FR2525239A1 - Tubes d'acier ayant des proprietes ameliorees, applicables a la fois pour la construction et l'exploitation miniere et procede pour les preparer a partir d'aciers microallies combines - Google Patents
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- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
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- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
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Abstract
LA PRESENTE INVENTION EST RELATIVE A DES TUBES D'ACIER AYANT DES PROPRIETES AMELIOREES. ILS SONT CARACTERISES EN CE QU'ILS CONTIENNENT 0,009 A 0,18 EN POIDS DE C, 1,2 A 1,5 EN POIDS DE MANGANESE, 0,003 A 0,012 EN POIDS DE S, UNE QUANTITE DE CE AU MOINS DOUBLE DE LA TENEUR EN SOUFRE, UNE QUANTITE DE SI NE DEPASSANT PAS 0,15 EN POIDS, UNE QUANTITE DE P INFERIEURE A 0,02 EN POIDS, ET 0,002 A 0,02 EN POIDS DE CA ET EN CE QU'ILS PRESENTENT UN RAPPORT CV COMPRIS ENTRE 0,4 A 1,5. APPLICATION POUR LA CONSTRUCTION ET L'EXPLOITATION MINIERE.
Description
La présente invention est relative à des tub. .?'acier ayant des propriétés améliorées, applicables à la foi i > our la construction et l'exploitation minière et à un procédé pour les préparer à partir d'aciers microalliés combinés.
Conformément à l'Art antérieur, plusieurs procédés utilisant le microalliage et le laminage contrôlé, sont connus pour la préparation de tôles d'acier ou de produits forgés. (Dans le microalliage, on utilise 0,001 à 0,3 % en poids d'un additif d'alliage qui exerce son effet en liant le N,l'O,le S et partiellement le C). On sait également qu'entre la production des tubes d'acier sans soudure et le forgeage ou le laminage de tôles, les procédés et les relations de formation thermique diffèrent si fondamentalement les uns des autres que les connaissances acquises dans le domaine du laminage des tôles et les techniques utilisées, respectivement, ne peuvent pas être appliquées à la production de tubes sans modification essentielle.
Le but du laminage contrôlé est, d'un côté, de préparer le grain de ferrite le plus petit possible au cours du laminage, par un contrôle approprié des procédés de recristallisation et d'accroissement du grain de cristal et d'un autre côté, d'augmenter le durcissement par précipitation en influençant les procédés de précipitation. La dernière activité est basée sur la propriété du constituant d'alliage représenté par le niobium, de pouvoir modifier le comportement à la recristallisation de l'austénite de façon notable, pour de très petites valeurs de concentration également (Humbert et Coll., Archiv für das Eisenhüttenwesen, 52, 359-366 /19817).Ce fait peut expliquer pourquoi le Nb luimême est le plus souvent utilisé à titre d'additif de microalliage, mais il est aussi appliqué en association avec du Ti, du Vetdel'A2respectivement.Le Brevet US NO 4 124 412 décrit en détail le mécanisme d'action du Nb et montre que seulement une quantité de Nb correspondant à un système compliqué d'exigences, influence avantageusement les propriétés de l'acier.
Pendant la période d'alliage, l'ajustement de la quantité de
Nb désirée nécessite, cependant, la détermination de la teneur totale en N et en Al soluble dans les acides à côté de la teneur en C connue par ailleurs. Ceci constitue d'un côté, une tâche compliquée exigeant des appareillages coûteux et d'un autre côté, ces données ne sont pas disponibles au moment requis, puisque, par exemple, dans le cas de la métallurgie de coulée en poche,la teneur en N augmente plus considérablement vers la fin du traitement qui prend 10 à 15 minutes et la quantité d'azote présente après un temps d'analyse d'environ 5 minutes est complètement différente de la valeur donnée à la prise d'échantillon. La connaissance de la distribution du Nb, cependant, est importante par ce qu'un écart par rapport à l'optimum, modifie de façon désavantageuse les effets par ailleurs avantageux du Nb.La ténacité de l'acier microallié avec du Nb dépend à un degré élevé de la température finale de la formation thermique, ayant ainsi le caractère d'une température critique et sa valeur numérique dépend de la composition de l'acier, du degré et de la température de la dernière formation thermique, ainsi que de l'état de recristallisation de l'austénite.
Nb désirée nécessite, cependant, la détermination de la teneur totale en N et en Al soluble dans les acides à côté de la teneur en C connue par ailleurs. Ceci constitue d'un côté, une tâche compliquée exigeant des appareillages coûteux et d'un autre côté, ces données ne sont pas disponibles au moment requis, puisque, par exemple, dans le cas de la métallurgie de coulée en poche,la teneur en N augmente plus considérablement vers la fin du traitement qui prend 10 à 15 minutes et la quantité d'azote présente après un temps d'analyse d'environ 5 minutes est complètement différente de la valeur donnée à la prise d'échantillon. La connaissance de la distribution du Nb, cependant, est importante par ce qu'un écart par rapport à l'optimum, modifie de façon désavantageuse les effets par ailleurs avantageux du Nb.La ténacité de l'acier microallié avec du Nb dépend à un degré élevé de la température finale de la formation thermique, ayant ainsi le caractère d'une température critique et sa valeur numérique dépend de la composition de l'acier, du degré et de la température de la dernière formation thermique, ainsi que de l'état de recristallisation de l'austénite.
