FR2893954A1 - Acier pour outillage a chaud, et piece realisee en cet acier et son procede de fabrication - Google Patents

Abstract

Acier pour outillage à chaud, de composition en pourcentages pondéraux : 0,30% <= C <= 0,39%, 4,00% <= Cr <= 6,00%, traces <= Si <= 0,50%, traces <= Mn <= 0,80%, traces <= W <= 1,45%, traces <= Co <= 2,75%, 0,80% <= Ni <= 2,80%, 1,50% <= Mo <= 2,60% avec 1,50% <= Mo + 0,65W <= 3,20%, 0,55% <= V <= 0,80%, avec -0,65 <= K <= 0,65, où K = K2 - K1 et K2 = 0,75 x (Ni - 0,60), K1 = 1,43 x (V - 0,40) + 0,63 x [(Mo + 0,65W) - 1,20], traces <= Al <= 0,080%, traces <= S <= 0,0040%, traces <= P <= 0,0200%, traces <= Ti <= 0,05%, traces <= Zr <= 0,05%, traces <= Nb <= 0,08%, traces <= N <= 0,040%, 10 P + As + 5 Sb + 4 Sn <= 0,21 %, traces <= O <= 30ppm, le reste étant du fer et des impuretés inévitables.Pièce réalisée en cet acier et son procédé de fabrication.

Description

L'invention concerne le domaine des aciers pour outillage de mise en forme

à chaud, utilisables en fonderie et moulage, forgeage, filage ou extrusion. Un domaine d'application privilégié mais non exclusif de l'invention est la production de moules de grandes dimensions pour la fonderie sous pression d'alliages légers à base aluminium ou magnésium ou d'alliages cuivreux. Au cours de leur emploi, les outillages de mise en forme à chaud sont soumis à des sollicitations cycliques qui les endommagent. Ces sollicitations sont d'origine : - mécanique du fait d'efforts directs appliqués par les machines telles lo que les presses ; -thermique : les variations brutales de température dues aux contacts alternés avec la matière chaude à transformer, et aux refroidissements par les projections de lubrifiants ou de poteyages, provoquent des gradients de dilatations, qui sont sources de contraintes mécaniques locales. 15 L'endommagement se produit, dans certains cas, par des ruptures brutales qui détruisent instantanément l'outillage lorsque la ténacité de son matériau n'est pas suffisante. Il se produit, en général, par une fissuration qui s'initie lors des premières centaines de cycles d'utilisation et se développe progressivement jusqu'à la ruine effective après quelques dizaines ou centaines 20 de milliers de cycles. Ce processus est désigné par le terme générique de fatigue thermique . La résistance à l'endommagement par fatigue thermique requiert une ténacité suffisante à la température correspondant au point le plus froid du cycle thermique. Cette qualité est conventionnellement mesurée par l'énergie de 25 flexion par choc d'éprouvettes normalisées, éprouvettes testées à des températures comprises entre l'ambiante et 150 C. Elle requiert aussi des propriétés suffisantes de dureté et de résistance à l'adoucissement en service aux températures les plus chaudes du cycle. La fabrication de moules ou d'outillages de taille importante (par 30 exemple d'épaisseur supérieure à 200mm) impose des propriétés encore améliorées de l'acier qui les constitue. Lors de la trempe, la vitesse de refroidissement étant naturellement modérée par des flux thermiques limités aux surfaces et le souci de l'industriel de ne pas déformer ou rompre les pièces, les aciers de référence ne génèrent pas de structures de trempe à dominante martensitique qui seraient favorables à des propriétés d'emploi optimales. Les diagrammes TRC (trempe en refroidissement continu) décrivent pour chaque composition la nature des phases formées selon les vitesses de refroidissement, mais sont notoirement insuffisants pour rendre compte de la perte de ténacité à l'état trempé-revenu causée par la réduction de la vitesse de trempe. Parmi les aciers connus pour cet usage on peut citer : - l'acier AISI H11 qui contient environ C = 0,40%, Si = 0,90%, Mn = to 0,40%, Cr = 5%, Mo = 1,30%, V = 0,5% ; - l'acier AISI H13 identique au précédent, à ceci près qu'il contient V = 0,95% ; - l'acier W û 1.2367 qui contient environ C = 0,40%, Si = 0,30%, Mn = 0,40%, Cr = 5%, Mo = 2,9%, V = 0,65% ; '5 - un acier qui est comparable au AISI H11 mais contient Si = 0,3% et accepte Ni = 0,2% (voir le document EP-B1-0 663 018) ; sa composition nominale est C = 0,3-0,4%, Si <_ 0,8%, Mn 0,8%, Cr = 4,5-5,8%, Mo = 0,75-1,75%, V 1,3%, W 1,5%, Ni 0,5%, P 0,008%, Sb <_ 0,002%, Sn <_ 0,003%, As 0,005%, avec 10P + 5Sb + 4Sn + As < 0,10%. 20 Afin d'améliorer les propriétés de ces aciers connus dans le sens de l'obtention d'un meilleur compromis entre dureté, ténacité et stabilité des propriétés en service, notamment de la dureté, des études ont été effectuées. On a ainsi pu élever la résistance à chaud par rapport à l'acier H11 en augmentant les teneurs en Mo et V comme dans les H13 et W-1.2367 cités ci-dessus, mais il 25 en résulte une dégradation de la ténacité. La ténacité est, au contraire, augmentée si on abaisse la teneur en Si, ou si on ajoute du Ni qui améliore aussi la trempabilité. Mais le Ni dégrade la dureté et la limite élastique à chaud. Le but de l'invention est de proposer une nouvelle nuance d'acier pour outillage de mise en forme à chaud réalisant un excellent compromis entre les 30 diverses propriétés que l'on vient de citer. A cet effet, l'invention a pour objet un acier pour outillage à chaud, de composition en pourcentages pondéraux : - 0,30% C 0,39% - 4,00% 5 Cr _< 6,00% - traces s Si < 0,50% -traces < Mn 0,80% - traces <_ W 1,45% - traces Co 2,75% -0,80%SNi2,80% - 1,50% <_ Mo s 2,60% avec 1,50% <_ Mo + 0,65W <_ 3,20% -0,55%SV<_0,80% lo -avec -0,65K0,65 où K = K2 ù K1 et K2 = 0,75 x (Ni ù 0,60) K1 = 1,43 x (V ù 0,40) + 0,63 x [(Mo + 0,65W) ù 1,20] - traces Al s 0,080% 15 - traces S 0,0040% - traces < P < 0,0200% - traces Ti 0,05 /o - traces Zr 0,05% - traces <_ Nb s 0,08% 20 - traces <_ N s 0,040% - 10P+As+5Sb+4SnS0,21% - traces O s 30ppm le reste étant du fer et des impuretés inévitables. De préférence, 0,33% C <_ 0,38%. 25 De préférence, traces < Si 0,40%. De préférence, traces 5 Mn < 0,60%. De préférence, 1,60% <_ Mo s 2,00% et 1,60 % ≤ Mo + 0,65 W < 2,20%. De préférence, traces < Al <_ 0,030%. De préférence, traces < S < 0,0010%. 30 De préférence, traces s P 5 0,0080%. De préférence, traces Ti 0,01%.

