FR3097878A1 - Acier inoxydable ferritique de décolletage et procédé de production de matériau en acier - Google Patents

Acier inoxydable ferritique de décolletage et procédé de production de matériau en acier Download PDF

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Abstract

La présente invention concerne un acier inoxydable ferritique de décolletage ayant une composition de composants contenant, en pourcentage en masse, C : 0,015% ou moins, Si : 0,02 à 0,60%, Mn : 0,1 à 2,0%, P : plus de 0,050% et 0,300% ou moins, Cu : 1,5% ou moins, Ni : 1,5% ou moins, Cr : 10,0 à 25,0%, Mo : 2,0% ou moins, Al : 0,30 à 2,00%, O : 0,0400% ou moins, N : 0,035% ou moins, S : 0,10 à 0,45%, et contenant en outre deux ou plus de deux éléments choisis parmi Pb : 0,03 à 0,40%, Bi : 0,03 à 0,40% et Te : 0,01 à 0,10%, le reste étant Fe et des impuretés inévitables ; et satisfaisant aux relations suivantes 900([C] + [N]) + 170[Si] + 450[P] + 12[Cr] + 30[Mo] +10[Al] ≤ 340 et ([Cr] + [Mo] + 1,5 [Si] +4 [Al]) / ([Ni] + 0,5[Mn] + 30[C] + 30[N]) ≥ 7 où [M] représente la valeur en pourcentage en masse de l'élément M. Figure pour l’abrégé : néant

Description

Acier inoxydable ferritique de décolletage et procédé de production de matériau en acier
La présente invention concerne un acier inoxydable ferritique de décolletage ayant une excellente usinabilité et un procédé pour produire le matériau en acier, et concerne particulièrement un acier inoxydable ferritique de décolletage approprié pour des produits qui sont fournis après un découpage à froid ainsi qu'un procédé pour produire le matériau en acier.
ART ANTERIEUR
L'acier inoxydable ferritique de décolletage représenté par SUS430F présente une composition de composants contenant ce qu'on appelle un « élément de décolletage » tel que S (soufre), ajouté afin d'améliorer l'usinabilité. En outre, afin d'améliorer davantage l'usinabilité, il a été suggéré d'ajouter de manière appropriée des éléments constitutifs tels que Se (sélénium), Pb (plomb), Bi (bismuth), et Te (tellure) en combinaison.
Dans les présentes, dans le cas d'un perçage de petit diamètre avec un diamètre de pore de 2 mm ou moins, en particulier si l'on envisage d'effectuer un perçage de petit diamètre pour une profondeur de pore de deux fois ou plus de deux fois le diamètre du pore, les exigences en matière de durée de vie de l'outil, de rugosité de la surface percée, et de capacité d'écrasement des copeaux sont accrues. Par conséquent, on peut considérer un acier de décolletage avec une quantité accrue de l’élément de décolletage tel que décrit ci-dessus. Toutefois, d'autre part, on a remarqué les problèmes suivants : l'ajout d'un tel élément de décolletage réduit la capacité de façonnage à chaud dans une étape d'alimentation en matières premières et l'étape d'alimentation en matières premières a une productivité insuffisante.
