
  • Dans la très grande majorité des procédés, les caractéristiques mécaniques sont obtenues à la fin du refroidissement, et peuvent d'ailleurs être modulées par l'utilisation d'un refroidissement accéléré (utilisation de ventilateurs pour obtenir une convection forcée) ou ralenti (mise en caisse de la pièce) par rapport à un refroidissement naturel à l'air libre et calme. Dans de très rares cas et sur des applications très spécifiques, un traitement thermique de trempe et revenu peut être utilisé, pour atteindre des caractéristiques mécaniques supérieures, mais de telles gammes de fabrication ne sont pas compatibles avec la fabrication de bielles sécables.
  • Afin de répondre aux sollicitations toujours plus élevées rencontrées par les pièces mécaniques dans les moteurs à combustion interne, les aciers spéciaux pour la fabrication de pièces forgées ont subi une évolution constante. Dans le cas des aciers ferrito-perlitiques, l'utilisation de teneurs en vanadium de l'ordre de 0,2-0,3% a permis d'atteindre des niveaux élevés de caractéristiques mécaniques sans pour autant nécessiter de traitement thermique ( EP-B1-1 051 531 ). Ainsi, par exemple, sur les bielles sécables pour l'automobile (de section typique équivalente à un cylindre de 10 à 25 mm de diamètre) utilisant les nuances ferrito-perlitiques 36MnV4S ou 46MnVS6mod (K. Lipp and H. Kauffman, Schmiede- und Sinterschmiede-Werkstoffe für PKW-Pleuel, MTZ, 2011), on mesure des limites d'élasticité pouvant atteindre 850 MPa, contre 600-650 MPa sur des matériaux plus conventionnels. Ceci s'accompagne, bien entendu, de valeurs élevées de résistance mécanique, mais avec pour contrepartie une diminution importante de l'usinabilité.
  • Les nuances de ce type ont toutefois atteint leurs limites pour ce type d'application. Une première limitation réside dans le fait que les propriétés mécaniques citées précédemment ne peuvent être obtenues que sur des pièces de dimensions modestes (bielles pour moteurs de véhicules légers par exemple), et elles diminuent rapidement avec l'augmentation de la dimension des composants. Ainsi, la nuance 36MnV4S, qui permet d'obtenir une limite élastique conventionnelle Rp0.2 de 850 MPa sur une bielle automobile (K, Lipp and H, Kauffman, Schmiede- und Sinterschmiede-Werkstoffe für PKW-Pleuel, MTZ, 2011), présente une Rp0.2 de 700 MPa sur une barre de diamètre 55 mm. Une seconde limitation tient à la grande sensibilité aux conditions de refroidissement des résultats obtenus avec ces nuances (déjà reflétée dans la sensibilité aux dimensions de la pièce), lorsqu'elles sont utilisées au maximum de leurs performances. De ce fait, s'il est possible, en laboratoire, d'obtenir des valeurs de Rp0.2 atteignant 900-940 MPa, ces résultats sont difficilement transposables à une production industrielle.
  • Les solutions techniques actuelles pour la fabrication de pièces sécables, et en particulier de bielles, sont donc aujourd'hui limitées aux niveaux de performances mentionnés ci-dessus.
  • Une évolution à première vue évidente pour l'homme de métier consisterait, par exemple, à augmenter encore les teneurs en V. Ceci serait toutefois peu efficace car seul le vanadium en solution solide avant refroidissement peut contribuer au durcissement par précipitation. Or, à des teneurs supérieures à 0,35-0,40%, il devient difficile d'effectuer une remise en solution complète des précipités contenant du V, même pour les températures de forgeage communément utilisées (de l'ordre de 1250°C).
  • Le but de l'invention est de proposer une nuance et un procédé de fabrication de pièces sécables permettant de dépasser les limitations soulignées ci-dessus avec en particulier :
    • la possibilité d'obtenir des caractéristiques mécaniques élevées, se traduisant par un bénéfice mesurable sur les performances en fatigue et en tassement ;
    • la possibilité d'obtenir ces caractéristiques mécaniques de manière robuste, c'est-à-dire de rendre ces caractéristiques peu sensibles aux fluctuations des paramètres du procédé de mise en forme.
  • A cet effet, l'invention a pour objet un acier pour pièce sécable mise en forme à chaud, caractérisé en ce que sa composition consiste en, exprimée en pourcentages pondéraux :
    • 0,15% ≤ C ≤ 0,40% ; de préférence 0,20% ≤ C ≤ 0,35% ;
    • 0,60% ≤ Mn ≤ 1,80% ; de préférence 0,80% ≤ Mn ≤ 1,60% ;
    • Traces ≤ Cr ≤ 1,60% ;
    • Traces ≤ Mo ≤ 0,40% ;
    • Traces ≤ Ni ≤ 1,50% ; de préférence traces ≤ Ni ≤ 1,0% ; mieux traces ≤ Ni ≤ 0,60% ;
    • Traces ≤ Cu ≤ 0,80% ;
    • 0,02% ≤ V ≤ 0,70% ;
    • Traces ≤ Nb ≤ 0,08% ;
    • Traces ≤ Si ≤ 1,20 % ; de préférence traces ≤ Si ≤ 0,60% ;
    • Traces ≤ Al ≤ 0,10%;
    • Traces ≤ B ≤ 0,010%,
    • Traces ≤ Ti ≤ 0,10% ;
    • Traces ≤ S ≤ 0,15% ; de préférence 0,005% ≤ S ≤ 0,15% ;
    • Traces ≤ P ≤ 0,10% ;
    • Traces ≤ Ca ≤ 0,010% ;
    • Traces ≤ Te ≤ 0,030% ;
    • Traces ≤ Se ≤ 0,050% ;
    • Traces ≤ Bi ≤ 0,10%
    • Traces ≤ Pb ≤ 0,20% ;
    • Traces ≤ N ≤ 0,025% ;
    • Traces ≤ O ≤ 0,008% ;
      le reste étant du fer et des impuretés liées à l'élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées :
      • * V'= V% + 2 Nb% + Cu%/5 ≥ 0,18% ;
      • * Bs = 830 - 270C% - 90Mn% - 37Ni% - 70Cr% - 83 Mo% - 50Cu% - 100V% ≤ Bslim, avec Bslim calculé comme suit :
        • Bslim = 530 + 330 (V' - 0,18), si 530 + 330 (V' - 0,18) est inférieur à 600 ;
        • Bslim = 600, si 530 + 330 (V' - 0,18) est supérieur ou égal à 600 ;
        • et en ce que sa microstructure comporte au moins 60% d'un mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d'austénite résiduelle, le reste de la microstructure comportant au plus 40% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la présence de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite étant limitée à au plus 10%.
  • De préférence, Ti ≥ 3,5 N% si B ≥ 0,0010%.
  • Dans ce cas, de préférence traces ≤ N ≤ 0,010%.
  • L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une pièce mécanique, caractérisé en ce que :
    • on met en forme à chaud en phase austénitique un demi-produit en acier dont la composition consiste en, exprimée en pourcentages pondéraux :
      • * 0,15% ≤ C ≤ 0,40% ; de préférence 0,20% ≤ C ≤ 0,35% ;
      • * 0,60% ≤ Mn ≤ 1,80% ; de préférence 0,80% ≤ Mn ≤ 1,60% ;
      • * Traces ≤ Cr ≤ 1,60% ;
      • * Traces ≤ Mo ≤ 0,40% ;
      • * Traces ≤ Ni ≤ 1,50% ; de préférence traces ≤ Ni ≤ 1,0% ; mieux traces ≤ Ni ≤ 0,60% ;
      • * Traces ≤ Cu ≤ 0,80% ;
      • * 0,02% ≤ V ≤ 0,70% ;
      • * Traces ≤ Nb ≤ 0,08% ;
      • * Traces ≤ Si ≤ 1,20 % ; de préférence traces ≤ Si ≤ 0,60% ;
      • * Traces ≤ Al ≤ 0,10%;
      • * Traces ≤ B ≤ 0,010%,
      • * Traces ≤ Ti ≤ 0,10% ;
      • * Traces ≤ S ≤ 0,15% ; de préférence 0,005% ≤ S ≤ 0,15% ;
      • * Traces ≤ P ≤ 0,10% ;
      • * Traces ≤ Ca ≤ 0,010% ;
      • * Traces ≤ Te ≤ 0,030% ;
      • * Traces ≤ Se ≤ 0,050% ;
      • * Traces ≤ Bi ≤ 0,10%
      • * Traces ≤ Pb ≤ 0,20% ;
      • * Traces ≤ N ≤ 0,025 ;
      • * Traces ≤ O ≤ 0,008% ;
      le reste étant du fer et des impuretés liées à l'élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées :
      • * V' = V% + 2 Nb% + Cu%/5 ≥ 0,18% ;
      • * Bs = 830 - 270C% - 90Mn% - 37Ni% - 70Cr% - 83 Mo% - 50Cu% - 100V% ≤ Bslim, avec Bslim calculé comme suit :
        • Bslim = 530 + 330 (V' - 0,18), si 530 + 330 (V' - 0,18) est inférieur à 600 ;
        • Bslim = 600, si 530 + 330 (V' - 0,18) est supérieur ou égal à 600 ;
    • on réalise un refroidissement à l'air calme, ou à l'air pulsé, ou sous un capot ou en caisse dudit demi-produit, de préférence à des vitesses de refroidissement supérieures ou égales à 0,3°C/s dans l'intervalle 750-550 °C et comprises entre 0,1 et 5°C/s dans l'intervalle 550-300 °C ;
    • on réalise au moins un revenu dudit demi-produit refroidi à une température Trev comprise entre 450 et 680°C pendant une durée totale de 15 min à 10 h.