Le Nb ne se dissout pas jusqu'à une température de 1175 à 12000C et ainsi, il inhibe le grossissement des grains d'austénite. Lorsqu'on dépasse la température critique de dissolution, les particules se dissolvent rapidement, si bien que la vitesse de migration des limites des grains d'austénite augmente de plusieurs ordres de grandeur;ceci conduit à une recristallisation secondaire de l'austénite. Dans ce cas,des cristaux très grossiers ayant une dimension de grains inégale se forment,
dont la limite des cristaux tend particulièrement à avoir un effet de mémoire dans la structure ferritique transformée de façon allotropique ; par ce fait, l'acier tend à présenter des fissures connues sous le nom de "fissures d'élimination des tensions.
dont la limite des cristaux tend particulièrement à avoir un effet de mémoire dans la structure ferritique transformée de façon allotropique ; par ce fait, l'acier tend à présenter des fissures connues sous le nom de "fissures d'élimination des tensions.
En ce qui concerne la résistance à la corrosion, le microalliage avec du Nb n'est pas avantageux . La résistance à la corrosion par l'air de l'acier microallié avec du Nb et du V est identique à celle des aciers au carbone. Du point de vue des corrosions sous tension par H et H2S, les précipitations aux limites des cristaux d'austénite antérieurs, sont désavan tageuses, de même que les "fissures d'élimination des tensions" et conduisent facilement à la formation de fissures de corrosion. Dans les gisements de pétrole ou de gaz, où la teneur en H2S est supérieure à la teneur habituelle et est accompagnée d'eau,de NaCl et de CO2, également, à cause de la corrosion sous tension par le Y ,des tubes d'acier produits tradition- nellement avec une résistance élevée ou accrue ne peuvent pas être utilisés.En raison de ces propriétés désavantageuses, les avantages résultant du microalliage au Nb ne peuvent pas être suffisamment exploités. A côté du Nb, ni l'Al et le V alliés, ni le Ti et le Zr, ne peuvent éliminer les problèmes, ces additifs d'alliage peuvent même provoquer d'autres problèmes. A savoir, lfAl,le Ti et le Zr forment avec la teneur en soufre de l'acier, des sulfures sur les limites des grains, empêchant ainsi la dissolution fine des grains d'austénite et fragilisant l'acier en même temps. Afin d'améliorer la résistance et la température de transition de l'acier, selon le
Brevet US NO 4 124 412, le Ni est également allié dans l'acier microallié ; cela provoque, cependant, une fragilité thermique à la formation thermique, si la quantité d'Al dépasse 0,05 %.
Brevet US NO 4 124 412, le Ni est également allié dans l'acier microallié ; cela provoque, cependant, une fragilité thermique à la formation thermique, si la quantité d'Al dépasse 0,05 %.
En raison des problèmes indiqués plus haut, les procédés de microalliage avec du Nb ou du Nb+V et/ou du Ti+Al ne correspondent plus aux exigences suscitées par la technique actuelle pour la production de tubes d'acier ayant des propriétés améliorées.
Conformément au Brevet français n02 392 121 , des tubes sont préparés à partir d'un matériau microallié avec du B, à la place ou à côté de Nb, par laminage contrôlé et traitement thermique de trempe- revenu associés. A titre d'additif de microalliage, le B offre un mécanisme d'effet complètement différent de celui de Nb, Ti et V. Ces derniers forment des carbonitrures et des nitrures respectivement, qui sont dissous au-delà de la température de transformation (Ac3) de ferrite-austénite , puis ils sursaturent l'austénite au refroidissement et forment de très fines précipitations à la température finale (Ar1) de la transformation austénite ferrite, améliorant ainsi de façon notable les caractéristiques mécaniques. Au contraire de cela, le B précipite sous forme de composé intermétallique Fe2B.Contrairement aux additifs d'alliage Nb, V et Ti à côté desquels la présence de N est avantageuse, avec le microalliage de B, le N est très nuisible parce qu'il rend inefficace une partie de la teneur en B. Au soudage, le B favorise la formation de fissures de tension dans la zone de transition et augmente considérablement la caractéristique d'équivalent-carbone (Ce) pour l'aptitude à la soudure.
A partir de la littérature technique correspondant à l'Art antérieur, il est bien connu que les carbonitrures formés avec les additifs de microalliage, en tout premier lieu le Nb/NC et le Ti/NC, empêchent le développement du grain de l'austénite, le fait d'éviter ceci constituant une exigence fondamentale, jusqu'à une température relativement élevée (1200 à 12500C). L'austénite, présentant une dimension inégale de grain et formant des cristaux très irréguliers en certains sites, qui apparaissent souvent lors du microalliage de Nb, est particulièrement nuisible et conduit à une structure aciculaire grossière connue sous le nom de ferrite widman stèttenique.
Jusqu'à maintenant, dans le cas de production de tubes utilisant des aciers microalliés, on ne connut aucune méthode qui éliminerait les effets désavantageux des additifs basiques et de microalliage et des contaminants et conduirait à une structure avantageusement fine du grain de cristal, grâce à laquelle les propriétés du produit deviendraient plus parfaites à un degré significatif sans un quelconque traitement thermique spécial après le laminage thermique, si bien que des tubes d'acier résistant à l'hydrogène sulfuré, bien soudables et tenaces, ayant une résistance élevée ou accrue, pourraient être produits sans un quelconque traitement thermique spécial, dans une ligne d'opérations métallurgiques unique.