Par exemple, la littérature de brevet 1 divulgue un acier de décolletage dans lequel la teneur en Al (aluminium) qui est un élément de stabilisation de ferrite est augmentée afin d'améliorer la stabilité de phase de la ferrite, en tant qu'acier inoxydable ferritique de décolletage ayant une excellente usinabilité par une perceuse de petit diamètre et une excellente capacité de façonnage à chaud dans l'étape d'alimentation en matières premières. En particulier, l'acier de décolletage de la littérature de brevet 1 est un alliage ayant une composition d'alliage contenant, en pourcentage en masse, C : 0,015% ou moins, Si : 0,02 à 0,60%, Mn : 0,2 à 2,0%, P : 0,050% ou moins, Cu : 1,5% ou moins, Ni : 1,5% ou moins, Cr : 10,0 à 25,0%, Mo : 2,0% ou moins, Al : 0,30 à 2,50%, O : 0,0030 à 0,0400%, N : 0,035% ou moins, et S : 0,10 à 0,45%, et contenant en outre deux ou plus de deux éléments choisis parmi Pb : 0,03 à 0,40%, Bi : 0,03 à 0,40% et Te : 0,01 à 0,10%, la composition d'alliage satisfaisant à la relation
900([C] + [N]) + 170[Si] + 12[Cr] + 30[Mo] + 10[Al] ≤ 300 où [M] représente la valeur en pourcentage en masse de l'élément M ; et ayant un rapport de surface en section transversale de ferrite de 95 % ou plus. Dans ce cas, la littérature de brevet 1 décrit que la formule de l'élément M est une formule indiquant la force de la matrice dans le cas d'éléments en solution solide, qui indique que l'alliage de la littérature de brevet 1 essaye d'acquérir à la fois une usinabilité et une capacité de façonnage à chaud en abaissant la force de la matrice tout en maintenant la phase unique de ferrite.
Littérature de brevet 1: JP-A-2017-110285
RÉSUMÉ
Dans le cas de la réalisation d'un usinage de précision pour une pointe de stylo-bille ou similaire en utilisant un acier inoxydable ferritique de décolletage, on veut que le perçage de petit diamètre soit effectué après un découpage à froid et que l'ouverture soit utilisée. Dans ce cas, avec un alliage ayant une force de matrice réduite comme décrit dans la littérature de brevet 1, une couche traitée par usinage peut rester dans la portion découpée par le découpage à froid, et une précision d'usinage suffisante peut ne pas être obtenue dans certains cas au cours du perçage de petit diamètre subséquent.
La présente invention a été créée au vu de telles circonstances, et un objet de l'invention consiste à fournir un acier inoxydable ferritique de décolletage ayant une excellente usinabilité par une perceuse de petit diamètre et une excellente capacité de façonnage à chaud, et approprié pour des produits qui sont fournis après découpage à froid, ainsi qu'un procédé pour produire le matériau en acier.
Un acier inoxydable ferritique de décolletage selon la présente invention présente une composition de composant contenant, en pourcentage en masse, C : 0,015% ou moins, Si : 0,02 à 0,60%, Mn : 0,1 à 2,0%, P : plus de 0,050% et 0,300% ou moins, Cu : 1,5% ou moins, Ni : 1,5% ou moins, Cr : 10,0 à 25,0%, Mo : 2,0% ou moins, Al : 0,30 à 2,00%, O : 0,0400% ou moins, N : 0,035% ou moins, S : 0,10 à 0,45%, et contenant en outre deux ou plus de deux éléments choisis parmi Pb : 0,03 à 0,40%, Bi : 0,03 à 0,40% et Te : 0,01 à 0,10%, le reste étant Fe et des impuretés inévitables ; et satisfaisant aux relations
900([C] + [N]) + 170[Si] + 450[P] + 12[Cr] + 30[Mo] +10[Al] ≤ 340 et
([Cr] + [Mo] + 1,5 [Si] +4 [Al]) / ([Ni] + 0,5[Mn] + 30[C] + 30[N]) ≥ 7
où [M] représente la valeur en pourcentage en masse de l'élément M.
Selon la présente invention, l'acier inoxydable ferritique de décolletage présente une excellente usinabilité par une perceuse de petit diamètre et une excellente capacité de façonnage à chaud dans une étape d'alimentation en matières premières, et en même temps, est approprié pour des produits qui sont fournis après découpage à froid.
Dans le cas de l'acier inoxydable ferritique de décolletage susmentionné, la composition de composants peut contenir en outre un ou deux ou plus de deux éléments choisis parmi B : 0,0001 à 0,0080%, Mg : 0,0005 à 0,0100% et Ca : 0,0005 à 0,0100%. Un tel acier inoxydable ferritique de décolletage est encore plus excellent en termes de façonnage à chaud et permet une productivité plus élevée.