  • De préférence, Ti ≥ 3,5 N% si B ≥ 0,0010%.
  • Dans ce cas, de préférence traces ≤ N ≤ 0,010%.
  • On peut réaliser après le refroidissement suivant la mise en forme à chaud une mise en forme du demi-produit, par exemple par usinage ou conformage, qui rapproche les dimensions du demi-produit des dimensions définitives précises du produit sans modifier sa microstructure.
  • On peut réaliser après le revenu une mise en forme du demi-produit, par exemple par usinage ou conformage, qui confère au demi-produit les dimensions définitives précises du produit sans modifier sa microstructure.
  • On peut procéder à une casse contrôlée de ladite pièce mécanique, si celle-ci est une pièce mécanique sécable.
  • On peut procéder à au moins un traitement thermique supplémentaire ultérieurement audit revenu, ledit traitement supplémentaire ayant un paramètre de revenu inférieur à celui dudit revenu.
  • L'invention a également pour objet une pièce mécanique en acier, caractérisée en ce que :
    • sa composition consiste en, exprimée en pourcentages pondéraux :
      • * 0,15% ≤ C ≤ 0,40% ; de préférence 0,20% ≤ C ≤ 0,35% ;
      • * 0,60% ≤ Mn ≤ 1,80% ; de préférence 0,80% ≤ Mn ≤ 1,60% ;
      • * Traces ≤ Cr ≤ 1,60% ;
      • * Traces ≤ Mo ≤ 0,40% ;
      • * Traces ≤ Ni ≤ 1,50% ; de préférence traces ≤ Ni ≤ 1,0% ; mieux traces ≤ Ni ≤ 0,60% ;
      • * Traces ≤ Cu ≤ 0,80% ;
      • * 0,02% ≤ V ≤ 0,70% ;
      • * Traces ≤ Nb ≤ 0,08% ;
      • * Traces ≤ Si ≤ 1,20 % ; de préférence traces ≤ Si ≤ 0,60% ;
      • * Traces ≤ Al ≤ 0,10%;
      • * Traces ≤ B ≤ 0,010%,
      • * Traces ≤ Ti ≤ 0,10% ;
      • * Traces ≤ S ≤ 0,15% ; de préférence 0,005% ≤ S ≤ 0,15% ;
      • * Traces ≤ P ≤ 0,10% ;
      • * Traces ≤ Ca ≤ 0,010% ;
      • * Traces ≤ Te ≤ 0,030% ;
      • * Traces ≤ Se ≤ 0,050% ;
      • * Traces ≤ Bi ≤ 0,10%
      • * Traces ≤ Pb ≤ 0,20% ;
      • * Traces ≤ N ≤ 0,025 ;
      • * Traces ≤ O ≤ 0,008% ;
      le reste étant du fer et des impuretés liées à l'élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées :
      • * V' = V% + 2 Nb% + Cu%/5 ≥ 0,18% ;
      • * Bs = 830 - 270C% - 90Mn% - 37Ni% - 70Cr% - 83 Mo% - 50Cu% - 100V% ≤ Bslim, avec Bslim calculé comme suit :
        • Bslim = 530 + 330 (V' - 0,18), si 530 + 330 (V' - 0,18) est inférieur à 600 ;
        • Bslim = 600, si 530 + 330 (V' - 0,18) est supérieur ou égal à 600 ;
        • et dont la microstructure comporte au moins 60% d'un mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d'austénite résiduelle, le reste de la microstructure comportant au plus 40% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la présence de ferrite proeutectoïde et/ou de perlite étant limitée à au plus 10%.
  • De préférence, Ti ≥ 3,5 N% si B ≥ 0,0010%.
  • Dans ce cas, de préférence traces ≤ N ≤ 0,010%.
  • Il peut s'agir d'une pièce sécable.
  • Il peut s'agir d'une bielle de moteur à explosion.
  • Comme on l'aura compris, l'invention consiste d'abord à préparer un acier de composition précise, lui conférant une température Bs de début de formation de la bainite relativement basse et une relation liant les teneurs en V, Nb et Cu assurant d'une part les performances élevées de la pièce, et d'autre part une bonne sécabilité du produit final de par la facilitation de la rupture de type fragile. La mise en forme à chaud et le refroidissement qui suit, qui est un refroidissement à une vitesse modérée assurée par de l'air calme, de l'air pulsé ou une mise sous capot ou en caisse du demi-produit, procurent au demi-produit une structure majoritairement bainitique, dont le restant (à hauteur de 40% au maximum) est essentiellement de la martensite avec une quantité de ferrite pro-eutectoïde + perlite ne dépassant pas 10%. Un revenu de précipitation est ensuite pratiqué pour ajuster les propriétés mécaniques.
  • Dans un tout autre domaine que celui des pièces sécables, les nuances dites « bainitiques » (voir les documents EP-B1-0 787 812 , S. Engineer, H. Justinger, P. Janssen, M. Härtel, C. Hampel, F. Randelhoff, Int Conf Steel in Cars and Trucks, Salzburg, Austria, 2011, et H. Roelofs, S. Hasler, M. Lembke, F.G. Caballero, Int Conf Steel in Cars and Trucks, Salzburg, Austria, 2011) connaissent une popularité croissante dans le cadre de la substitution aux aciers trempé-revenus (par rapport auxquels elles permettent d'éviter un traitement thermique), ou pour remplacer les aciers ferrito-perlitiques microalliés (par exemple le 38MnSiV5) avec un gain de performances.
  • On rappelle que ces nuances bainitiques ont des compositions adaptées de manière à obtenir, avec peu voire sans contrôle du refroidissement, une microstructure majoritairement bainitique dans la chaude de forge. L'emploi du terme « nuance bainitique » dans la suite du document devra se comprendre dans ce sens, et ce qu'on entend par « majoritairement bainitique » sera explicité plus loin.
  • Outre l'avantage de permettre de supprimer les traitements thermiques de trempe et revenu dans certaines chaines de fabrication, ces nuances présentent en général des résistances à la flexion par choc (résilience) supérieures à celles des nuances ferrito-perlitiques de même résistance mécanique. Dans le cadre des pièces sécables, toutefois, cet avantage devient un inconvénient majeur, car l'opération de casse contrôlée nécessite une faible résistance à la flexion par choc.
  • Un autre inconvénient majeur des nuances bainitiques de refroidissement continu est qu'elles présentent souvent des valeurs modestes pour leur rapport Rp0.2/Rm. Ainsi, il est fréquent d'obtenir des Rp0,2 de l'ordre de 650-750 MPa, pour des résistances mécaniques, toutefois, de l'ordre de 1100-1200 MPa. Cette différence de comportement est d'autant plus marquée si l'on considère la limite d'élasticité vraie, qui peut-être bien plus faible que la limite conventionnelle pour les microstructures bainitiques telles qu'obtenues après refroidissement continu (et ce, par comparaison avec les microstructures ferrito-perlitiques).
  • Or, au moins pour le cas particulier des bielles sécables, un des critères de dimensionnement est, en plus de la résistance à la fatigue, la résistance au tassement en compression. Il s'agit, de manière simplifiée, de prévenir toute déformation permanente de la bielle lors d'une ou de quelques surcharge(s) importante(s) mais de durée limitée. Cette résistance est en général évaluée sur quelques cycles seulement (ordre de grandeur de la dizaine). En première approximation, elle est corrélée à la limite d'élasticité vraie, de sorte que l'utilisation de nuances bainitiques telles que définies à l'heure actuelle conduit à des performances très en retrait par rapport à celles des nuances ferrito-perlitiques.