La presente invention a pour but d'éliminer les inconvénients des procédés connus et de fournir un procédé qui rend possible d'une façon simple, la production de tubes tenaces et bien soudables, présentant une résistance et une limite d'élasticité élevées ainsi qu'une résistance à la corrosion accrue,et applicable à la fois pour la construction et l'exploitation minière, à partir d'aciers microalliés combinés.
La présente invention repose sur la constatation que le but ci-dessus peut être complètement atteint et respectivement que la structure austénitique plus fine désirée peut être formée, si le rapport du carbone et du vanadium, ainsi que la teneur en soufre et en calcium, sont ajustés à une valeur définie ; ensuite, le lingot à laminer à chaud est chauffé à une température dépassant 12000C, puis une structure austénitique à grain plus fin est formée au cours d'une formation appropriée et le lingot est laminé à une dimension désirée par une série de formations thermiques interrompues.
Une autre base de la présente invention est représentée par la constatation que, contrairement à ce qu'indiquent les connaissances techniques utilisées jusqu'à maintenant, la structure austénitique uniformément grossière formée avant la formation thermique influence de façon favorable les propriétés du tube terminé , si la recristallisation secondaire et, au cours de la production des tubes, la formation de ferrites aciculaires grossières sont evitees. Par un rapport approprié de carbone et de vanadium, la recristallisation de l'austénite formée et, au cours du refroidissement en-dessous de Arl le durcissement par précipitation ,ainsi que la dimension du grain de l'acier, la quantité de perlite et aussi les propriétés de durcissement de 1 'acier,peuvent être avantageusement contrôlés
Enfin, la présente invention repose sur la constatation que, dans le cas d'un rapport C/V compris entre 0,4 et 1,5, le vanadium est suffisant à titre d'additif unique de microalliage de l'acier, aucun autre additif de microalliage n'étant nécessaire.
Enfin, la présente invention repose sur la constatation que, dans le cas d'un rapport C/V compris entre 0,4 et 1,5, le vanadium est suffisant à titre d'additif unique de microalliage de l'acier, aucun autre additif de microalliage n'étant nécessaire.
En conséquence, le tube d'acier préparé conformément au procédé de la présente invention contient 0,009 à 0,18 % en poids de C, 1,2 à 1,5 çO en poids de manganèse, 0,003 à 0,012 E en poids de S, une quantité de Cc au moins double de celle du soufre, une quantité de Si ne dépassant pas 0,15 % en poids, une quantité de P inférieure à 0,02 t en poids et 0,002 à 0,02 % en poids de Ca et présente un rapport C/v compris entre 0,4 et 1,5.
De plus, a présente invention concerne un procédé pour produire des tubes ayant des propriétés améliorées, applicables à la fois en construction et en exploitation minière, à partir d'aciers microalliés combinés. Conformément à la présente invention, la composition chimique de l'acier est ajustée par des méthodes d'alliage et de production d'acier usuelles, à une valeur de C/v comprise entre 0,4 et 1,5, de préférence entre 0,8 et 1,2, la teneur en soufre est ajustée entre 0,003 et 0,012 % en poids1 de préférence à une valeur de 0,005 à 0,008 % en poids et la teneur en calcium à une valeur de 0, 002 à 0,02 % en poids, de préférence 0,005 à 0,01 % en poids et le ligot de départ est mis sous forme d'une structure à grain austénitique uniformément grossière par chauffage à une température dépassant 12000C puis, par une mise en forme ou formation d'au moins 20 % et de préférence de 40 % (estampage), une matière recristallisée ayant une structure à grain austénitique plus fine est formée et laminée jusqu'à la dimension finale, par une série temporairement interrompue de formations thermiques, avec une formation d'au moins 50 g et de préférence de 80 à 85 %.
La série temporairement interrompue de formations thermiques est convenablement réalisée par laminage dans un laminoir à pas de pélerin ou par une installation comportant un banc d'étirage.
Le grossissement du grain d'austénite ayant lieu à une température dépassant 12000C , présente les avantages suivants par rapport aux procédés connus,considérant que le développement du grain est nuisible - toutes les précipitations et les impuretés se trouvant à la
limite du grain,solidifiées lors de la coulée, se dissolvent, - les éléments d'enrichissement d'impureté et d'alliage accompa
gnant la soliditication sont completement homogéneises, - au cours de la première formation thermique d'au moins 40 %
de la production de tubes,l'austénite à gros grain formée
se recristallise et, contrairement aux procédés mettant en
oeuvre des chauffages à moins de 12000C, où se forme une
structure irrégulière du point de vue de la dimension du
grain, il s'établit une structure austénitique à grain
uniforme, ce qui est une exigence notable pour la série tem
porairement interrompue de formations thermiques.
limite du grain,solidifiées lors de la coulée, se dissolvent, - les éléments d'enrichissement d'impureté et d'alliage accompa
gnant la soliditication sont completement homogéneises, - au cours de la première formation thermique d'au moins 40 %
de la production de tubes,l'austénite à gros grain formée
se recristallise et, contrairement aux procédés mettant en
oeuvre des chauffages à moins de 12000C, où se forme une
structure irrégulière du point de vue de la dimension du
grain, il s'établit une structure austénitique à grain
uniforme, ce qui est une exigence notable pour la série tem
porairement interrompue de formations thermiques.