En outre, un procédé de production d'un matériau en acier inoxydable ferritique de décolletage selon la présente invention comporte les étapes suivantes : le forgeage d'un alliage de ferrite à phase unique ayant une composition de composants contenant, en pourcentage en masse, C : 0,015% ou moins, Si : 0,02 à 0,60%, Mn : 0,1 à 2,0%, P : plus de 0,050% et 0,300% ou moins, Cu : 1,5% ou moins, Ni : 1,5% ou moins, Cr : 10,0 à 25,0%, Mo : 2,0% ou moins, Al : 0,30 à 2,00%, O : 0,0400% ou moins, N : 0,035% ou moins, S : 0,10 à 0,45%, et contenant en outre deux ou plus de deux éléments choisis parmi Pb : 0,03 à 0,40%, Bi : 0,03 à 0,40% et Te : 0,01 à 0,10%, le reste étant Fe et des impuretés inévitables ; et satisfaisant aux relations
900([C] + [N]) + 170[Si] + 450[P] + 12[Cr] + 30[Mo] +10[Al] ≤ 340 et
([Cr] + [Mo] + 1,5 [Si] +4 [Al]) / ([Ni] + 0,5[Mn] + 30[C] + 30[N]) ≥ 7
où [M] représente la valeur en pourcentage en masse de l'élément M, pour obtenir un lingot d'acier ayant une réduction de surface de 50 % ou plus de 900°C à 1200°C ; et le traitement thermique de recuit du lingot d'acier.
Selon la présente invention, un matériau en acier inoxydable ferritique de décolletage qui présente une excellente usinabilité par une perceuse de petit diamètre et une excellente capacité de façonnage à chaud dans une étape d'alimentation en matières premières et qui est approprié pour des produits qui sont fournis après découpage à froid peut être produit.
Dans le procédé susmentionné, la composition de composants peut en outre contenir un ou deux ou plus de deux éléments choisis parmi B : 0,0001 à 0,0080%, Mg : 0,0005 à 0,0100% et Ca : 0,0005 à 0,0100%. Un tel procédé peut fournir un acier inoxydable ferritique de décolletage qui est encore plus excellent en termes de façonnage à chaud et qui présente une productivité plus élevée.
Dans le procédé susmentionné, le matériau en acier inoxydable ferritique de décolletage peut présenter une dureté de 190 HV ou moins après le traitement thermique de recuit. Un tel procédé peut fournir un acier inoxydable ferritique de décolletage qui est encore plus excellent en termes d'usinabilité par une perceuse de petit diamètre.
est un organigramme illustrant un exemple d'un procédé de production d'un acier inoxydable ferritique de décolletage.
MODES DE RÉALISATION
Les présents inventeurs ont étudié une composition de composants d'un acier inoxydable ferritique de décolletage qui présente une excellente usinabilité pour l'usinage avec une perceuse de petit diamètre et qui présente une capacité de façonnage appropriée pour des produits qui sont fournis après découpage à froid.
En ce qui concerne l'usinabilité pour l'usinage avec une perceuse de petit diamètre, la force de la matrice de l'acier est réduite pour stabiliser la valeur de poussée dans le découpage à grande vitesse avec une perceuse de petit diamètre à une valeur basse, pour ainsi empêcher l'usure de l'outil.
En ce qui concerne la capacité de découpage à froid, par exemple, la friabilité de l'acier est accrue de telle sorte que l'on peut obtenir une moindre déformation lorsque l'organe est cisaillé à froid et découpé. En particulier, la température de transition du type ductile au type fragile (DBTT) est maintenue élevée de telle sorte que la déformation plastique qui provoque des bavures et similaires est moins susceptible de se produire sur une surface du matériau coupée, stabilisant ainsi la forme des produits finaux.
Dans les aciers inoxydables ferritiques, la réduction de la force de la matrice a tendance à également réduire la DBTT. La réduction de la DBTT augmente la ductilité de l'acier, causant une détérioration de la capacité de découpage à froid. Autrement dit, l'usinabilité au cours du perçage de petit diamètre et la capacité de découpage à froid ne sont tout simplement pas compatibles.