  • De manière corollaire, un second inconvénient majeur du faible rapport Rp0,2/Rm des nuances bainitiques est qu'il faudra, pour obtenir une limite d'élasticité conventionnelle proche de celle des nuances ferrito-perlitiques, augmenter le Rm de manière importante, avec pour conséquence une très forte détérioration de l'usinabilité.
  • Il est donc clair que les nuances bainitiques de refroidissement continu, telles qu'elles sont actuellement utilisées, ne permettent pas d'envisager aisément leur utilisation pour la fabrication d'une pièce sécable, et tout particulièrement d'une bielle pour moteur à combustion interne. Cette solution ne présenterait en effet que des inconvénients par rapport aux aciers ferrito-perlitiques micro-alliés, ce qui se reflète bien dans le fait que seule cette microstructure se retrouve sur ce type de pièces telles qu'elles sont actuellement commercialisées.
  • De manière surprenante, les inventeurs ont conclu que, pour pallier les difficultés mentionnées ci-dessus, il était possible d'utiliser une nuance conduisant à une microstructure majoritairement bainitique dans la chaude de forge, même en l'absence de contrôle du refroidissement, ou seulement avec un contrôle peu contraignant, tel que permis par des équipements communément trouvés chez les forgerons, à savoir un convoyeur avec ou sans capot, des ventilateurs ou une caisse de refroidissement). L'invention consiste, de plus, à modifier le procédé de fabrication de la pièce, pour y intégrer un revenu de précipitation après forge, et à utiliser des ajustements très spécifiques de la composition, qui sont tels que des gains en performance spectaculaires sont obtenus, et compensent largement le coût de l'allongement de la fabrication qu'entraîne l'exécution du revenu de précipitation.
  • On précise ici ce qu'on entend par « bainite majoritaire » au sens de l'invention :
    • la microstructure comporte un mélange de ferrite bainitique (soit conventionnelle, c'est à dire germée aux joints de grains, soit germée de manière intragranulaire, ce qui donne une structure également appelée « ferrite aciculaire ») et de carbures ou d'austénite résiduelle, l'ensemble, communément désigné « bainite » par l'homme du métier, étant présent à hauteur de 60% minimum ;
    • le reste de la microstructure, à hauteur de 40% maximum, est constitué principalement de martensite en complément ;
    • on interdit, par contre, la présence de ferrite pro-eutectoïde ou de perlite à des teneurs supérieures à 10% pour le total de ces deux constituants ; en effet, dans la ferrite pro-eutectoïde (telle que présente dans les nuances ferrito-perlitiques), le vanadium tend à précipiter au cours de la transformation, de sorte que le potentiel de durcissement au revenu est faible voir nul ; il en va de même pour la ferrite lamellaire présente dans la perlite, et qui est donc incluse dans les constituants qui, pris ensemble, ne doivent pas dépasser 10% de la microstructure.
  • Autrement dit, la microstructure de l'acier doit contenir au moins 60% de bainite au sens classique pour l'homme du métier et au plus 40% d'autres constituants, parmi lesquelles la ferrite pro-eutectoïde et la perlite ne doivent pas, prises ensemble, représenter plus de 10% de la microstructure.
  • Selon l'invention, l'acier a la composition, en pourcentage pondéraux :
    • 0,15% ≤ C ≤ 0,40% ; de préférence 0,20% ≤ C ≤ 0,35% ;
    • 0,60% ≤ Mn ≤ 1,80% ; de préférence 0,80% ≤ Mn ≤ 1,60% ;
    • Traces ≤ Cr ≤ 1,60% ;
    • Traces ≤ Mo ≤ 0,40% ;
    • Traces ≤ Ni ≤ 1,50% ; de préférence traces ≤ Ni ≤ 1,0% ; mieux traces ≤ Ni ≤ 0,60% ;
    • Traces ≤ Cu ≤ 0,80% ;
    • 0,02% ≤ V ≤ 0,70% ;
    • Traces ≤ Nb ≤ 0,08% ;
    • Traces ≤ Si ≤ 1,20 % ; de préférence traces ≤ Si ≤ 0,60% ;
    • Traces ≤ Al ≤ 0,10%;
    • Traces ≤ B ≤ 0,010%,
    • Traces ≤ Ti ≤ 0,10% ;
    • Traces ≤ S ≤ 0,15% ; de préférence 0,005% ≤ S ≤ 0,15% ;
    • Traces ≤ P ≤ 0,10% ;
    • Traces ≤ Ca ≤ 0,010% ;
    • Traces ≤ Te ≤ 0,030% ;
    • Traces ≤ Se ≤ 0,050% ;
    • Traces ≤ Bi ≤ 0,10%
    • Traces ≤ Pb ≤ 0,20% ;
    • Traces ≤ N ≤ 0,025% ;
    • Traces ≤ O ≤ 0,008% ;
      le reste étant du fer et des impuretés liées à l'élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées :
      • * V' = V% + 2 Nb% + Cu%/5 ≥ 0,18%.
      • * Bs = 830 - 270C% - 90Mn% - 37Ni% - 70Cr% - 83 Mo% - 50Cu% - 100V% ≤ Bslim, avec Bslim calculé comme suit :
        • Bslim = 530 + 330 (V' - 0,18), si 530 + 330 (V' - 0,18) est inférieur à 600 ;
        • Bslim = 600, si 530 + 330 (V' - 0,18) est supérieur ou égal à 600.
  • De préférence, Ti ≥ 3,5 N% si B ≥ 0,0010%.
  • Dans ce cas, de préférence traces ≤ N ≤ 0,010%.
  • On utilise ledit acier pour la fabrication d'une pièce mécanique, typiquement d'une pièce sécable, selon un procédé caractérisé en ce qu'il présente au moins les étapes suivantes :
    • on coule et solidifie un acier de composition conforme à la description ci-dessus ;
    • on réalise un ou plusieurs formage(s) à chaud, dans le domaine austénitique, typiquement par laminage et/ou forgeage à chaud ;
    • on laisse refroidir le produit obtenu à l'air, en modulant éventuellement la vitesse de refroidissement à l'aide des outils standards qui sont à la disposition des forgerons (caisse, convoyeur avec ou sans capot, ventilateurs) ; ce refroidissement naturel, éventuellement ralenti ou accéléré dans des proportions modérées doit conférer à la pièce une structure majoritairement bainitique selon la définition qu'on en a donné précédemment ; il correspond typiquement à des vitesses de refroidissement supérieures ou égales à 0,3 °C/s dans l'intervalle 750-550 °C et comprises entre 0,1 et 5 °C/s dans l'intervalle 550-300 °C ; il doit être entendu que ces conditions sont visées pour toutes les portions de la pièce, et que les dimensions de celle-ci peuvent nécessiter des adaptations particulières de la méthode de refroidissement pour éviter une hétérogénéité trop importante de la microstructure et obtenir la microstructure visée dans l'ensemble de la pièce, notamment pour que la sécabilité de la pièce soit uniformément satisfaisante si c'est l'objectif recherché ; mais cette problématique est familière à l'homme du métier qui doit procéder à des traitements thermiques de pièces volumineuses et/ou de formes complexes ;
    • on procède à un revenu à une température Trev comprise entre 450 et 680°C, pour une durée de 15 min à 10 h selon les dimensions de la pièce et les équipements disponibles, dans l'objectif double d'augmenter la limite d'élasticité vraie de la pièce par précipitation tout en conservant ou diminuant sensiblement sa résistance mécanique, et d'en diminuer fortement la résistance à la flexion par choc pour rendre le matériau sécable ;
    • on procède à une opération de casse contrôlée de la pièce par un procédé classique exploitant la faible résistance à la flexion par choc du matériau.
  • Une ou plusieurs opérations d'usinage pourront prendre place à différentes étapes de la mise en œuvre décrite ci-dessus.
  • Un ou plusieurs traitements thermiques supplémentaires, chacun effectué à une température T pendant une durée t, pourront être réalisés au cours de la mise en œuvre décrite ci-dessus, ultérieurement au revenu de précipitation.. Pour autant, le paramètre de revenu total de ces traitements supplémentaires ne doit pas excéder le paramètre de revenu du revenu de durcissement par précipitation qui a permis l'établissement des caractéristiques mécaniques, afin de ne pas franchement modifier celles-ci. On rappelle que le « paramètre de revenu » est classiquement défini, pour chaque traitement, par M = T (20 + log t).10-3 (avec T en K et t en h).