De préférence, traces Zr 0,02%. De préférence, traces Nb < 0,01%. De préférence, traces N <_ 0,01%. De préférence, 10P+As+5Sb+4Sn0,10%.

De préférence, traces < O _< 15ppm. De préférence, ù 0,35 <_ K 0,35. De préférence : - 0,335% <_ C 0,375% - 1,50%<Ni2,10% l0 -1,60% Mo + 0,65 W 5 2,20% avec 1,60% _ Mo 2,00% - 0,62% V 0,75%. De préférence: 0,335% < C 0,375%, 4,00% s Cr < 6,00%, traces Si < 0,40%, traces 5 Mn < 0,60%, traces <_ W <_ 1,45%, traces <_ Co <_ 2,75%, 1,50% Ni 2,10%, 1,60% <_ 15 Mo + 0,65 W 2,20% avec 1,60% Mo <2,00%, 0,62% < V 0,75%, avec -0,35 K 0,35, traces Al 0,030%, traces S s 0,0010%, traces < P s 0,0080%, traces 5 Ti 0,011%, traces <_ Zr <_ 0,02%, traces Nb 0,01%, traces N 0,01%, traces <_ O 15ppm. L'invention a également pour objet un procédé de fabrication d'une 20 pièce en acier, caractérisé en ce qu'on prépare ladite pièce en un acier du type précédent et en ce qu'on lui fait subir une austénisation dans l'intervalle de température 1000-1050 C, suivie d'une trempe. De préférence, l'austénisation a lieu dans l'intervalle 1015-1040 C. De préférence, après la trempe, on fait subir à la pièce au moins deux 25 revenus dans l'intervalle de température 550-650 C, conférant à ladite pièce une dureté de 42 à 52HRC. L'invention a également pour objet une pièce en acier obtenue par le procédé précédent, caractérisée en ce qu'il s'agit d'une pièce pour outillage de mise en forme à chaud. 30 Ladite pièce peut avoir une épaisseur supérieure ou égale à 200mm.

Il peut s'agir d'un moule ou d'une matrice pour la fonderie sous pression d'alliages légers ou cuivreux. Ladite pièce peut être un outil de forge. Ladite pièce peut être une matrice de forge.