La dimension unifprme des grains d'austénite rend possible l'utilisation d'un plus large (100 à 800"C) intervalle de température finale lors de la formation thermique,tandis que le microalliage de V et la relation C/V convenablement ajustée, réduisent la sensibilité de l'acier vers la température finale de la formation thermique parce qu'au voisinage de la température Ac3, l'austénite devient fortement sursaturée d'additifs de microalliage et, en raison de la solubilité supérieure du V, la recristallisation de l'austénite est freinée.Si maintenant, l'austénite sursaturée est refroidie endessous de Ac3, la transformation allotropique et les précipitations de carbonitrures et de carbures, respectivement, ont lieu presque simultanément et la précipitation à grains très fins conduit à une structure ferritique à grains fins.
Le Ca lui-même ne se dissout dans l'acier qu'en une quantité de l'ordre de 0,002 %, mais l'alliage de Ni à l'acier augmente la solubilité du Ca, et ainsi la quantité de Ca de 0,002 à 0,02 z alliée conformément à la présente invention, peut être facilement atteinte. Le Ca dissous influence de façon synergique la précipitation du carbonitrure et du carbure provoquant le durcissement.
Conformément à la présente invention, on procède de préférence de la façon suivante : un lingot d'acier ayant une composition chimique correspondant aux exigences ci-dessus, qui peut être préparé selon une quelconque méthode connue et appliquée à l'échelle industrielle, est préchauffé à une température de 1250 à 13000C et ensuite, il est préformé (estampé). Ici, la structure homogéneisée à gros grain est détruite, tandis que le matériau se refroidit de 1150 à 1000"C et, en raison de la recristallisation ayant lieu en une période très brève, l'austénite devient beaucoup plus fine qu'au commencement et prend une dimension de grain uniforme.
Le produit ainsi préformé et recristallisé est soumis à une série de formations dans un ou plusieurs appareils de formation thermique en tandem. Ici, en fonction du degré de la formation, l'austénite est déformée et ne recristallise que partiellement alors que la température décroît ; finalement, à une température critique dépendant de la composition de l'acier et du degré de formation, elle ne peut plus se recristalliser.
A ce stade, la solidité, la limite d'élasticité et la ténacité du produit final, peuvent être accrues par une autre formation thermique.
Afin d'augmenter l'efficacité du procédé, la stabilité de l'austénite est assurée par un rapport C/V ajusté à une valeur comprise entre 0,4 et 1,5, dans la gamme de températures de 900 à 10500C à laquelle est terminée la formation thermique. Cette gamme due températures est convenablement atteinte, par réduction et déplacement dans le temps de la formation thermique.
En dessous de la température finale du laminage du tube, le tube formé thermiquement à 60-85 %, est refroidi à environ 750"C, température qui est inférieure au point Ac3, tandis que l'austénite est transformée en ferrite fine par transformation allotropique.
L'alliage avec du Ca est convenablement effectué par injection de poudre ou à l'aide d'alliage de CaMnSi ou
CaSi enfermé dans des capsules de fer.
CaSi enfermé dans des capsules de fer.
Les principaux avantages présentés par les tubes et le procédé conformes à la présente invention , sont les suivants a) le procédé est facile à réaliser à l'échelle industrielle, b) les opérations de traitement thermique, les appareils
utiles à cet effet et des additifs d'alliage coûteux sont
économisés, c) les utilisateurs des tubes ayant des propriétés améliorées
peuvent économiser une quantité notable de matériaux, d) malgré leur résistance accrue, les tubes présentent une
bonne résistance à la corrosion par l'hydrogène sulfuré.
utiles à cet effet et des additifs d'alliage coûteux sont
économisés, c) les utilisateurs des tubes ayant des propriétés améliorées
peuvent économiser une quantité notable de matériaux, d) malgré leur résistance accrue, les tubes présentent une
bonne résistance à la corrosion par l'hydrogène sulfuré.
Les avantages du procédé conforme à la présente invention, en ce qui concerne la production d'aciers et de tubes, sont donnés plus en détail ci-après.
Le procédé peut fournir des propriétés d'acier qui
pouvaient être atteintes jusqu'à présent par cinq technologies différentes. En'conséquence, le nombre des qualités d'acier à produire est réduit et ce fait donne les avantages suivants - moins de technologies doivent être utilisées dans l'usine, - la programmation est plus facile et ainsi une réduction
des coûts d'organisation est possible, - moins de formation de battitures, - le nombre de lingots fissurés ou défectueux superficielle
ment diminue, permettant des économies sur les frais de
grattage et de découpage, sur les coûts de matériau et
d'outillage, ainsi qu'un raccourcissement du temps néces
saire à l'élaboration du lingot.
pouvaient être atteintes jusqu'à présent par cinq technologies différentes. En'conséquence, le nombre des qualités d'acier à produire est réduit et ce fait donne les avantages suivants - moins de technologies doivent être utilisées dans l'usine, - la programmation est plus facile et ainsi une réduction
des coûts d'organisation est possible, - moins de formation de battitures, - le nombre de lingots fissurés ou défectueux superficielle
ment diminue, permettant des économies sur les frais de
grattage et de découpage, sur les coûts de matériau et
d'outillage, ainsi qu'un raccourcissement du temps néces
saire à l'élaboration du lingot.