  • La pièce concernée pourra être, mais sans limitation, une bielle pour moteur à combustion interne.
  • L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit.
  • Le tableau 1 compare les possibilités typiquement offertes par les différentes solutions ferrito-perlitiques mentionnées précédemment avec celles de la présente invention. Tableau 1 : Limites d'élasticité conventionnelles et résistances à la traction typiques de bielles réalisées selon l'art antérieur et selon l'invention
    Nuance Rp0,2 / Rm typiques, bielle automobile MPa Rp0,2 / Rm typiques, bielle poids lourd MPa
    C70S6 (état forgé) 650 - 700 / 950-1050 520 - 570 / 900-1000
    36MnV4S (état forgé) 850-920/ 1100-1200 720-750/ 1000-1100
    Invention (état forgé puis revenu) ≥ 900 / ≥ 1100 ≥ 900 / ≥ 1100
  • Le tableau 1 ci-dessus montre les limites d'élasticité conventionnelles Rp0,2 et les résistances à la traction Rm typiquement attendues sur des pièces de dimensions différentes (bielles pour automobiles d'une part, bielles pour poids lourds d'autre part), les valeurs maximales pour les nuances de référence étant celles qui sont accessibles si le refroidissement suivant le forgeage est réalisé dans des conditions optimisées.
  • La nuance standard C70S6 ne permet pas de dépasser une limite d'élasticité d'environ 650 MPa, et ce même sur des pièces de petites dimensions. La nuance 36MnV4S présente à l'heure actuelle les meilleures performances mécaniques (voir par exemple Lipp et Kaufmann, MTZ, 2011, p.70), mais reste néanmoins, le plus typiquement, limitée à une limite d'élasticité de 850 MPa sur petite pièce, qui chute à 720-750 MPa sur grosse pièce.
  • En comparaison, la nuance utilisée dans l'invention permet, à l'état forgé et revenu, d'atteindre et de dépasser largement une limite d'élasticité conventionnelle Rp0,2 de 900 MPa. Or, la limite d'élasticité conventionnelle est, en première approximation, un bon indicateur des performances en service des bielles. Comme le montre le tableau 1, ceci est, de plus, possible de manière bien moins dépendante de la taille de la bielle que pour les nuances ferrito-perlitiques. De plus, une excellente résistance à la traction est conservée, là encore indépendamment de la taille de la bielle.
  • Il est à noter que l'ensemble des nuances des exemples du tableau 1 présente des valeurs de KV typiquement inférieures à 10J, et correspond donc bien, de ce point de vue, à une utilisation pour la fabrication de pièces sécables.
  • On va à présent justifier le choix des gammes de composition pour les divers éléments de l'invention. Comme on l'a dit, toutes les teneurs sont données en pourcentages pondéraux.
  • La teneur en C est comprise entre 0,15 et 0,40%, de préférence entre 0,20 et 0,35%.
  • Comme on l'a vu, la microstructure exigée pour l'invention est majoritairement bainitique, et cette microstructure doit être obtenue au cours du refroidissement après mise en forme à chaud. Une teneur en C supérieure à 0,15% permet de limiter les additions nécessaires à la suppression de la ferrite pro-eutectoïde (Mo par exemple), dont la présence n'est pas souhaitable dans le contexte de l'invention. Toutefois, C ayant un effet retardant sur la transformation bainitique, on limite sa teneur à 0,40% pour éviter une formation excessive de martensite.
  • Le choix de la gamme préférée 0,20-0,35% permet d'éviter plus assurément à la fois une présence excessive de ferrite (pour la limite basse) et de martensite (pour la limite haute).
  • La teneur en Mn est comprise entre 0,60 et 1,80%, de préférence entre 0,80 et 1,60%.
  • Mn est utilisé, conjointement avec Cr, pour abaisser la température Bs de début de formation de la bainite lors d'un refroidissement continu. Cet effet est significativement obtenu à partir de 0,60% de Mn. Toutefois, il est bien connu que Mn contribue de manière importante à la formation de bandes ségrégées qui seront, étant données les teneurs en C utilisées, particulièrement néfastes car elles pourront conduire, selon le chemin de refroidissement, à la formation de bandes martensitiques de très haute dureté. Pour cette raison, la teneur maximale en Mn est limitée à 1,80%. La gamme préférée de 0,80-1,60% permet d'obtenir plus assurément l'abaissement de Bs et d'éviter plus assurément des ségrégations excessives.
  • La teneur en Cr est comprise entre des traces et 1,60%.
  • Dans la présente invention, Cr est utilisé au même titre que Mn, pour abaisser la température Bs de début de transformation bainitique. Dans les limites imposées, il peut être utilisé en substitution partielle ou totale d'une partie du Mn et/ou de tout ou partie du Ni, pour peu que la condition sur BSlim reste vérifiée (cette condition étant détaillée plus loin). La teneur en Cr est limitée à 1,60% pour limiter les problèmes de ségrégation. Cr peut n'être présent qu'à l'état de traces résultant de l'élaboration et, donc, ne pas être ajouté volontairement, si par ailleurs les teneurs des autres éléments permettent de respecter la condition requise sur Bslim.
  • La teneur en Mo est comprise entre des traces et 0,40%.
  • Le rôle de Mo sur la trempabilité est bien établi : il permet d'éviter la formation de ferrite et de perlite, mais, pour autant, il ne ralentit pas ou peu la formation de la bainite. Il peut donc être ajouté en quantités variables selon le diamètre de la pièce. La limite supérieure de 0,40% est établie principalement pour des raisons économiques.
  • La teneur en Ni est comprise entre des traces et 1,50% ; de préférence entre des traces et 1,0%, mieux entre des traces et 0,60%.
  • Il peut être présent uniquement de par son introduction par les matières premières en tant qu'élément résiduel, ou être ajouté en quantité suffisante pour contribuer à la diminution de la température Bslim, auquel cas il pourra en partie se substituer à Mn, Cr, ou Mo. Mais sa teneur est limitée à 1,50% pour des raisons de coût, le Ni étant onéreux et susceptible de voir son prix fortement fluctuer sur le marché.
  • La teneur en Cu est comprise entre des traces et 0.80%.
  • Cu peut être utilisé pour contribuer au durcissement secondaire qui communiquera à la pièce ses caractéristiques finales, mais des teneurs supérieures à 0,80% sont en général à proscrire car elles sont associées à des difficultés importantes de mise en forme à chaud. Son addition n'est pas obligatoire, pourvu que les teneurs d'autres éléments garantissent une température Bslim suffisamment basse et que la relation entre V, Nb et Cu qui sera vue plus loin soit respectée.
  • La teneur en V est comprise entre 0,02 et 0,70%.
  • L'ajout de V permet d'une part de contribuer à la trempabilité de l'acier, et d'autre part de contrôler, en coopération avec Cu et Nb s'ils sont présents, le durcissement secondaire qui donnera à la pièce ses caractéristiques mécaniques. Un minimum de V est nécessaire car, comme on peut le constater, le seul ajout de Cu ne permet pas la vérification du critère V% + 2 Nb% + Cu%/5 ≥ 0,18% qui sera vu plus loin. On sait de plus que les additions de Nb pour obtenir un durcissement secondaire par précipitation au revenu ne sont efficaces qu'en complément d'un minimum de V mais pas de manière indépendante. Son addition est par ailleurs limitée à 0,70% pour des raisons techniques (absence d'effet au-delà de cette teneur en raison de la non-remise en solution des précipités lors du réchauffage) et économiques (coût élevé).
  • Les teneurs en V, Nb et Cu doivent de plus vérifier la relation suivante : V ′ = V % + 2 Nb % + Cu % / 5 ≥ 0,18 % .
    Figure imgb0001
  • Cette relation est une condition importante de l'invention, car elle garantit non seulement une augmentation significative des propriétés mécaniques lors du revenu, mais également l'obtention de la fragilisation qui conduira à l'obtention d'une nuance sécable à hautes performances.
  • Les teneurs en C, Mn, Cr, Ni, Mo, Cu et V exprimées en % pondéraux doivent, de plus, vérifier la relation suivante qui détermine la température Bs (en °C) de début de formation de la bainite :
    Bs = 830 - 270 C% - 90 Mn% - 37 Ni% - 70 Cr% - 83 Mo% - 50 Cu% - 100 V% ≤ Bslim avec Bslim calculé comme suit :
    • Bslim = 530 + 330 (V' - 0,18) dans le cas où 530 + 330 (V' - 0,18) est inférieur à 600 (en notant que l'exigence sur V' conduit à une valeur basse limite de 530) ;
    • Bslim = 600 dans le cas où 530 + 330 (V' - 0,18) est supérieur ou égal à 600.