Ladite pièce peut être un outil de perçage ou de laminage de tubes d'acier. Ladite pièce peut être un outil de formage du verre. Ladite pièce peut être un outil de formage des matières plastiques. Comme on l'aura compris, par rapport aux aciers connus que l'on a lo précédemment cités, notamment celui décrit dans EP-B1-0 663 018, l'invention repose en particulier sur une adaptation simultanée des éléments durcissants et stabilisants que sont Mo et V, et du Ni qui neutralise leurs effets fragilisants. Le couplage de l'ensemble produit une amélioration de la trempabilité, donc améliore la capacité de reproduire sur des pièces de grande taille les propriétés 15 qui n'étaient, jusque là, accessibles que sur des outillages plus petits. L'optimisation selon l'invention de la composition de l'acier a été possible, car les inventeurs se sont d'abord attachés à mesurer de façon effective les flux de chaleur instantanés qui traversent la surface des outillages de mise en forme à chaud au cours de leur utilisation. Ils en ont ensuite déduit 20 par le calcul les contraintes mécaniques transitoires induites par les chocs thermiques qui développent les fissures. Cela a permis de mieux comprendre le comportement mécanique du matériau en service. Ils ont pu établir, grâce à des mesures expérimentales reconstituant sur des échantillons-tests les vitesses de trempe industrielles, et grâce à des simulations thermodynamiques, les liens 25 existant entre la composition de l'acier, les paramètres du traitement thermique préalable à sa mise en oeuvre et la microstructure ainsi obtenue. En particulier, ils ont mis en évidence l'importance décisive de l'interdépendance entre la composition et la température de trempe pour l'obtention du compromis recherché entre les diverses propriétés mécaniques importantes dans les aciers 30 pour outillage à chaud. L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit, donnée en référence aux dessins annexés - la figure 1 qui montre l'évolution de la fraction de carbures non dissous selon la température d'autorisation pour les compositions de référence (fig. la) à 1 e)) a une composition selon l'invention (fig.lb)), - la figure 2 qui montre les courbes TRC d'un acier de référence 5 (fig.2a)) et d'un acier selon l'invention (fig. 2b)). - la figure 3 qui montre la comparaison, pour divers échantillons de référence et échantillons selon l'invention, entre les énergies de rupture après une trempe réalisée dans des conditions de laboratoire et une trempe réalisée dans des conditions industrielles. ~o Les essais auxquels on se référera dans la suite de la description ont été effectués sur des échantillons dont les compositions sont exposées dans le tableau 1. Dans ce tableau, les coefficients K2, K1 et K correspondent aux grandeurs suivantes où les teneurs sont exprimées en % pondéraux : K2 = 0,75 x (Ni ù 0,60) 15 K1 = 1,43 x (V ù 0,40) + 0,63 x [(Mo + 0,65W) ù 1,20] K=K2ùK1 Natu- Re- C% Si% Mn Ni% Cr% Mo V% W% Co S P Al O As Sb Sn K2 K1 K re de père % % % ppm ppm ppm ppm ppm ppm ppm cou-cou- lée lée 1 0,35 0,28 0,35 0,06 5,11 1,21 0,47 0,01 0,00 10 40 165 12 32 8 35 -0.41 0,11 -0.52 R 2 0,36 0,32 0,30 0,11 5,02 1,27 0,49 0,03 0,05 8 53 220 11 27 11 42 -0,37 0,18 -0,55 E 3 0,36 0,21 0,37 0,16 5,19 1,74 0,49 0,01 0,05 17 44 145 14 18 13 32 -0,33 0,47 -0,80 F 4 _ 0,33 0, 28 0,36 0,09 5,10 1,83 0,46 0,01 0,00 11 57 175 10 16 6 12 -0,38 0,49 -0,87 E 5 0,38 0,31 0,30 0,17 5,04 2,74 0,48 0,02 0,02 <1 130 245 13 69 7 42 -0,32 1,09 -1,42 R 6 0,36 0,27 0,38 0,11 5,05 2,24 0,54 0,01 0,06 28 44 150 8 22 9 39 -0,37 0,86 -1,23 E 7 0,36 0,15 0,51 0,08 5,17 2,29 0,57 0, 01 0,01 3 93 295 13 55 12 43 -0,39 0,93 -1,32 N 8 0,36 0,32 0,42 0,15 4,98 1,62 0,64 0,02 0,01 7 52 290 11 23 11 38 -0,34 0,62 -0,95 C 9 0,35 0,29 0,43 0,25 5,01 1,59 0,66 0,02 0,01 11 50 55 9 20 4 32 -0,26 0,63 -0,89 E 10 0,34 0,29 0,35 0,02 5,11 1,23 0,84 0,01 0,00 11 47 260 7 7 14 8 -0,44 0,65 -1,09 11 0,35 0,17 0,35 0,33 5,00 1,13 0,69 0,01 0,05 15 37 255 12 15 11 35 -0,20 0,37 -0,58 12 0,35 0,28 0,35 1,42 5,13 1,21 0,46 0,01 0,00 9 37 180 8 8 13 15 0,62 0,10 0,52 13 0,36 0,30 0,34 2,93 5,27 1,23 0,47 0, 01 0,01 10 36 140 9 12 12 9 1,75 0,12 1,62 14 0,33 0,28 0,35 1,83 5,18 1,83 0,47 0,01 0,00 10 39 120 10 16 9 14 0,92 0,50 0,42 15 0,36 0,29 0,36 1,82 5,19 1,22 0,72 0,01 0,00 10 40 115 10 12 14 13 0,92 0,47 0,44 16 0,41 0, 21 0,38 1,62 5,21 1,76 0,69 0,01 0,04 19 47 1150 1 10 26 8 31 0,77 1 0,77 1 -0,01 1 17 0,35 0,27 0,35 0,07 5,24 1,23 0,47 0,01 2,72 10 36 45 6 9 9 9 -0,40 0,12 -0,52 18 0,35 0,20 0,33 0,06 5,05 1,22 0,45 1,21 0,01 <1 52 160 10 26 4 36 -0,41 0,58 -0,98 19 0,36 0,29 0,36 1,85 5,25 1,23 0,47 1, 65 0,01 11 40 140 9 20 5 9 0,94 0,79 0,14 20 0,34 0,18 0,61 0,59 5,17 2,14 0,77 0,03 0,56 3 62 290 14 30 11 16 -0,01 1,13 -1,14 21 0,37 0,32 0,41 1,64 4,95 1,76 0,67 0,02 0,01 11 39 205 11 23 12 39 0,78 0,75 0,03 N 22 0,35 0,25 0,44 1,63 5,03 1,82 0,71 0,01 0,01 48 195 12 29 11 45 0,77 0,84 -0,07 V 23 0,35 0,24 0,34 1,05 5,15 1,78 0,70 0,01 0,01 11 24 85 7 15 6 40 0,34 0,80 -0,46 E 24 0,37 0,26 0,36 1,68 5,05 2,26 0,71 0,01 0,01 10 21 90 9 18 12 44 0,81 1,12 0,31 N 25 0,37 0,31 0,41 2,20 4,98 1,79 0,71 0,02 0,01 8 20 75 10 16 13 44 1,20 0,82 0,38 T 26 0,37 0,31 0,40 2,19 4,99 2, 28 0,70 0,02 0,01 7 22 80 11 19 14 45 1,19 1,12 0,07 1 27 0,35 0,32 0,42 1, 66 5,12 1,83 0,66 0,03 2,07 12 42 180 10 21 7 42 0,80 0,78 0,01 O N Tableau 1 : Compositions des échantillons testés. oo L'invention repose essentiellement sur l'étude des actions et interactions des éléments Carbone, Chrome, Molybdène, Vanadium et Nickel et de l'influence de la température d'austénisation avant trempe sur les propriétés mécaniques des aciers étudiés.