Ce nouveau type d'acier peut être produit à la fois avec des fours électriques et des fours SM et avec un convertisseur, parce qu'il n'est pas lie a une methode donnée de production C 'acier.
La qualité de l'acier rend possible l'utilisation de procédés modernes d ' affinage de l'acier, comme l'injection de poudre, l'injection d'argon et le traitement au laitier synthétique.
Le procédé conforme à la présente invention rend possible la production de nombreuses qualités de tubes, comme des tubes pour l'exploitation pétrolière laminés à chaud et des tubes pour gazoducs et construction laminés à chaud, par une utilisation et une modification appropriées des appareils et de la technologie existants.
Les principau > . ai stages découlant de la production de tubes conforwement à la l sentie invention sont les suivants - à partir d'une seule qualité 'acier1 plusieurs qualités
différentes de tubes peuvent être assurées,permettant une
réduction des coûts d'organisation, d'emmagasinage et
d'approvisionnement, - le choix de produits est elargi par de nouvelles qualités
de tubes présentant des propriétés modernes de limite
d'élasticité, résistance à la traction et d'énergie de
choc à froid garantie, - les nouveaux tubes possèdent des propriétés correspondant à
un niveau international, - aucun nouvel investissement n'est nécessaire, - les propriétés appropriées sont obtenues sans une quelconque
limite de technologie ou de dimension.
différentes de tubes peuvent être assurées,permettant une
réduction des coûts d'organisation, d'emmagasinage et
d'approvisionnement, - le choix de produits est elargi par de nouvelles qualités
de tubes présentant des propriétés modernes de limite
d'élasticité, résistance à la traction et d'énergie de
choc à froid garantie, - les nouveaux tubes possèdent des propriétés correspondant à
un niveau international, - aucun nouvel investissement n'est nécessaire, - les propriétés appropriées sont obtenues sans une quelconque
limite de technologie ou de dimension.
Les avantages dérivant de l'utilisation de la technologie des laminoirs à pas de pélerin (laminoir moyen, laminoir large) sont les suivants - l'estampage et le laminage en laminoirs à pas de pélerin
peuvent être effectués à une température inférieure, per
mettant une importante économie d'énergie, - la surface de l'enveloppe estampée et du tube laminé est
meilleure, - grâce aux indices de plasticité thermique plus avantageux,
. le besoin en énergie de la formation est inférieur,
l'usure des outils est moindre,
. la durée de vie des outils (poinçons, laminoirs)
devient plus longue, - en raison de l'absence d'enrichissement en soufre et
d'inclusions étirées, il y a moins ou pas du tout de
battitures intérieures, - les propriétés mécaniques du tube forme, refroidi à l'air,
sont meilleures que celles du tube à l'état normalisé.
peuvent être effectués à une température inférieure, per
mettant une importante économie d'énergie, - la surface de l'enveloppe estampée et du tube laminé est
meilleure, - grâce aux indices de plasticité thermique plus avantageux,
. le besoin en énergie de la formation est inférieur,
l'usure des outils est moindre,
. la durée de vie des outils (poinçons, laminoirs)
devient plus longue, - en raison de l'absence d'enrichissement en soufre et
d'inclusions étirées, il y a moins ou pas du tout de
battitures intérieures, - les propriétés mécaniques du tube forme, refroidi à l'air,
sont meilleures que celles du tube à l'état normalisé.
L'omission du traitement thermique de normalisation constitue un important progrès technique
Outre les dispositions qui precèdent, l'invention comprend encore d'autres dispositions qui ressortiront de la description qui va suivre, qui se réfère à des exemples de mise en oeuvre du procédé objet de la présente invention.
Outre les dispositions qui precèdent, l'invention comprend encore d'autres dispositions qui ressortiront de la description qui va suivre, qui se réfère à des exemples de mise en oeuvre du procédé objet de la présente invention.
Il doit être bien entendu, toutefois, que ces exemples de mise en oeuvre sont donnés uniquement à titre d'illustration de l'objet de l'invention, dont ils ne constituent en aucune manière une limitation.
EXEMPLE 1
On part d'un lingot d'acier ayant la composition suivante
C = 0,14 % en poids Ni = 0,45 % en poids
Si= 0,11 % " V = 0,13 %
Mn 1,28 % " Ce = 0,05 %
S = 0,006 % " Ca = 0,008 %
P = 0,015 % " C/V 1,07
Lors de la fusion de l'acier, la désoxydation est réalisée de façon connue, puis la post-désoxydation avec Ca et
Ce. Pendant la coulée, on ajoute V et Ce ainsi que Ca, enfermé dans une capsule de fer sous forme d'alliage de
CaSiMn.
On part d'un lingot d'acier ayant la composition suivante
C = 0,14 % en poids Ni = 0,45 % en poids
Si= 0,11 % " V = 0,13 %
Mn 1,28 % " Ce = 0,05 %
S = 0,006 % " Ca = 0,008 %
P = 0,015 % " C/V 1,07
Lors de la fusion de l'acier, la désoxydation est réalisée de façon connue, puis la post-désoxydation avec Ca et
Ce. Pendant la coulée, on ajoute V et Ce ainsi que Ca, enfermé dans une capsule de fer sous forme d'alliage de
CaSiMn.