  • La finesse de la microstructure permet, lorsque cette relation est vérifiée, d'obtenir des caractéristiques mécaniques après forgeage suffisamment élevées pour que le durcissement secondaire les amène à l'objectif de l'invention.
  • Comme on l'aura compris, toutefois, il est possible, dans certaines limites, de tolérer des caractéristiques mécaniques avant revenu d'autant plus faibles que le pouvoir durcissant du revenu (mesuré par V') est élevé.
  • Ainsi, on corrèle l'exigence sur Bs au pouvoir durcissant, de sorte que la valeur calculée Bs devra être inférieure ou égale à 530°C si la valeur de V' est à son minimum, mais pourra être inférieure ou égale à une autre température limite Bslim, pouvant aller jusqu'à 600°C, si le pouvoir durcissant, que traduit la formule V', est plus élevé que son minimum.
  • Au-delà de Bslim = 600°C, toutefois, la compensation de la faiblesse des propriétés mécaniques par le revenu devient difficile, de même que la capacité à obtenir la microstructure de l'invention. Pour cette raison, on ne tolère pas de valeur de Bs supérieure à 600°C, et ce indépendamment de la valeur de V'.
  • La teneur en Nb est comprise entre des traces et 0,08%.
  • Cet élément optionnel peut être utilisé pour affiner la structure austénitique après forgeage ou laminage à chaud. Il intervient également dans la réaction de durcissement secondaire et peut, dans cette dernière, se substituer à une partie du V dans la mesure où l'équation définissant V' vue précédemment, reliant les éléments précipitant lors du revenu, est vérifiée. Son addition est limitée à 0,08%, non seulement parce qu'il est difficile de remettre en solution les précipités formés au-delà de cette teneur, mais aussi pour limiter la formation de carbonitrures primaires lors de la solidification.
  • La teneur en Si est comprise entre des traces et 1,20% ; de préférence Si est compris entre des traces et 0,60%.
  • Si est parfois utilisé pour ralentir la formation de la cémentite et favoriser le développement d'une microstructure présentant de l'austénite résiduelle à température ambiante. Dans le cadre de l'invention, l'austénite résiduelle étant déstabilisée lors du revenu et n'étant, de ce fait, pas utile, des additions importantes de Si ne sont pas nécessaires. Le silicium peut par ailleurs être utilisé pour la désoxydation du métal liquide, de manière alternative à l'aluminium.
  • La teneur en Al est comprise entre des traces et 0,10%.
  • Al est optionnellement ajouté pour assurer la désoxydation de l'acier, en particulier si la teneur en Si est relativement faible. Les ajouts sont plafonnés à 0,10% pour limiter les risques de formation d'inclusions de réoxydation par contact du métalliquide avec l'air.
  • La teneur en O est comprise entre des traces et 0,008%.
  • La présence d'oxygène est limitée à 0,008% pour éviter une détérioration des performances mécaniques des pièces.
  • La teneur en B est comprise entre des traces et 0,010%.
  • Cet élément optionnel peut être utilisé pour garantir l'homogénéité de la structure (limiter la présence de ferrite). Dans ce cas, il pourra être préférable de coupler l'addition de B avec une addition de Ti qui capte l'azote pour former des nitrures, et évite la formation de nitrures de B. Ainsi tout le B est disponible en solution pour jouer son rôle d'homogénéisateur de la structure.
  • La teneur en Ti est comprise entre des traces et 0,10%.
  • Comme on vient de le dire, cet élément optionnel peut être utilisé principalement pour les nuances au B. Dans le cas d'une élaboration au B (correspondant à B ≥ 0,0010%), de préférence on limite N à 100 ppm (0,010%) et on s'assure que l'addition de Ti vérifie la condition Ti% ≥ 3,5 N%.
  • La teneur en S est comprise entre des traces et 0,15%.
  • Comme il est bien connu, cet élément peut, le cas échéant, être laissé à un niveau relativement élevé, voire ajouté volontairement, pour améliorer l'usinabilité de l'acier. On lui confère alors une teneur de 0,005 à 0,15%. De préférence, on peut accompagner alors cette présence significative de S par une addition de Ca jusqu'à 0,010%, et/ou de Te jusqu'à 0,030%, et/ou de Se jusqu'à 0,050%, et/ou de Bi jusqu'à 0,10% et/ou de Pb jusqu'à 0,20%.
  • La teneur en P est comprise entre des traces et 0,10%.
  • P peut être utilisé pour son pouvoir durcissant et pour son pouvoir fragilisant. Toutefois, on limite sa teneur à 0,10%, car ces teneurs peuvent conduire à des difficultés d'élaboration, de laminage et de forgeage.
  • La teneur en N est comprise entre des traces et 0,025%.
  • Dans le cas de l'utilisation conjointe de B et de Ti (c'est-à-dire de teneurs en B de au moins 0,0010% et en Ti de au moins 0,005%), de préférence on limite N à 0,010% pour limiter la formation de nitrures de bore.
  • Par contre, dans le cas contraire, on pourra accepter ou imposer des teneurs en N supérieures, de manière à obtenir une précipitation du V plus intense. La teneur en N est naturellement limitée par la solubilité de l'azote dans l'acier liquide à des teneurs approchant 0,025%.
  • Les autres éléments contenus dans l'acier selon l'invention sont du fer et des impuretés résultant de l'élaboration, présentes à des teneurs habituelles compte tenu des matières premières utilisées et du mode d'élaboration de l'acier liquide (utilisation d'un convertisseur ou d'un four électrique à arc pour obtenir le métal liquide, traitement sous vide ou non du métal liquide...).
  • Il doit être entendu que les teneurs préférentielles éventuelles de chaque élément pris isolément sont indépendantes les unes des autres. Autrement dit, on pourra se situer dans une gamme préférentielle pour l'un ou plusieurs de ces éléments et hors des gammes préférentielles pour les autres éléments qui en comportent une.
  • Industriellement, la pièce selon l'invention peut être produite par formage à chaud d'un demi-produit tel qu'un lopin, une barre ou un bloom, présentant la composition décrite précédemment. Typiquement, cette mise en forme à chaud est un forgeage à chaud ou un laminage à chaud ou une succession de telles étapes. La pièce selon l'invention peut aussi être produite par usinage de barres prêtes à l'emploi, dans la mesure où le procédé de fabrication de ces dernières correspond aux étapes du procédé décrit.
  • Dans le premier cas, le procédé selon l'invention fait intervenir une étape de mise en forme à chaud effectuée en phase austénitique (typiquement mais non exclusivement de 1100 à 1300°C, comme il faut tenir compte de la composition précise de l'acier pour déterminer s'il est en phase austénitique à une température donnée mais également pour assurer la remise en solution complète des éléments provoquant le durcissement secondaire), suivie typiquement d'un refroidissement naturel (c'est-à-dire à l'air, sans utilisation d'un milieu refroidissant puissant tel que l'eau, l'huile, un milieu cryogénique comme la neige carbonique ou l'azote liquide).
  • Un des points importants de l'invention est la possibilité d'obtenir des caractéristiques mécaniques relativement constantes avant le revenu, indépendamment des dimensions de la pièce mise en forme, telles que sa section maximale.
  • Ceci repose notamment sur l'obtention d'une microstructure bainitique homogène au cours du refroidissement, qui pourra être effectué naturellement, à l'air calme.
  • Néanmoins, si les installations le permettent, une adaptation du refroidissement pourra dans certains cas être utilisée, notamment pour obtenir des caractéristiques mécaniques initiales supérieures à celles qui seraient obtenues par un refroidissement naturel à l'air calme. Un refroidissement par air soufflé peut suffire à atteindre cet objectif. On devra cependant faire attention à ce que le refroidissement ne soit pas trop rapide au point de provoquer une apparition massive de martensite qui ferait passer la proportion de bainite à moins de 60%.
  • Inversement, un refroidissement ralenti, notamment par un capot coiffant la pièce venant d'être mise en forme, ou une mise en caisse de la pièce mise en forme, peut être utilisé dans certains cas pour assurer une présence de bainite suffisante.
  • De préférence, ce refroidissement est effectué à des vitesses supérieures ou égales à 0,3 °C/s dans l'intervalle 750-550 °C et comprises entre 0,1 et 5°C/s dans l'intervalle 550-300 °C.