Influence de la température d'austénisation : La température d'austénisation arbitre le partage des éléments d'alliage entre les carbures non dissous et la matrice. La dissolution des carbures est d'autant plus avancée que la température s'élève. Les carbures non dissous doivent subsister en quantité adéquate sur ~o le produit final pour maitriser la taille de grain. Un grain fin est nécessaire pour garantir les propriétés de ténacité et de résistance à la fatigue. Les éléments d'alliages dissous dans la matrice gouvernent la trempabilité, la résistance au revenu et d'une manière générale l'ensemble des propriétés mécaniques. 15 Le tableau 2 illustre, pour l'une des compositions étudiées (coulée de référence 10), l'effet de la température de trempe sur la microstructure et les propriétés. Température d'austénisation 1000 C 1030 C 1060 C 1075 C A la température d'austénisation : Pourcentage molaire de 0.81 % 0.52% 0.20% 0.03% carbures VC Pourcentage de Vanadium 0.51 % 0.62% 0.75% 0.82% dans la matrice Pourcentage de Carbone 0.26% 0.28% 0.32% 0.33% dans la matrice A l'état Trempé-Revenu : Température de revenu 605 C 616 C 622 C 624 C (durée 2h) pour obtenir 47 HRC Energie de flexion par choc à 38,7 J 26,9 J 16,4 J 11,6 J 20 C pour une dureté de 47 HRC (éprouvette Charpy V) 2893954 io Perte de dureté par un 6,5 HRC 4,4 HRC 2,8 HRC 1,7 HRC maintien de 80 heures à 560 C (dureté initiale de 47 HRC) Tableau 2 û Coulée expérimentale Référence 10 : Effet de la température d'austénisation sur la microstructure (distribution des éléments C et V) et les propriétés mécaniques. 5 Dans un contexte où les carbures de vanadium se dissolvent très progressivement, l'augmentation de la température d'austénisation provoque, dans ce cas, à la fois une amélioration de la résistance à l'adoucissement à chaud et une perte de ténacité. to II apparaît que la définition d'un matériau optimal pour les applications envisagées doit associer impérativement la composition et les conditions d'austénisation. La simulation thermodynamique, par la description des équilibres de phase avec le code de calcul THERMOCALC couramment utilisé par les métallurgistes, apporte des éléments d'information concrets sur le taux de 15 carbures non dissous pour chacun des types VC, M2306 et, éventuellement, M6C, Fe3C, M2C... La figure 1 a été réalisée à l'aide d'une telle simulation. Elle montre l'évolution de la fraction de carbures non dissous selon la température d'austénisation pour cinq compositions de référence (fig. 1 a) à 1 e)) et une composition selon l'invention (fig. 1f)). 20 La compétition entre les éléments Mo et V pour fixer le carbone selon leurs types de carbures préférentiels est bien établie. Le nickel éventuellement ajouté n'a qu'un effet de deuxième ordre sur ces mécanismes. Les observations microstructurales expérimentales sur l'état brut de trempe confirment les tendances prédites par la simulation. Les températures 25 d'austénisation sont optimisées selon les principes suivants : - à une température convenable, les carbures de types M6C et M23C6, peu efficaces pour le contrôle de taille de grain, doivent être dissous pour que les éléments métalliques M et le carbone libérés apportent un maximum de potentiel de trempabilité à la matrice. - un pourcentage minimal de l'ordre de 0,20% de fraction molaire en carbures de vanadium non dissous selon l'estimation thermodynamique est nécessaire pour garantir l'homogénéité et la finesse du grain ; la temperature d'austénisation doit rester inférieure au seuil correspondant. - la température de consigne doit prendre en compte une tolérance de plus ou moins 10 à 15 degrés par rapport à cette référence, correspondant à la dispersion habituelle de température dans la charge des fournées industrielles. Io Les températures d'austénisation des diverses compositions ainsi définies sont récapitulées dans le tableau 3 Cou- 1, 3 4 5 6, 8, 10 11 12 13 14 15 lée 2 7 9 Tem- 990 1005 1005 1020 1025 1030 1030 1030 1000 1000 1005 1025 Péra- ture ( C) Cou- 16 17 18 19 20 ' 21, 1 23 ! 24 ; 25 26 1 27 lée 22 Tem- 1025 1000'1010 10101030 1030 1030 1030 1030 1030 1030 péra- ' ture Tableau 3 : Définition des températures idéales d'austénisation pour 15 les diverses coulées expérimentées. Définition des compositions optimisées et mesure des propriétés-clés : Comme on l'a dit, un enjeu essentiel de l'invention consiste à définir un équilibrage entre : - d'une part, les éléments Molybdène, Vanadium et optionnellement Tungstène, favorables au durcissement et à la résistance à l'adoucissement en service mais fragilisants, - d'autre part, le Nickel, favorable à la ténacité mais néfaste à la dureté 5 à chaud. Sachant que les aciers du domaine de l'invention doivent présenter une dureté à chaud suffisante pour éviter les enfoncements et résister à la fatigue, et qu'en première approximation, ils montrent la même relation entre dureté à 20 C et dureté à chaud, ils ont été comparés dans des états thermiques lo trempés et revenus leur conférant la même dureté à 20 C. Les niveaux présélectionnés sont 47, 45, 42 HRC. Selon une démarche originale et innovante, les mesures ont été réalisées systématiquement et en parallèle à la fois sur des barreaux-éprouvettes de laboratoire susceptibles d'être trempés à une vitesse élevée, et sur des is éprouvettes trempées dans un dispositif expérimental reconstituant une vitesse de trempe représentative du traitement de pièces industrielles et choisie comme égale à 22 C par minute en moyenne dans l'intervalle 900/400 C. Ces mesures incluent : - la description de l'évolution de la dureté selon la température de 20 revenu pour un double revenu de 2 heures afin de définir les revenus à appliquer pour atteindre les duretés visées ; - la résistance à l'adoucissement mesurée par la perte de dureté provoquée par un maintien de 80 heures à 560 C sur un état initial de dureté 47 HRC ; 25 - la ténacité mesurée par l'énergie de flexion par choc sur des éprouvettes Charpy V, rompues à des températures échelonnées entre +20 et 200 C. Point de ré-austénisation Act : En service, ce point ne doit pas être dépassé car les modifications 30 structurales du matériau de la pièce qui en résulteraient provoqueraient une altération notable des propriétés mécaniques.

Selon le tableau 4 qui regroupe les résultats les plus représentatifs obtenus sur divers échantillons, il se confirme que les éléments Mo et V n'ont pas d'influence nette ; en revanche le point Act s'abaisse d'autant plus que la teneur en Nickel est élevée. En conséquence, les compositions à haut Nickel doivent être évitées pour les applications où la température de surface en service est très élevée (cas de certains outils de forge), mais elles restent compatibles avec de multiples applications, comme les moules de fonderie d'alliages légers qui sont soumis à des températures de surface plus modérées. Coulée Nickel Molybdène Vanadium Point Act (%) (%) (%) ( C) 1 0.06 1.21 0.47 825 7 0.08 2.29 0.57 820 8 0.15 1.62 0.64 805 12 1.42 1.21 0.46 770 13 2.93 1.23 0. 47 680 20 0.59 2.14 0.77 800 22 (inv.) 1.63 1.82 0.71 755 23 (inv.) 1.05 ' 1.78 0.70 785 26 (inv.) 2.19 2.28 0.70 710 Tableau 4 û Evolution du point de ré-austénisation Act selon la composition.