Par conséquent, les présents inventeurs ont prêté attention à l'influence de l'addition de P (phosphore). Par exemple, P est un élément qui augmente la force de la matrice conjointement avec Al, et est également un élément augmentant la température de transition du type ductile au type fragile. Toutefois, P présente un effet important d'augmentation de la température de transition du type ductile au type fragile par comparaison avec celle de Al. Ainsi, les présents inventeurs ont considéré que P pouvait être incorporé de manière à augmenter la température de transition du type ductile au type fragile tout en empêchant une augmentation de la force de la matrice.
Sur la base d'aciers inoxydables ferritiques de décolletage de compositions à plusieurs composants dans lesquelles la teneur en P est augmentée tout en réduisant la quantité d'éléments de renforcement de la solution solide tels que Si, Cr, Mo, et Al, les valeurs des équations 1 et 2 suivantes de prédiction de la force de la matrice et de la stabilité de phase de la phase ferrite sont calculées et l'usinabilité et la capacité de façonnage à froid ainsi que la capacité de façonnage à chaud sont évaluées. Sur la base des résultats, on obtient les plages des teneurs en P et en autres éléments capables d'améliorer l'usinabilité dans le perçage de petit diamètre ainsi que la capacité de découpage à froid tout en maintenant la capacité de façonnage à chaud, et les plages de valeurs de l'équation 1 (valeur MS) et de l'équation 2 (valeur FS).
L'équation 1 et l'équation 2 sont comme suit, [M] représentant la valeur en pourcentage en masse de l'élément M.
Equation 1: MS = MS = 900([C] + [N]) + 170[Si] + 450[P] + 12[Cr] + 30[Mo] + 10[Al]
Equation 2: FS = ([Cr] + [Mo] + 1.5[Si] + 4[Al]) / ([Ni] + 0.5[Mn] + 30[C] + 30[N])
Dans ce cas, l'équation 1 est une équation de prédiction de la force de la matrice et est basée sur les éléments de renforcement de la solution solide. En outre, l'équation 2 est une équation de prédiction de la stabilité de phase de la phase ferrite dans une plage de températures de forgeage à chaud et le numérateur indique la contribution des éléments de stabilisation de ferrite et le dénominateur indique la contribution des éléments de stabilisation d'austénite.
Sur la base de ce qui précède, un procédé de production d'un matériau en acier inoxydable ferritique dans le présent mode de réalisation va être décrit en référence à la .
Comme illustré dans la , tout d'abord, un lingot d'acier d'un alliage de ferrite à phase unique est forgé avec un acier inoxydable ferritique ayant une composition de composants prédéterminée (S1).
Dans ce cas, la composition de composants prédéterminée contient, en pourcentage en masse, C : 0,015% ou moins, Si : 0,02 à 0,60%, Mn : 0,1 à 2,0%, P : plus de 0,050% et 0,300% ou moins, Cu : 1,5% ou moins, Ni : 1,5% ou moins, Cr : 10,0 à 25,0%, Mo : 2,0% ou moins, Al : 0,30 à 2,00%, O : 0,0400% ou moins, N : 0,035% ou moins, S : 0,10 à 0,45%, et contient en outre deux ou plus de deux éléments choisis parmi Pb : 0,03 à 0,40%, Bi : 0,03 à 0,40%, et Te : 0,01 à 0,10%. En outre, les relations MS ≤ 340 et FS ≥ 7 dans l'équation 1 et l'équation 2 décrites ci-dessus sont satisfaites.
Le lingot d'acier est fabriqué de manière à avoir une réduction de surface de 50 % au plus à une température quelconque entre 900°C et 1200°C à l'état forgé.
Ensuite, le lingot d'acier est soumis à un traitement thermique de recuit pour obtenir un matériau en acier inoxydable ferritique sous forme d'un produit (S2). Le traitement thermique de recuit peut par exemple être un traitement thermique pour maintenir le lingot d'acier à une température de maintien réglée de manière appropriée entre 740°C et 800°C pendant 4 heures.
Avec ce qui précède, on peut obtenir un matériau en acier inoxydable de décolletage ayant une excellente usinabilité pour un perçage de petit diamètre et une excellente capacité de découpage à froid.