  • Optionnellement, on effectue ensuite une ou plusieurs opérations telles qu'un conformage, un usinage... destinées à au moins rapprocher les dimensions du demi-produit des dimensions définitives du produit final, au cours desquelles l'état thermique de la pièce n'est pas sensiblement affecté et sa microstructure est donc conservée.
  • Le procédé fait ensuite intervenir, selon l'invention, une étape de revenu, à une température choisie pour optimiser le durcissement secondaire par précipitation, ce qui conduit de manière concomitante à une diminution de la ductilité et rend la pièce « sécable ». Habituellement, les proportions des divers constituants obtenus après le refroidissement suivant la mise en forme à chaud ne sont pas affectées par ce revenu, ou le sont peu. Les modifications microstructurelles introduites par le revenu portent très principalement sur la nature et le nombre des divers précipités qui participent au durcissement secondaire.
  • Ce traitement de revenu est effectué à une température Trev comprise entre 450 et 680°C, pour une durée de 15 min à 10 h selon les dimensions de la pièce et les équipements disponibles. De manière alternative à un simple revenu, on pourra effectuer plusieurs revenus, dans la même gamme de temps et température, selon les principes habituels et bien connus dictant le choix des paramètres de revenu, sans pour autant que ceci puisse être considéré comme s'écartant de la présente invention.
  • Comme on l'a dit plus haut, il est envisageable que d'autres traitements thermiques soient effectués postérieurement au revenu de durcissement par précipitation. Mais leur paramètre de revenu total ne devra pas dépasser celui du revenu de précipitation.
  • On doit souligner qu'un tel traitement de mise en forme à chaud suivie d'un revenu est en complet décalage avec la pratique industrielle courante, qui se base quasiment exclusivement sur l'utilisation de nuances ferrito-perlitiques micro-alliées, pour lesquelles un tel revenu serait sans intérêt technique.
  • Optionnellement, on effectue ensuite une ou plusieurs opérations telles qu'un conformage, un usinage... ne modifiant pas la microstructure obtenue grâce au revenu selon l'invention, de façon à conférer à la pièce ses dimensions définitives précises si celles-ci n'ont pas déjà été atteintes à l'issue des étapes précédentes. Il est possible que, dans certains cas, les traitements thermiques aient conduit à une déformation de la pièce plus ou moins sensible, de sorte que cet ultime ajustement des dimensions précises de la pièce soit nécessaire, en particulier s'il n'y a pas eu d'usinage, conformage ou autre opération similaire depuis la mise en forme à chaud et le refroidissement qui a suivi.
  • Il est à noter qu'il existe des aciers qui présentent des compositions assez voisines de celle de l'invention pour ce qui est des teneurs individuelles de chaque élément pris séparément, et qui peuvent parfois, fortuitement, respecter aussi les conditions posées par l'invention sur V' et Bs. C'est, par exemple, le cas pour le document WO-A-2011/124851 . Cependant, ce document n'a pas du tout les mêmes exigences que l'invention, du point de vue de la microstructure de ses aciers et du durcissement par précipitation obtenu lors du revenu final. WO-A-2011/124851 décrit des pièces mécaniques à caractéristiques élevées et à structure bainitique, obtenues de manière simple, c'est-à- dire sans contrôle particulier de leur refroidissement après mise en forme et sans traitement thermique final obligatoire. Mais elles ne présentent pas de propriétés particulières de sécabilité, contrairement à ce qui est généralement recherché dans la présente invention.
  • De fait, les microstructures de WO-A-2011/124851 et de l'invention diffèrent en ce que dans WO-A-2011/124851 , on accepte seulement jusqu'à 20% au total de martensite, ferrite pro-eutectoïde et perlite. En revanche, l'invention accepte jusqu'à 30% de martensite (si la ferrite pro-eutectoïde et la perlite sont à leur teneur totale maximale tolérable de 10%), voire jusqu'à 40% de martensite (si la ferrite pro-eutectoïde et la perlite sont totalement absentes).
  • Cette tolérance plus grande vis-à-vis de la présence de la martensite dans le cas de l'invention est due au fait que le revenu à relativement haute température obligatoire, qui suit le refroidissement de la pièce, rend cette présence de martensite moins dommageable, par exemple pour un usinage qui conclurait la mise en œuvre de la pièce.
  • D'autre part, WO-A-2011/124851 accepte que l'on procède à un léger revenu final à 200-350°C pendant 30 min à 4 h, qui n'est qu'optionnel. En revanche, l'invention exige absolument l'exécution d'un revenu final, et à des températures toujours nettement plus hautes, et, parfois, pendant une durée plus élevée : 450-680°C pendant 15 min à 10 h, dans le but précis d'obtenir un durcissement secondaire par précipitation conférant à la pièce notamment des caractéristiques aptes à la rendre sécable.
  • Un léger revenu comme celui de WO-A-2011/124851 a pour but d'améliorer la limite d'élasticité Rp0,2, en la portant à environ 900-950 MPa. Mais il est insuffisant pour obtenir un durcissement secondaire par précipitation qui permet d'obtenir de façon fiable une Rp0,2 supérieure à 1000 MPa.
  • Surtout, le léger revenu de WO-A-2011/124851 permet d'améliorer la résistance à la flexion par choc (résilience). Or, cet objectif est contradictoire avec celui de l'invention puisqu'une résilience élevée rend la pièce non sécable. Le revenu de durcissement pratiqué dans l'invention de façon obligatoire va de pair avec une faible résistance à la flexion par choc. Une telle basse résistance à la flexion par choc n'est, en général, pas souhaitée sur une pièce mécanique, mais elle l'est dans le cas des pièces mécaniques sécables qui sont particulièrement visées par l'invention.
  • On va maintenant présenter des résultats obtenus en laboratoire sur des compositions d'acier selon l'invention (Inv.1 à 4), des compositions proches de celles-ci mais non totalement conformes à l'invention (Ref.1, 2 et 3), et des compositions de deux aciers de nuances connues pour la fabrication de bielles.
  • L'ensemble des compositions retenues est présenté ci-dessous dans le tableau 2, qui inclut les calculs des valeurs de Bs et V'. Il doit être entendu que le complément à 100% des compositions citées est du Fe, les éléments non mentionnés dans ce tableau n'étant présents que sous forme de traces y compris ceux pouvant n'être qu'optionnellement présents dans l'invention, comme les éléments d'usinabilité Ca, Te, Se, Bi, Pb qui n'ont pas été ajoutés dans les exemples considérés. Les valeurs en gras sont celles qui sont non conformes à l'invention.
    Figure imgb0002
  • On rappelle que l'invention exige Bs ≤ Bslim et V' ≥ 0,18.
  • Comme on le voit, les compositions des différents exemples sont relativement proches, et les teneurs des différents éléments, prises individuellement, seraient, pour tous les exemples (sauf le V du C70S6), conformes aux exigences de l'invention. C'est sur le respect ou non d'au moins l'une des deux conditions sur Bs et V' que les exemples non conformes à l'invention et les exemples selon l'invention se distinguent essentiellement, ce qui montre l'importance du respect simultané de ces deux conditions.
  • Les résultats détaillés par la suite ont été obtenus en utilisant des lopins de section 25 x 25 mm, auxquels on a appliqué un traitement thermique tel que leur état était similaire, voire identique, à celui attendu sur une bielle forgée de masse et dimensions typiques d'une bielle d'automobile: austénitisation à au moins 1050 °C, suivie d'un refroidissement à l'air calme conduisant à des vitesses de refroidissement de, typiquement, 1°C/s entre 800 et 550 °C et 0,35°C/s entre 550 et 300 °C. On a ensuite déterminé les conditions de revenu optimales pour augmenter les caractéristiques mécaniques et appliqué le traitement optimisé pour chaque nuance, consistant en un maintien de 2 h à une température de 620 ± 10 °C. Enfin, on a procédé à des examens métallographiques et à des essais mécaniques dans le but d'évaluer le gain en performance attendu grâce à l'invention. Les résultats sont présentés dans le tableau 3, dans lequel B désigne une microstructure bainitique, M la martensite qui est éventuellement présente conjointement à la bainite, et F + P une microstructure ferrito-perlitique. Tableau 3 : Microstructures et propriétés mécaniques des échantillons testés
    Microstructure Etat Rp0,2 MPa Rm MPa KV J
    36MnV4S F+P Forgé 780 1057 9
    C70S6 P Forgé 590 990 7
    Inv.1 B (20% M) Forgé+Revenu 1000 1174 4
    Inv.2 B Forgé+Revenu 1043 1156 4
    Inv.3 B (10% M) Forgé+Revenu 965 1101 5
    Inv.4 B Forgé+Revenu 1075 1169 3
    Ref.1 B Forgé+Revenu 868 1018 14
    Ref.2 B Forgé+Revenu 860 1000 14
    Ref.3 B + 15% F Forgé+Revenu 870 1025 19
  • Les valeurs en gras concernent les résultats considérés comme non conformes à la présente invention. Ces résultats non conformes concernent en premier lieu les nuances standard 36MnV4S et C70S6, de type ferrito-perlitique ou perlitique, dont on a déjà souligné les limitations en termes de limite d'élasticité et d'absence de réponse significative à un revenu. Notons que pour le 36MnV4S, la précipitation du V a lieu pendant le développement de la microstructure, lors du refroidissement de la pièce après mise en forme à chaud. Elle confère donc des propriétés mécaniques intéressantes à cette nuance, de même qu'une faible résistance à la rupture par choc (≤ 10 J), ce qui explique le succès de cette nuance, et d'autres qui lui sont semblables, pour la fabrication de bielles sécables à hautes performances. Ainsi, si ces nuances standard ne peuvent atteindre la limite d'élasticité élevée des nuances de l'invention, leur résistance aux chocs telle que mesurée par la grandeur KV demeure néanmoins conforme à ce qui peut être requis pour la fabrication de bielles sécables.