Résistance au revenu et à l'adoucissement en service : 1s Le tableau 5 illustre l'effet des éléments d'alliage sur la résistance à l'abaissement de dureté lors de maintiens à haute température. Les duretés de 47 et 42 HRC sont obtenues après deux revenus de chacun deux heures, le premier à 550 C, le second à la température caractéristique figurant dans le tableau. 20 La perte de dureté est mesurée sur un état initial de 47 HRC.10

14 Le tableau 5A présente les résultats obtenus sur un échantillon de référence 1 et sur deux échantillons 12, 13 présentant une teneur en nickel plus élevée que la sienne. Le tableau 5B présente les résultats obtenus sur l'échantillon 1 et sur des échantillons 3, 5, 6, 8 présentant des teneurs en Mo et, éventuellement, V, plus élevées que les siennes. Le tableau 5C présente les résultats obtenus sur des échantillons 8 et 22 d'une part, 6 et 26 d'autre part, qui présentent des teneurs en N, Mo et V plus élevées que l'échantillon 1. Trempe rapide Trempe industrielle Cou- % % % V Revenu Revenu Perte Revenu Revenu Perte lée Ni Mo pour 47 pour 42 de pour 47 pour 42 de HRC HRC dureté HRC HRC dureté en 1 en 80h à 80h à 560 C 1 560 C C C AHRC C C AHRC 5 - A : Effet d'une addition de Nickel sur la composition de référence 1 0.06 1.21 0.47 603 625 7.0 605 619 8.0 12 1.42 1.21 0.46 593 618 7.5 597 623 8.0 13 2.93 1.23 0.47 588 611 8.5 592 613 9.0 5 - B : Effet d'additions de Molybdène et Vanadium sur la composition de référence 1 0.06 1.21 0.47 603 625 7.0 605 619 8.0 3 0.16 1.74 0.49 605 630 5.0 608 624 6.0 5 0.17 2.74 0.48 622 648 5.0 620 637 6. 5 6 0.11 2.24 0.54 617 640 5.0 617 638 6.0 8 0.15 1.62 0.64 610 638 4.5 612 631 6.5

ù C : Effet d'additions combinées de Nickel, Molybdène et Vanadium, échantillons hors invention (coulées 6,8) et échantillons selon l'invention (coulées 22, 26) 6 0.11 2.24 0.54 617 640 5.0 617 638 6.0 8 0.15 1.62 0.64 610 638 4.5 612 631 6.5 22 1.63 1.82 0.71 608 632 6.0 609 632 6.5 (inv.) 26 2.19 2.28 0.70 612 635 5.5 615 635 5.5 (inv.)

Tableau 5 ù Effet des éléments d'alliages sur la visée de température de revenu et sur l'adoucissement en maintien prolongé

s Le tableau 5-A met en évidence l'effet néfaste d'une simple addition de nickel qui abaisse trop nettement la température de revenu pour une visée de dureté et augmente la perte de dureté en maintien prolongé à chaud. Un abaissement de la température de revenu est dommageable en ce que l'acier doit offrir la plus haute température de service possible, située au moins entre 600 et 630 C, sous peine de l'adoucir de façon excessive. Comme les températures de surface des pièces sont souvent proches de 520-560 C en injection d'aluminium et encore plus élevées en forge, ce critère va être important à considérer pour déterminer si une composition donnée est apte ou non à être utilisée pour une application donnée.

Le tableau 5-B montre l'effet bénéfique des simples additions de Molybdène et Vanadium pour augmenter la résistance au revenu et à l'adoucissement en service. En revanche, l'abaissement de la vitesse de trempe entre les conditions de laboratoire et les conditions industrielles est néfaste pour ces caractéristiques, ce qui est dû à une trempabilité insuffisante du matériau.

La comparaison des couples de composition (8, 22) et (6, 26) au tableau 5-C illustre qu'en conditions de laboratoire, les coulées au nickel offrent une moindre résistance à l'abaissement de la dureté que les coulées à faible teneur en nickel correspondantes, mais qu'avec une trempe industrielle, leurs propriétés deviennent très proches. En résumé, dans les conditions d'un traitement thermique industriel, l'addition combinée et équilibrée de Nickel, Molybdène et Vanadium confère des propriétés de résistance au revenu et à l'adoucissement par maintien prolongé équivalentes à celle des nuances sans nickel. Ces résultats favorables s'expliquent par le gain significatif de trempabilité illustré selon la figure 2 en annexe qui compare les diagrammes en lo refroidissement continu TRC de la composition de référence 1 (fig.2a) ayant subi une austénisation à 990 C pendant 30 minutes et de la composition 22 selon l'invention (fig.2b) ayant subi une austénisation à 1030 C pendant 30 minutes. La composition selon l'invention présente des zones perlitique et bainitique nettement décalées vers les basses vitesses de refroidissement par 15 rapport à la composition de référence. En conséquence, sachant que les trempes industrielles usuelles (dont les chemins sont portés en gras sur les fig.2a et 2b) permettent d'atteindre, sur les outillages à traiter, une température de 400 C en 1000 à 5000 secondes selon les tailles de pièces et la situation dans la pièce, la composition selon l'invention permet une transformation martensitique exclusive. 20 Au contraire, la composition de référence impose la formation d'une proportion significative de bainite, ce qui est peu favorable à l'obtention des propriétés visées. Ténacité : L'effet défavorable de la diminution de la vitesse de trempe entre les 25 conditions du laboratoire et les conditions industrielles se manifeste de façon encore plus accentuée sur l'énergie de rupture d'éprouvettes de flexion par choc Charpy V. Le tableau 6 illustre les tendances représentatives sur une sélection de résultats ; l'addition combinée de Ni, Mo, V pratiquée sur la coulée 21 selon 30 l'invention est favorable à la fois pour obtenir les valeurs de résilience les plus élevées après traitement dans les conditions industrielles et l'abattement le plus faible provoqué par le ralentissement de la vitesse de trempe.