EXEMPLES
Tests d'évaluation
Des tests d'évaluation utilisant un tel acier inoxydable de décolletage ou un acier inoxydable similaire vont être décrits ci-dessous.
Dans les tests d'évaluation, un lingot d'acier de 150 kg ayant une composition de composants respective illustrée dans les exemples 1 à 25 et dans les exemples comparatifs 1 à 15 au tableau 1 et au tableau 2 a à chaque fois été produit par fusion et forgé à chaud. Puis, une partie du matériau forgé à chaud a été directement soumise à des tests décrits ci-dessous en tant que matériau forgé à chaud, et le reste a été laminé à chaud pour obtenir une barre ronde ayant un diamètre de 20 mm et une barre carrée de 60 mm de côté. En outre, en tant que traitement de recuit, la barre ronde et la barre carrée ont été maintenues à une température de 750°C pendant 4 heures, suivi par un refroidissement à l'air. Les matériaux recuits obtenus de la barre ronde et de la barre carrée ont été découpés de manière appropriée pour obtenir les pièces de test suivantes pour les tests, et les résultats ont été évalués.
Dureté Vickers
La dureté Vickers du matériau recuit a été mesurée à un emplacement correspondant à la « partie centrale » dans le lingot d'acier après la production par fusion. La mesure a été effectuée en cinq points et la valeur moyenne de cette mesure a été enregistrée et indiquée au tableau 3.
Capacité de façonnage à chaud
Un échantillon de Gleeble a été préparé à partir du matériau forgé à chaud et a été soumis à un test de résistance à la traction à grande vitesse et à haute température. L'échantillon avait une pièce parallèle de 4,5 mm de diamètre × 20 mm de long, et une pièce de préhension de M6 × 10 mm de long. L'échantillon a été chauffé à 1100°C en 100 secondes et maintenu à 1100°C pendant 60 secondes, puis on a changé la température à des températures de test respectives à 10°C/s et on a maintenu les températures de test respectives pendant 60 secondes, puis on a étiré à une vitesse de 50,8 mm/s jusqu'à la rupture. Les températures de test étaient en 7 points de 900°C à 1200°C par incréments de 50°C. Après la rupture, la réduction de la zone au niveau de la position de rupture a été mesurée. En tant que capacité de façonnage à chaud à 900 à 1200°C, le cas dans lequel la réduction de la zone était de 50 % ou plus au niveau de toutes les 7 températures de test a été évalué comme bon et a été noté « A » ; et le cas dans lequel la réduction de la zone était inférieure à 50 % au niveau de l'une quelconque des 7 températures de test a été évalué comme mauvais et a été noté « C », comme illustré dans le tableau 3.
Quantité d'austénite chaude
À partir du matériau forgé à chaud décrit ci-dessus, on a préparé un échantillon en forme de plaque de 15 mm carrés × 2 mm d'épaisseur, une surface de l'échantillon a été polie miroir et gravée, et on a observé la microstructure sur la surface à 25°C. Comme l'austénite générée au cours du façonnage à chaud est transformée en martensite par refroidissement, dans cette observation de la microstructure, on a observé s'il y avait de la martensite dans la structure et la présence ou l'absence de la génération d'austénite au cours du façonnage à chaud a été évaluée. Le cas dans lequel il n'y avait pas de martensite dans la structure de sorte qu'aucune austénite n'a été générée au cours du façonnage à chaud a été évalué et a été noté « A » ; et le cas dans lequel de la martensite était présente de telle sorte que de l'austénite a été générée au cours du façonnage à chaud a été évalué et a été noté « C », comme illustré au tableau 3. Autrement dit, on a évalué que l'apparition de l'état à deux phases ferrite-austénite au cours du forgeage à chaud, au cours duquel la température devient maximale dans l'étape de production après la production par fusion du lingot d'acier, avait une mauvaise influence sur la capacité de façonnage à chaud.