  • D'autres nuances non conformes à l'invention (Ref.1, 2 et 3) éclairent davantage cette dernière. Notons que Ref.1 et 2 présentent des microstructures bainitiques homogènes à l'état forgé, ce qui est déjà en rupture complète avec les pratiques habituelles pour la fabrication des bielles.
  • L'exemple Ref.1 présente une valeur de Bs insuffisamment basse (Bs = 567°C, alors que, selon l'invention, la limite Bslim telle que définie précédemment à ne pas dépasser serait de 530°C) avec toutefois une valeur de V' qui serait conforme à l'invention (0,23%, pour 0,18% au minimum dans l'invention). On note qu'en conséquence, la limite d'élasticité ne répond pas aux exigences de l'invention, qui vise à procurer un minimum de 900 MPa. Dans ce premier cas, ce sont des propriétés en traction trop basses à l'état forgé qui expliquent cette insuffisance, l'augmentation de ces propriétés en traction au cours du revenu, corrélée à V', n'étant pas inférieure à celle de plusieurs des exemples selon l'invention.
  • L'exemple Ref.2 présente une valeur de Bs conforme à l'invention (Bs = 529°C pour un maximum Bslim de 530), mais il a un potentiel de durcissement, tel que mesuré par V', qui est insuffisant (V' = 0,16%, donc non conforme à l'invention).
  • L'exemple Ref.3 présente une Bs trop élevée, supérieure à Bslim et une microstructure qui contient 15% de ferrite proeutectoïde, donc plus que les 10% maximum de ferrite proeutectoïde + perlite tolérés par l'invention. En conséquence Rp0,2 et KV ne sont pas satisfaisantes. Il s'avère, dans son cas, que le vanadium, bien que présent en quantité, en principe, suffisante, a en partie précipité lors du refroidissement de la pièce, de sorte qu'il n'a pu jouer son rôle durcissant au cours du revenu, comme il n'y en avait plus suffisamment en solution au début du revenu. De manière générale, une structure bainitique ou martensitique permet d'obtenir un durcissement secondaire lors du revenu selon l'invention, ce que ne permet pas une microstructure ferritique ou perlitique, d'où la stricte limitation à 10% au plus de la teneur totale en ferrite pro-eutectoïde et perlite à l'issue du refroidissement de la pièce.
  • Pour l'ensemble des exemples selon l'invention, la microstructure bainitique forgée et revenue est soit de même nature très essentiellement bainitique que celle des exemples Ref.1 et Ref.2, soit contient 10 ou 20% de martensite conjointement à la bainite. Mais le respect des deux critères Bs et V' permet d'atteindre les caractéristiques mécaniques visées par l'invention qui sont une Rp0,2 d'au moins 900 MPa et, simultanément, une résistance à la traction Rm d'au moins 1100 MPa, et présentent des résistances à la flexion au choc KV conformes aux exigences d'une utilisation pour la fabrication de pièces sécables, à savoir au plus 12 J. Notons, de plus, qu'on a pu démontrer, par des essais de fatigue et de tassement en laboratoire, que cette augmentation de la résistance en traction se traduisait par une augmentation très significative des performances en fatigue et de la résistance au tassement. Les nuances bainitiques selon l'invention permettent de satisfaire les critères de dimensionnement des bielles déjà évoqués, ce que ne permettaient pas les nuances bainitiques considérées dans l'art antérieur.
  • Un second avantage de l'invention peut être souligné par les résultats, figurant dans le tableau 4, d'un essai supplémentaire réalisé sur l'exemple Inv.4. Pour cet essai, on a réalisé sur une barre de diamètre 80 mm un traitement thermique tel que la microstructure après refroidissement naturel pouvait être considérée comme représentative de celle d'une pièce forgée à chaud. A la suite de ce traitement, on a réalisé le traitement de revenu optimisé tel que déjà mis au point sur les pièces de section 25 x 25 mm2. On a ensuite procédé à des examens métallographiques et à des essais mécaniques de la même manière que précédemment. Tableau 4 : Résultats d'essais supplémentaires sur l'exemple Inv.4
    Section Etat Microstructure Rp0,2 (MPa) Rm (MPa)
    25 x 25 mm Forgé + revenu B 1075 1169
    diamètre 80mm Forgé + revenu B 1071 1175
  • Comme le montrent ces résultats, un second avantage majeur de l'invention est de procurer les caractéristiques mécaniques visées sur des pièces de dimensions très différentes, alors que la sensibilité des nuances ferrito-perlitiques à ce paramètre est bien connue et a déjà été soulignée. On voit donc que la nuance de la présente invention pourra être utilisée, sans modification significative du procédé de fabrication ou de la composition précise de l'acier, pour la fabrication de pièces sécables destinées à des automobiles, mais aussi à des poids lourds, ou de pièces relevant de la grosse mécanique (transformateurs, moteurs marins, etc.).
  • Si cela apparaît utile, pour une pièce de dimensions données, on pourra optimiser la microstructure de la pièce, notamment en annulant ou en diminuant drastiquement sa teneur en ferrite proeutectoïde + perlite, par un ajustement précis de la composition de l'acier, en particulier sur les éléments dont on a dit qu'ils jouaient sur la teneur en ferrite, comme C, Mo et B, ou sur la valeur de Bs, comme C, Mn, Cr, Mo, Ni, Cu et V, et/ou par un ajustement des conditions de refroidissement après la mise en forme à chaud, tout en demeurant dans le cadre des teneurs et valeurs selon l'invention. Ce sera en particulier le cas pour des pièces de grandes dimensions ou de formes tourmentées, dans le but de mieux assurer que la microstructure et les propriétés mécaniques finales recherchées seront bien obtenues sur l'ensemble de la pièce.

Claims (15)

  1. Acier pour pièce sécable mise en forme à chaud, caractérisé en ce que sa composition consiste en, exprimée en pourcentages pondéraux :
    - 0,15% ≤ C ≤ 0,40% ; de préférence 0,20% ≤ C ≤ 0,35% ;
    - 0,60% ≤ Mn ≤ 1,80% ; de préférence 0,80% ≤ Mn ≤ 1,60% ;
    - Traces ≤ Cr ≤ 1,60% ;
    - Traces ≤ Mo ≤ 0,40% ;
    - Traces ≤ Ni ≤ 1,50% ; de préférence traces ≤ Ni ≤ 1,0% ; mieux traces ≤ Ni ≤ 0,60% ;
    - Traces ≤ Cu ≤ 0,80% ;
    - 0,02% ≤ V ≤ 0,70% ;
    - Traces ≤ Nb ≤ 0,08% ;
    - Traces ≤ Si ≤ 1,20 % ; de préférence traces ≤ Si ≤ 0,60% ;
    - Traces ≤ Al ≤ 0,10%;
    - Traces ≤ B ≤ 0,010%,
    - Traces ≤ Ti ≤ 0,10% ;
    - Traces ≤ S ≤ 0,15% ; de préférence 0,005% ≤ S ≤ 0,15% ;
    - Traces ≤ P ≤ 0,10% ;
    - Traces ≤ Ca ≤ 0,010% ;
    - Traces ≤ Te ≤ 0,030% ;
    - Traces ≤ Se ≤ 0,050% ;
    - Traces ≤ Bi ≤ 0,10%
    - Traces ≤ Pb ≤ 0,20% ;
    - Traces ≤ N ≤ 0,025% ;
    - Traces ≤ O ≤ 0,008% ;
    le reste étant du fer et des impuretés liées à l'élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées :
    * V' = V% + 2 Nb% + Cu%/5 ≥ 0,18% ;
    * Bs = 830 - 270C% - 90Mn% - 37Ni% - 70Cr% - 83 Mo% - 50Cu% - 100V% ≤ Bslim, avec Bslim calculé comme suit :
    Bslim = 530 + 330 (V' - 0,18), si 530 + 330 (V' - 0,18) est inférieur à 600 ;
    Bslim = 600, si 530 + 330 (V' - 0,18) est supérieur ou égal à 600 ;
    et en ce que sa microstructure comporte au moins 60% d'un mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d'austénite résiduelle, le reste de la microstructure comportant au plus 40% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la présence de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite étant limitée à au plus 10%.