Coulée Ni Mo V Energie de rupture d'éprouvettes Charpy V % % % (Joules) Dureté 45 HRC Dureté 47 HRC à 20 C à 100 C à 20 C à 100 C R L R L R L R L 1 0.06 1.21 0.47 141.0 26.5 59.0 33.5 31.0 20.5 53.5 29.0 0.17 2.74 0.48 19.0 12.0 35.0 17.5 18.0 11.0 27.0 13.0 6 0.11 2.24 0.54 24.0 16.0 50.0 28.0 21.0 15.0 37.0 20.0 8 0.15 1.62 0.64 31.0 20.0 49.5 26.0 26.0 17.0 42.0 22.0 20 0.59 2.14 0.77 125.5 17.5 50.5 30.5 23.0 16.0 38.5 19.5 21 1.64 1.76 0.67 40.5 31.0 65.5 54.0 31.5 24.5 54.5 40.0 (inv.) Tableau 6 -Enerqie de rupture par choc en périphérie sur éprouvettes Charpy V mesurée pour quelques coulées représentatives avec : 5 R : vitesse de trempe rapide (trempe huile du barreau) L : vitesse lente (vitesse industrielle reconstituée en laboratoire). La figure 3 en annexe compare, pour l'ensemble des coulées les valeurs obtenues avec une trempe selon la vitesse industrielle et celles issues d'une trempe rapide pour une même composition du métal, les couples de lots d'éprouvettes subissant ensuite des revenus pour viser des duretés de 42, 45 et 47 HRC et les éprouvettes étant rompues à 20 C et 100 C. Chaque point est représentatif d'une dureté et d'une température de rupture de l'éprouvette. Les résultats démontrent que la perte de dureté due à l'abaissement de la vitesse de trempe est très généralement plus limitée pour les compositions selon l'invention.

Les tendances exprimées par les essais en laboratoire sont confirmées par des essais sur blocs-outillages traités selon les conditions suivantes : Blocs de dimension 570 x 450 x 228 mm Positionnement identique dans le four Trempe dans le même four industriel sous pression de gaz de 5 bars, avec le même débit de gaz Double revenu avec ajustement individuel des températures pour obtention du niveau de dureté de 46 +1- 0.5 HRC. -Prélèvement d'éprouvettes de flexion par choc Charpy V selon le sens travers : au centre de la grande face près de la peau et au coeur du bloc. Les valeurs moyennes des énergies de flexion par choc regroupées dans le tableau 7 confirment que l'acier 22 selon l'invention présente des topropriétés supérieures, en particulier en position coeur de bloc, position représentative d'encore plus fortes tailles de pièces. Coulée Ni Mo V Energie de Energie de 0/0 % % Rupture en Rupture à périphérie coeur KV KV (Joules) (Joules) 2 0.11 1.27 0.49 32 16 5 0.17 2.74 0.48 18 14 7 0.08 2.29 0.57 23 20 9 0.25 1.59 0.66 24 19 22 (inv.) 1.63 1.82 0.71 28 26 15 Tableau 7 û Résultats d'Essais de flexion par choc sur des blocs-outils traités dans des conditions industrielles

Tous ces résultats d'essais mécaniques illustrent les effets néfastes de l'abaissement de la vitesse de trempe, notamment : 20 - l'abaissement de l'énergie de flexion par choc à dureté égale l'augmentation de la perte de dureté par un maintien prolongé à 560 C Néanmoins, l'amplitude de ces altérations n'est pas identique pour toutes les compositions, et il se vérifie que l'addition simultanée et équilibrée des éléments d'alliage selon les règles précisées ci-après la réduit significativement.

Effets des éléments d'alliages : Les effets des divers éléments d'alliages et leurs interactions ont pu être évalués par l'étude expérimentale comparative des propriétés des coulées expérimentales et être interprétés par la simulation thermodynamique. Moyennant le respect des principes énoncés ci-dessus concernant les conditions Io de trempe, les tendances suivantes ont été confirmées Le Carbone favorise la trempabilité, augmente la température idéale d'austénisation et détermine la dureté maximale obtenue après revenu vers 550 C. Mais il a un effet néfaste sur la ténacité. Associé à des teneurs élevées en Molybdène ou Vanadium, il peut conduire à la formation de carbures 15 eutectiques néfastes à la microstructure et à la ténacité. Son niveau doit être dans l'intervalle situé entre une valeur d'au moins 0,30%, nécessaire à l'obtention d'une dureté suffisante et de 0,39% au plus, afin d'éviter une fragilité irrémédiable. La gamme optimale est de 0,33-0,38%. Le chrome présente un effet favorable pour la trempabilité. Il participe 20 au durcissement par revenu. Cependant les carbures qu'il génère évoluent rapidement vers des formes plus stables et se révèlent peu efficaces pour la résistance à l'abaissement de dureté à température élevée. La teneur en cet élément doit rester limitée entre un minimum de 0,4% nécessaire à la trempabilité et un maximum de 6,0% au-delà duquel son action inhibe partiellement celle du 25 Vanadium et du Molybdène. Le Molybdène améliore la trempabilité. Il s'associe au Chrome dans les mêmes carbures à base Chrome, ce qui contribue à augmenter leur nombre. A de fortes teneurs, il forme des espèces spécifiques M2C, M6C. Vis-à-vis des propriétés macroscopiques, il augmente la dureté et la résistance au revenu et 30 diminue la ténacité. Sa teneur est comprise entre 1,50 et 2,60%. On doit aussi tenir compte de la possible présence de tungstène comme il sera dit plus loin. De préférence, on a Mo compris entre 1,60 et 2,00 % avec Mo + 0,65W compris entre 1,60 et 2,20%. Le Vanadium forme des carbures spécifiques de type VC qui, dans le domaine couvert par les coulées expérimentales, sont prédominants parmi les précipités non dissous à la température d'austénisation et assurent ainsi le non-grossissement du grain. Au cours du revenu pratiqué après trempe, de nouvelles générations de carbures micro et nanométriques précipitent et, par leur interaction avec les défauts cristallins de la martensite, participent activement au durcissement secondaire et à la résistance à l'adoucissement en service sous l'effet de la température et des efforts cycliques. Un excès de ces carbures formés au revenu provoque, en revanche, une fragilisation marquée. Dans le cadre des compositions étudiées, et en respectant les principes édictés pour le choix de la température d'austénisation, la teneur en vanadium doit être impérativement comprise entre 0,55% et 0,75%.