Les lingots d'acier sont chauffés à une température de 1250-.13000C pendant 4 heures, période après laquelle, au cours d'une première étape, une formation à 41 % est réalisée par estampage. Le lingot ainsi estampé est formé en continu pour atteindre 84 % sur un cylindre d'étirage de tubes du type à pas de pélerin. En ajustant le dernier groupe de la section terminale de formation, on achève le laminage à 9700C, puis on refroidit à l'air.
Les propriétés mécaniques suivantes sont mesurées sur le tube ainsi obtenu, dont la paroi a 11,51 mm d'épaisseur et le diamètre mesure 177,8 mm
limite d'élasticité Rm = 694,8 MPa
résistance à la traction Reh = 562,0 MPa
allongement 6 = 21,8 %
énergie de choc à 20"C = 172 J
Contre-exemple de l'exemple 1
On procède de la façon décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier est la suivante
C = 0,22 % en poids Si = 0,15 % en poids
S = 0,016 % " Ni = 0,40 %
Ce= 0,02 % " Ca = 0,004 %
Mn= 1,25 % " V = 0,12 %
C/V = 1,8
Les propriétés mécaniques du tube ainsi obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 635 MPa
résistance à la traction Rm = 750 MPa
allongement 6 = 23 %
énergie de choc à 200C = 25-35 J
Le rapport C/V élevé diminue fortement les valeurs d'énergie de choc.
limite d'élasticité Rm = 694,8 MPa
résistance à la traction Reh = 562,0 MPa
allongement 6 = 21,8 %
énergie de choc à 20"C = 172 J
Contre-exemple de l'exemple 1
On procède de la façon décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier est la suivante
C = 0,22 % en poids Si = 0,15 % en poids
S = 0,016 % " Ni = 0,40 %
Ce= 0,02 % " Ca = 0,004 %
Mn= 1,25 % " V = 0,12 %
C/V = 1,8
Les propriétés mécaniques du tube ainsi obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 635 MPa
résistance à la traction Rm = 750 MPa
allongement 6 = 23 %
énergie de choc à 200C = 25-35 J
Le rapport C/V élevé diminue fortement les valeurs d'énergie de choc.
EXEMPLE 2
On répète le processus de l'Exemple I si ce n'est qu'on ajuste le dernier groupe de la section terminale de formation pour achever le laminage à 9400C, puis on refroidit le tube à l'air jusqu'à 800-750 C, avec de l'air comprimé jusqu'à 400 C et enfin dans de l'air calme. Les propriétés mécaniques du tube terminé sont les suivantes
limite d'élasticité ReH = 646 MPa
résistance à la traction Rm = 760 MPa
allongement 6 = 22,5 %
énergie de choc à 200C = 210 J
EXEMPLE 3
On procède de la façon qui est décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier de départ est la suivante
C = 0,11 % en poids Si = 0,05 % en poids
Ni = 0,38 % " V = 0,08 %
Mn = 1,13 % " S = 0,007 %
Ce = 0,05 % " Ca = 0,01 %
C/V = 1,37
Les propriétés mécaniques de l'acier ainsi obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 410 MPa
résistance à la traction Rm = 549 MPa
allongement 6 = 39 %
énergie de choc à 20"C = 260-280 J
L'acier ainsi obtenu possède de très avantageuses valeurs de ténacité,de limite d'élasticité et de résistance à la traction ; on peut préparer sans autre traitement thermique quelconque, un tube de dimensions exactes et de diamètre inférieur (40 à 60 mm) à partir de ce tube, par étirage à froid.
On répète le processus de l'Exemple I si ce n'est qu'on ajuste le dernier groupe de la section terminale de formation pour achever le laminage à 9400C, puis on refroidit le tube à l'air jusqu'à 800-750 C, avec de l'air comprimé jusqu'à 400 C et enfin dans de l'air calme. Les propriétés mécaniques du tube terminé sont les suivantes
limite d'élasticité ReH = 646 MPa
résistance à la traction Rm = 760 MPa
allongement 6 = 22,5 %
énergie de choc à 200C = 210 J
EXEMPLE 3
On procède de la façon qui est décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier de départ est la suivante
C = 0,11 % en poids Si = 0,05 % en poids
Ni = 0,38 % " V = 0,08 %
Mn = 1,13 % " S = 0,007 %
Ce = 0,05 % " Ca = 0,01 %
C/V = 1,37
Les propriétés mécaniques de l'acier ainsi obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 410 MPa
résistance à la traction Rm = 549 MPa
allongement 6 = 39 %
énergie de choc à 20"C = 260-280 J
L'acier ainsi obtenu possède de très avantageuses valeurs de ténacité,de limite d'élasticité et de résistance à la traction ; on peut préparer sans autre traitement thermique quelconque, un tube de dimensions exactes et de diamètre inférieur (40 à 60 mm) à partir de ce tube, par étirage à froid.
EXEMPLE 4
On procède de la façon qui est décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que le tube est laminé jusqu'à ce que l'épaisseur de sa paroi soit de 8,05 mm. Les propriétés du produit obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 597 MPa
résistance à la traction Rm = 728 MPa
allongement 6 = 26 %
énergie de choc à 200C = 160-180 J
Ainsi, le laminage jusqu'à une épaisseur de paroi plus faible, améliore encore les propriétés mécaniques.