  2. Acier selon la revendication 1, caractérisé en ce que Ti ≥ 3,5 N% si B ≥ 0,0010%.
  3. Acier selon la revendication 2, caractérisé en ce que traces ≤ N ≤ 0,010%.
  4. Procédé de fabrication d'une pièce mécanique, caractérisé en ce que :
    - on met en forme à chaud en phase austénitique un demi-produit en acier dont la composition consiste en, exprimée en pourcentages pondéraux :
    * 0,15% ≤ C ≤ 0,40% ; de préférence 0,20% ≤ C ≤ 0,35% ;
    * 0,60% ≤ Mn ≤ 1,80% ; de préférence 0,80% ≤ Mn ≤ 1,60% ;
    * Traces ≤ Cr ≤ 1,60% ;
    * Traces ≤ Mo ≤ 0,40% ;
    * Traces ≤ Ni ≤ 1,50% ; de préférence traces ≤ Ni ≤ 1,0% ; mieux traces ≤ Ni ≤ 0,60% ;
    * Traces ≤ Cu ≤ 0,80% ;
    * 0,02% ≤ V ≤ 0,70% ;
    * Traces ≤ Nb ≤ 0,08% ;
    * Traces ≤ Si ≤ 1,20 % ; de préférence traces ≤ Si ≤ 0,60% ;
    * Traces ≤ Al ≤ 0,10%;
    * Traces ≤ B ≤ 0,010%,
    * Traces ≤ Ti ≤ 0,10% ;
    * Traces ≤ S ≤ 0,15% ; de préférence 0,005% ≤ S ≤ 0,15% ;
    * Traces ≤ P ≤ 0,10% ;
    * Traces ≤ Ca ≤ 0,010% ;
    * Traces ≤ Te ≤ 0,030% ;
    * Traces ≤ Se ≤ 0,050% ;
    * Traces ≤ Bi ≤ 0,10%
    * Traces ≤ Pb ≤ 0,20% ;
    * Traces ≤ N ≤ 0,025 ;
    * Traces ≤ O ≤ 0,008% ;
    le reste étant du fer et des impuretés liées à l'élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées :
    * V' = V% + 2 Nb% + Cu%/5 ≥ 0,18% ;
    * Bs = 830 - 270C% - 90Mn% - 37Ni% - 70Cr% - 83 Mo% - 50Cu% - 100V% ≤ Bslim, avec Bslim calculé comme suit :
    Bslim = 530 + 330 (V' - 0,18), si 530 + 330 (V - 0,18) est inférieur à 600 ;
    Bslim = 600, si 530 + 330 (V' - 0,18) est supérieur ou égal à 600 ;
    - on réalise un refroidissement à l'air calme, ou à l'air pulsé, ou sous un capot ou en caisse dudit demi-produit, de préférence à des vitesses de refroidissement supérieures ou égales à 0,3°C/s dans l'intervalle 750-550 °C et comprises entre 0,1 et 5°C/s dans l'intervalle 550-300 °C ;
    - on réalise au moins un revenu dudit demi-produit refroidi à une température Trev comprise entre 450 et 680°C pendant une durée totale de 15 min à 10 h.
  5. Procédé selon la revendication 4, caractérisé en ce que Ti ≥ 3,5 N% si B ≥ 0,0010%.
  6. Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que traces ≤ N ≤ 0,010%.
  7. Procédé selon l'une des revendications 4 à 6, caractérisé en ce qu'on réalise après le refroidissement suivant la mise en forme à chaud une mise en forme du demi-produit, par exemple par usinage ou conformage, qui rapproche les dimensions du demi-produit des dimensions définitives précises du produit sans modifier sa microstructure.
  8. Procédé selon l'une des revendications 4 à 7, caractérisé en ce qu'on réalise après le revenu une mise en forme du demi-produit, par exemple par usinage ou conformage, qui confère au demi-produit les dimensions définitives précises du produit sans modifier sa microstructure.
  9. Procédé selon l'une des revendications 4 à 8, caractérisé en ce qu'on procède à une casse contrôlée de ladite pièce mécanique, qui est une pièce mécanique sécable.
  10. Procédé selon l'une des revendications 4 à 9, caractérisé en ce qu'on procède à au moins un traitement thermique supplémentaire ultérieurement audit revenu , ledit traitement supplémentaire ayant un paramètre de revenu inférieur à celui dudit revenu.
  11. Pièce mécanique en acier, caractérisée en ce que :
    - sa composition consiste en, exprimée en pourcentages pondéraux :
    * 0,15% ≤ C ≤ 0,40% ; de préférence 0,20% ≤ C ≤ 0,35% ;
    * 0,60% ≤ Mn ≤ 1,80% ; de préférence 0,80% ≤ Mn ≤ 1,60% ;
    * Traces ≤ Cr ≤ 1,60% ;
    * Traces ≤ Mo ≤ 0,40% ;
    * Traces ≤ Ni ≤ 1,50% ; de préférence traces ≤ Ni ≤ 1,0% ; mieux traces ≤ Ni ≤ 0,60% ;
    * Traces ≤ Cu ≤ 0,80% ;
    * 0,02% ≤ V ≤ 0,70% ;
    * Traces ≤ Nb ≤ 0,08% ;
    * Traces ≤ Si ≤ 1,20 % ; de préférence traces ≤ Si ≤ 0,60% ;
    * Traces ≤ Al ≤ 0,10%;
    * Traces ≤ B ≤ 0,010%,
    * Traces ≤ Ti ≤ 0,10% ;
    * Traces ≤ S ≤ 0,15% ; de préférence 0,005% ≤ S ≤ 0,15% ;
    * Traces ≤ P ≤ 0,10% ;
    * Traces ≤ Ca ≤ 0,010% ;
    * Traces ≤ Te ≤ 0,030% ;
    * Traces ≤ Se ≤ 0,050% ;
    * Traces ≤ Bi ≤ 0,10%
    * Traces ≤ Pb ≤ 0,20% ;
    * Traces ≤ N ≤ 0,025 ;
    * Traces ≤ O ≤ 0,008% ;
    le reste étant du fer et des impuretés liées à l'élaboration ; et pour laquelle les relations suivantes sont vérifiées :
    * V' = V% + 2 Nb% + Cu%/5 ≥ 0,18% ;
    * Bs = 830 - 270C% - 90Mn% - 37Ni% - 70Cr% - 83 Mo% - 50Cu% - 100V% ≤ Bslim, avec Bslim calculé comme suit :
    Bslim = 530 + 330 (V' - 0,18), si 530 + 330 (V' - 0,18) est inférieur à 600 ;
    Bslim = 600, si 530 + 330 (V' - 0,18) est supérieur ou égal à 600 ;
    et dont la microstructure comporte au moins 60% d'un mélange de ferrite bainitique et de carbures ou d'austénite résiduelle, le reste de la microstructure comportant au plus 40% de martensite et/ou de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite, la présence de ferrite pro-eutectoïde et/ou de perlite étant limitée à au plus 10%.
  12. Pièce mécanique selon la revendication 11, caractérisée en ce que Ti ≥ 3,5 N% si B ≥ 0,0010%.
  13. Pièce mécanique selon la revendication 12, caractérisée en ce que traces ≤ N ≤ 0,010%.
  14. Pièce mécanique selon l'une des revendications 11 à 13, caractérisée en ce qu'il s'agit d'une pièce sécable.
  15. Pièce mécanique selon la revendication 14, caractérisée en ce qu'il s'agit d'une bielle de moteur à explosion.
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