Le Nickel a un effet négatif sur la dureté à l'état traité ; il diminue la température de revenu à appliquer pour obtenir une dureté visée, et la résistance à l'adoucissement lors de maintiens aux températures de service. Par ailleurs une teneur excessive de l'ordre de 3% abaisse de manière trop marquée le point de ré-austénisation dans le domaine des températures d'emploi, ce qui doit être impérativement évité. En revanche, le Nickel augmente la trempabilité, en particulier pour des teneurs de 1 à 3% et améliore significativement la ténacité. On considère que dans le cadre de l'invention, la teneur en Ni est comprise entre 0,80 et 2,80%. Le tungstène peut constituer un élément d'addition optionnel, dans la limite de 1,45% maximum et dans des conditions telles que Mo + 0,65W est compris entre 1,50 et 3,20 % avec Mo compris entre 1,50 et 2,60%, de préférence entre 1,60 et 2,20% avec Mo compris entre 1,60 et 2,00%. En effet, le tungstène complète l'action du Molybdène avec un rapport d'équivalence de 1% pour 0,65% de Mo. Cet ajout de tungstène provoque des effets négatifs limités sur la ténacité et la trempabilité, et positifs sur la résistance à l'adoucissement à chaud, en particulier pour des températures d'essai supérieures à 560 C, par exemple 600 C.

Le Cobalt peut être ajouté jusqu'à une limite supérieure de 2,75%. Il présente un effet favorable pour la résistance à l'adoucissement, en particulier pour des températures de séjour de l'ordre de 600 C, mais son action est néfaste pour la trempabilité. Compte tenu du prix élevé de cet élément d'addition, son usage ne parait pas devoir être particulièrement recommandé. Par ailleurs, l'obtention d'un compromis idéal de propriétés d'emploi exige que les additions simultanées de Molybdène, Vanadium, Nickel, et éventuellement Tungstène soient équilibrées et respectent les relations suivantes : K compris entre ù 0,65 et +0,65, de préférence entre -0,35 et +0,35, optimalement aussi proche de zéro que possible, avec : K=K2ùK1 K2 = 0.75 x ( %Ni ù 0.60) K1 = 1.43 x ( %V ù 0.40) + 0.63 x [ %Mo + (0.65 x %W)ù1.20] 1s On a vu que le tableau 1 regroupe les valeurs des coefficients K1, K2, K pour l'ensemble des coulées. Les meilleurs résultats sont obtenus lorsqu'on a simultanément les conditions suivantes : 0,335% C < 0,375% ; 20 1,50%<Ni2,10%; 1,60% Mo + 0,65W 2,00%, avec Mo 1,60 % ; 0,62% V S 0,75%. Par ailleurs, d'autres éléments que l'on va citer doivent ou peuvent être présents dans des limites précises. 25 Le Silicium, par son effet néfaste sur la ténacité, doit être maintenu à un niveau bas compatible avec des conditions d'élaboration industrielle économiques ; une limite de 0,50% et préférentiellement de 0,40% ne doit pas être dépassée. Le Manganèse, favorable à la trempabilité, mais néfaste pour la 30 ténacité, ne doit pas être présent à une teneur supérieure à 0,80%, mieux 0,60%. Les éléments Soufre, Phosphore, Arsenic, Etain, Antimoine, Titane Zirconium, Niobium, Azote défavorables à la ténacité et susceptibles d'induire une fragilisation en service doivent être limités aux teneurs les plus basses compatibles avec les contraintes industrielles et économiques. Les teneurs maximales admissibles sont : pour S : 0,0040%, mieux 0,0010% pour P : 0,0200%, mieux 0,0080% - pour Ti : 0,05%, mieux 0,01% pour Zr : 0,05%, mieux 0,02% - pour Nb : 0,08%, mieux 0,01% - pour N : 0,0400%, mieux 0,0100% io De plus, les teneurs en P, As, Sb, Sn doivent respecter la relation suivante : P + As + 5 Sb + 4 Sn 0,21%, mieux 0,10%. La teneur en Aluminium doit être comprise entre des traces et 0,080%, mieux entre des traces et 0,030%. Sa fonction est de désoxyder l'acier, en limitant ainsi la quantité d'inclusions d'oxydes susceptibles, notamment, de dégrader la résistance à la fatigue de l'acier. Dans cette perspective et simultanément, la teneur en Oxygène ne doit pas dépasser 30 ppm, mieux 15 ppm. Une teneur élevée en Al diminue la teneur en O dissous dans l'acier liquide, mais elle rend aussi l'acier liquide plus sensible aux réoxydations atmosphériques pendant la coulée et augmente donc le risque de former des inclusions oxydées néfastes. De manière générale, les aciers selon l'invention peuvent relever de deux niveaux de qualité. Un niveau de qualité standard est atteint lorsque la composition ne se situe pas impérativement dans les fourchettes optimales que l'on a définies plus haut pour tous les éléments. L'amélioration par rapport à l'art antérieur réside alors avant tout dans les propriétés de trempabilité. Celles-ci autorisent la fabrication de produits de forte taille avec une dureté élevée et homogène dans la totalité de la section des produits.