On procède de la façon qui est décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que le tube est laminé jusqu'à ce que l'épaisseur de sa paroi soit de 8,05 mm. Les propriétés du produit obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 597 MPa
résistance à la traction Rm = 728 MPa
allongement 6 = 26 %
énergie de choc à 200C = 160-180 J
Ainsi, le laminage jusqu'à une épaisseur de paroi plus faible, améliore encore les propriétés mécaniques.
EXEMPLE 5
On procède de la façon décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier de départ est la suivante
C = 0,12 % en poids Mn = 1,63 % en poids
Ni= 0,40 % " V = 0,22 %
Si = 0,10 % " S = 0,008 %
C/V = 0,54
Les propriétés mécaniques de l'acier ainsi obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 598 MPa
résistance à la traction Rm = 746 MPa
allongement 6 = 25,4 %
énergie de choc à 200C = 182 J
EXEMPLE 6
On procede de la façon décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier de départ est la suivante
C = 0,11 % en poids Si = 0,10 % en poids
Ni= 0,10 % " V = 0,11 %
Mn= 1,25 % t = 0,012 % Ca = 0,002 & t
C/V = 1,0
Les propriétés mécaniques de l'acier ainsi obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 420 MPa
résistance à la traction Rm = 510 MPa
allongement 6 = 38 %
énergie de choc à + 200C = 230 J
énergie de choc à - 200C = 232 J
énergie de choc à - 400C = 218 J
EXEMPLE 7
On procède de la façon décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier de départ est la suivante
C = 0,12 % en poids Si = 0,14 g en poids
Ni = 0,45 % " V = 0,12 %
Mn = 1,51 % " S = 0,012 %
Ca = 0,02 %
C/V = 1,0
Les propriétés mécaniques de l'acier ainsi obtenu sont les suivantes :
limite d'élasticité Reh = 483 MPa
résistance à la traction Rm = 655 MPa
allongement 6 = 31 %
énergie de choc à + 200C = 160 J
EXEMPLE 8
On procède de la façon qui est décrite dans l'Exemple 7, si ce n'est qu'au cours de la première formation thermique à 12000C, une formation de 23 % est réalisée. Les propriétés du produit sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 436 MPa
résistance à la traction Rm = 728 MPa
allongement 6 = 34,2 %
énergie de choc à 200C = 103 J
Ainsi que cela ressort de ce qui précède, l'invention ne se limite nullement à ceux de ses modes de mise en oeuvre, de réalisation et d'application qui viennent d'être décrits de façon plus explicite ;elle en embrasse au contraire toutesles variantes qui peuvent venir à l'esprit du technicien en la matière sans s'écarter du cadre, ni de la portée de la présente invention.
On procède de la façon décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier de départ est la suivante
C = 0,12 % en poids Mn = 1,63 % en poids
Ni= 0,40 % " V = 0,22 %
Si = 0,10 % " S = 0,008 %
C/V = 0,54
Les propriétés mécaniques de l'acier ainsi obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 598 MPa
résistance à la traction Rm = 746 MPa
allongement 6 = 25,4 %
énergie de choc à 200C = 182 J
EXEMPLE 6
On procede de la façon décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier de départ est la suivante
C = 0,11 % en poids Si = 0,10 % en poids
Ni= 0,10 % " V = 0,11 %
Mn= 1,25 % t = 0,012 % Ca = 0,002 & t
C/V = 1,0
Les propriétés mécaniques de l'acier ainsi obtenu sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 420 MPa
résistance à la traction Rm = 510 MPa
allongement 6 = 38 %
énergie de choc à + 200C = 230 J
énergie de choc à - 200C = 232 J
énergie de choc à - 400C = 218 J
EXEMPLE 7
On procède de la façon décrite dans l'Exemple 1, si ce n'est que la composition de l'acier de départ est la suivante
C = 0,12 % en poids Si = 0,14 g en poids
Ni = 0,45 % " V = 0,12 %
Mn = 1,51 % " S = 0,012 %
Ca = 0,02 %
C/V = 1,0
Les propriétés mécaniques de l'acier ainsi obtenu sont les suivantes :
limite d'élasticité Reh = 483 MPa
résistance à la traction Rm = 655 MPa
allongement 6 = 31 %
énergie de choc à + 200C = 160 J
EXEMPLE 8
On procède de la façon qui est décrite dans l'Exemple 7, si ce n'est qu'au cours de la première formation thermique à 12000C, une formation de 23 % est réalisée. Les propriétés du produit sont les suivantes
limite d'élasticité Reh = 436 MPa
résistance à la traction Rm = 728 MPa
allongement 6 = 34,2 %
énergie de choc à 200C = 103 J
Ainsi que cela ressort de ce qui précède, l'invention ne se limite nullement à ceux de ses modes de mise en oeuvre, de réalisation et d'application qui viennent d'être décrits de façon plus explicite ;elle en embrasse au contraire toutesles variantes qui peuvent venir à l'esprit du technicien en la matière sans s'écarter du cadre, ni de la portée de la présente invention.