Un niveau de qualité supérieur est atteint lorsque tous les éléments se situent dans les gammes de teneurs optimales définies plus haut. Dans ces conditions, en plus de la trempabilité améliorée, on obtient une ténacité élevée qui procure, en conjonction avec la dureté élevée, une grande résistance à la fatigue thermique et à la rupture brutale. Pour obtenir de tels résultats, il faut avoir recours à une élaboration incluant, après l'affinage primaire au four électrique et en poche, une refusion d'électrode consommable par les procédés de refusion à l'arc sous vide (VAR) ou de refusion sous laitier électroconducteur (ESR), rendant notamment accessibles les très basses teneurs en O visées. Egalement, comme il est habituel sur ces types d'acier, il faut prévoir sur l'acier coulé un processus thermomécanique de corroyage et de recuit conférant à l'acier une structure compacte, coalescée, fine to et homogène, en conjonction avec des conditions de solidification générant des dendrites petites et peu ségrégées. Parmi les pièces que l'on peut fabriquer à partir de l'acier selon l'invention élaboré comme on l'a décrit figurent notamment les pièces pour outillage de mise en forme à chaud en général, et notamment, 15 - les moules ou matrices pour fonderie sous pression d'alliage légers ou d'alliages cuivreux ; - les matrices de forge ; - les outils de perçage et le laminage des tubes d'acier ; - les outils de formage du verre et des matières plastiques.

20 L'invention trouve une application privilégiée dans la fabrication de telles pièces dont l'épaisseur est de 200 mm et davantage.

Claims (28)

REVENDICATIONS

1. Acier pour outillage à chaud, de composition en pourcentages pondéraux : - 0,30% C 0,39% - 4,00% Cr <_ 6,00% - traces Si 0,50% - traces Mn _< 0,80% - traces < W <_ 1,45% - traces Co 2,75% to - 0,80% S Ni 2,80% - 1,50% < Mo 2,60% avec 1,50% < Mo + 0,65W <_ 3,20% -0,55%VS0,80% - avec -0,65 s K <_ 0,65 oùK=K2ùK1 ls et K2 = 0,75 x (Ni ù 0,60) K1 = 1,43 x (V ù 0,40) + 0,63 x [(Mo + 0,65W) ù 1,20] - traces <_ Al 0,080% - traces S 0,0040% - traces _< P 0,0200% 20 - traces _< Ti 0,05% - traces s Zr 0,05% - traces Nb 0,08% - traces s N <_ 0,040% -10P+As+5Sb+4Sn0,21% 25 - traces s O 30ppm le reste étant du fer et des impuretés inévitables.

2. Acier selon la revendication 1, caractérisé en ce que 0,33% s C 0,38%.

3. Acier selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que traces 3o Si 0,40%.

4. Acier selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que traces <_ Mn <_ 0,60%.

5. Acier selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que 1,60%Mo _<2,00% et 1,60 % s Mo + 0,65 W 2,20%.

6. Acier selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que traces Al 0,030%.

7. Acier selon l'une des revendications 1 à 6, caractérisé en ce que traces S 0,0010%.

8. Acier selon l'une des revendications 1 à 7, caractérisé en ce que io traces <_ P s 0,0080%.

9. Acier selon l'une des revendications 1 à 8, caractérisé en ce que traces < Ti 0,01 /o.

10. Acier selon l'une des revendications 1 à 9, caractérisé en ce que traces Zr <_ 0,02%. 15

11. Acier selon l'une des revendications 1 à 10, caractérisé en ce que traces Nb 0,01 /o.

12. Acier selon l'une des revendications 1 à 11, caractérisé en ce que traces N 0,01%.

13. Acier selon l'une des revendications 1 à 12, caractérisé en ce que 20 10P+As+5Sb+4Sn0,10%.

14. Acier selon l'une des revendications 1 à 13, caractérisé en ce que traces s O 5 15ppm.

15. Acier selon l'une des revendications 1 à 14, caractérisé en ce que -0,35<_K50,35. 25

16. Acier selon l'une des revendications 1 à 15, caractérisé en ce que -0,335% C 0,375% - 1,50% ≤. Ni 2,10% - 1,60% Mo + 0,65 W S 2, 20% avec 1,60% ≤ Mo 2,00% - 0,62% <_ V S 0,75%. 30

17. Acier selon l'une des revendications 1 à 16, caractérisé en ce que :0,335% C 0,375%, 4,00% Cr <_ 6,00%, traces < Si 0,40%, traces <_ Mn 0,60%, traces 5 W <_ 1,45%, traces <_ Co 2,75%, 1,50% Ni 2,10%, 1,60% Mo + 0,65 W 2,20% avec 1,60% <_ Mo <_ 2,00%, 0,62% < V 0,75%, avec -0,35 K 0,35, traces Al ≤ 0,030%, traces S 0,0010%, traces P 0,0080%, traces Ti 0,011%, traces Zr 0,02%, traces Nb 0,01%, traces N <_ 0,01%, traces O 15ppm.

18. Procédé de fabrication d'une pièce en acier, caractérisé en ce qu'on prépare ladite pièce en un acier selon l'une des revendications 1 à 17 et en ce qu'on lui fait subir une austénisation dans l'intervalle de température 1000- 1050 C, suivie d'une trempe.

19. Procédé selon la revendication 18, caractérisé en ce que l'austénisation a lieu dans l'intervalle 1015-1040 C.

20. Procédé selon la revendication 18 ou 19, caractérisé en ce qu'après la trempe, on fait subir à la pièce au moins deux revenus dans l'intervalle de température 550-650 C, conférant à ladite pièce une dureté de 42 à 52HRC.

21. Pièce en acier obtenue par le procédé selon l'une des revendications 18 à 20, caractérisée en ce qu'il s'agit d'une pièce pour outillage de mise en forme à chaud.

22. Pièce selon la revendication 21, caractérisée en ce que ladite pièce a une épaisseur supérieure ou égale à 200mm.

23. Pièce selon la revendication 21 ou 22, caractérisée en ce qu'il s'agit d'un moule ou d'une matrice pour la fonderie sous pression d'alliages légers ou cuivreux.

24. Pièce selon la revendication 21 ou 22, caractérisée en ce qu'il s'agit d'un outil de forge.

25. Pièce selon la revendication 21 ou 22, caractérisée en ce qu'il s'agit d'une matrice de forge.

26. Pièce selon la revendication 21 ou 22, caractérisée en ce qu'il 30 s'agit d'un outil de perçage ou de laminage de tubes d'acier.

27. Pièce selon la revendication 21 ou 22, caractérisée en ce qu'il s'agit d'un outil de formage du verre.

28. Pièce selon la revendication 21 ou 22, caractérisée en ce qu'il s'agit d'un outil de formage des matières plastiques.