Claims (5)
1. Tube d'acier ayant des propriétés améliorées, applicable à la fois pour la construction et l'exploitation minière, caractérisé en ce qu'il contient 0,009 à 0,18 % en poids de C, 1,2 à 1,5 % en poids de manganèse, 0,003 à 0,012 % en poids de S, une quantité de Ce au moins double de la teneur en soufre, une quantité de Si ne dépassant pas 0,15 % en poids, une quantité de P inférieure à 0,02 % en poids, et 0,002 à 0,02 % en poids de Ca et en ce qu'il présente un rapport
C/V compris entre 0,4 et 1,5.
2. Procédé pour produire des tubes d'acier ayant des propriétés améliorées, applicables à la fois pour la construction et l'exploitation minière, à partir d'aciers microalliés combinés, caractérisé en ce que la composition chimique de l'acier est ajustée par les méthodes classiques de production d'acier et d'alliage, à une valeur de C/V comprise entre 0,4 et 1,5, de préférence entre 0,8 et 1,2, à une teneur en soufre comprise entre 0,003 et 0,012 % en poids, de préférence entre 0,005 et 0,008 % en poids, et à une teneur en calcium comprise entre 0,002et 0,02 % en poids, de préférence entre 0,005 et 0,01 t en poids, et en ce que le lingot de départ est mis sous forme de structure de grain d'austénite uniformément grossière, par un chauffage à une température dépassant 12000C, puis par une formation d'au moins 20 %, de préférence 40 % (estampage), un matériau recristallisé ayant une structure austénitique à grain plus fin est-formé et laminé à la dimension requise, par une série interrompue de façon temporaire de formations thermiques, avec une formation d'au moins 50% et de préférence de 80 à 85 %.
3. Procédé selon la Revendication 2, caractérisé en ce que la série interrompue de formations thermiques est réalisée par laminage dans un laminoir à pas de pélerin.
4. Procédé selon la Revendication 2, caractérisé en ce que la série interrompue de formations thermiques est réalisée avec une installation comportant un banc d'étirage.
5. Tube d'acier caractérisé en ce qu'il est préparé conformément au procédé des Revendications 2 à 4.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| HU821164A HU189130B (en) | 1982-04-16 | 1982-04-16 | Method for producing tube sorts usable equally as structural, mining and high-tensile tube of improved characteristic from combined microalloyed steels |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| FR2525239A1 true FR2525239A1 (fr) | 1983-10-21 |
Family
ID=10953124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| FR8306182A Withdrawn FR2525239A1 (fr) | 1982-04-16 | 1983-04-15 | Tubes d'acier ayant des proprietes ameliorees, applicables a la fois pour la construction et l'exploitation miniere et procede pour les preparer a partir d'aciers microallies combines |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| BE (1) | BE896456A (fr) |
| DE (1) | DE3313755A1 (fr) |
| FR (1) | FR2525239A1 (fr) |
| GB (1) | GB8310271D0 (fr) |
| HU (1) | HU189130B (fr) |
| IN (1) | IN158913B (fr) |
| IT (1) | IT8320607A0 (fr) |
| SE (1) | SE8302116D0 (fr) |
| SU (1) | SU1360592A3 (fr) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2543461A1 (fr) * | 1983-03-28 | 1984-10-05 | Mannesmann Ag | Procede pour fabriquer des tubes d'acier sans soudure |
| WO2004092423A1 (fr) * | 2003-04-16 | 2004-10-28 | Tubos De Acero De Mexico, S.A. | Procede de fabrication d'un collier utilise dans l'installation d'une ligne de conduction sous-marine et produit ainsi obtenu |
-
1982
- 1982-04-16 HU HU821164A patent/HU189130B/hu not_active IP Right Cessation
-
1983
- 1983-04-14 BE BE1/10760A patent/BE896456A/fr not_active IP Right Cessation
- 1983-04-15 DE DE19833313755 patent/DE3313755A1/de not_active Withdrawn
- 1983-04-15 IT IT8320607A patent/IT8320607A0/it unknown
- 1983-04-15 FR FR8306182A patent/FR2525239A1/fr not_active Withdrawn
- 1983-04-15 SE SE8302116A patent/SE8302116D0/xx unknown
- 1983-04-15 SU SU833581056A patent/SU1360592A3/ru active
- 1983-04-15 IN IN250/DEL/83A patent/IN158913B/en unknown
- 1983-04-15 GB GB838310271A patent/GB8310271D0/en active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2543461A1 (fr) * | 1983-03-28 | 1984-10-05 | Mannesmann Ag | Procede pour fabriquer des tubes d'acier sans soudure |
| WO2004092423A1 (fr) * | 2003-04-16 | 2004-10-28 | Tubos De Acero De Mexico, S.A. | Procede de fabrication d'un collier utilise dans l'installation d'une ligne de conduction sous-marine et produit ainsi obtenu |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| HU189130B (en) | 1986-06-30 |
| HUT35722A (en) | 1985-07-29 |
| SE8302116D0 (sv) | 1983-04-15 |
| DE3313755A1 (de) | 1983-12-01 |
| SU1360592A3 (ru) | 1987-12-15 |
| BE896456A (fr) | 1983-10-14 |
| IT8320607A0 (it) | 1983-04-15 |
| IN158913B (fr) | 1987-02-14 |
| GB8310271D0 (en) | 1983-05-18 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| ST | Notification of lapse |