Capacité de découpage à froid
La capacité de découpage à froid a été évaluée sur la base de la DBTT (température de transition du type ductile au type fragile). Un test d'impact utilisant le matériau recuit a été effectué pour obtenir la DBTT. Des données dépendant de la température sur l'énergie absorbée selon Charpy ont été obtenues et la température à laquelle le taux de rupture fragile était de 50 % a été définie comme étant la DBTT. Le cas dans lequel la DBTT était de 5°C ou plus de sorte que la capacité de découpage était bonne a été évalué et a été noté « A » ; le cas dans lequel la DBTT était supérieure à -20°C et inférieure à 5°C de sorte que la capacité de découpage à froid était acceptable a été évalué et a été noté « B » ; et le cas dans lequel la DBTT était de -20°C ou moins de sorte que la capacité de découpage à froid était mauvaise a été évalué et a été noté « C », comme illustré au tableau 3.
Usinabilité à la perceuse de petit diamètre
Afin d'évaluer l'usinabilité par une perceuse de petit diamètre, la durée de vie de l'outil de perçage et la capacité d'écrasement des copeaux ont été évaluées. En particulier, le matériau recuit a été percé en utilisant une perceuse d'acier à grande vitesse ayant un diamètre de 1 mm pour une vitesse d'avance de 0,03 mm/tour et une vitesse de coupe de 70 m/min sans utiliser de lubrifiant, pour évaluer la durée de vie de l'outil de perçage et la capacité d'écrasement des copeaux. Le cas dans lequel un perçage de plus de 4,000 mm était possible sans rupture de la perceuse a été évalué comme bon et a été noté « A » ; le cas dans lequel un perçage de 2,000 mm à 4,000 mm était possible a été évalué comme acceptable et a été noté « B » ; et le cas dans lequel un perçage de moins de 2,000 mm était possible a été évalué comme mauvais et a été noté « C », comme illustré au tableau 3. En outre, les copeaux ont été observés pour évaluer la capacité d'écrasement des copeaux et le cas dans lequel 80 % en volume ou plus des copeaux étaient coupés en au moins 2 morceaux a été évalué comme bon et a été noté « A » ; le cas dans lequel entre 30 % en volume ou plus et moins de 80 % en volume des copeaux ont été coupés en au moins 2 morceaux a été évalué comme acceptable et a été noté « B » ; et le cas dans lequel moins de 30 % en volume des copeaux ont été coupés en au moins 2 morceaux a été évalué comme mauvais et noté « C », comme illustré au tableau 3.
Ci-dessous, les résultats de la dureté Vickers, de la capacité de façonnage à chaud, de la quantité de ferrite, de la durée de vie de l'outil de perçage et de la capacité d'écrasement des copeaux des exemples 1 à 25 et des exemples comparatifs 1 à 15 vont être décrits en référence au tableau 3.
Les exemples 1 à 25 ont montré que la dureté Vickers était dans une plage de 124 HV à 189 HV, et il est considéré que la force de la matrice a été réduite dans chacun des exemples, ce qui contribue à l'amélioration de la capacité d'usinage. En outre, tous les exemples ont été évalués comme bons (A) ou acceptables (B) à la fois en ce qui concerne la durée de vie de l'outil de perçage et la capacité d'écrasement des copeaux. En outre, les évaluations de la quantité d'austénite chaude étaient toutes bonnes (A) et on considère que la phase de ferrite unique pourrait être maintenue au cours du forgeage à chaud. Par ailleurs, comme illustré dans les évaluations de la capacité de façonnage à chaud, qui étaient toutes bonnes (A), une grande capacité de façonnage à chaud a pu être maintenue dans la plage de températures de test. En outre, la capacité de découpage à froid évaluée sur la base de la DBTT était « A » ou « B » et on considère que l'on a obtenu une capacité de découpage à froid excellente. Autrement dit, selon les exemples 1 à 25, on a trouvé que l'on pouvait obtenir un matériau en acier inoxydable de décolletage excellent en termes d'usinabilité au cours d'un perçage de petit diamètre et excellent en termes de capacité de découpage à froid tout en maintenant une bonne capacité de façonnage à chaud. La valeur (valeur MS) de l'équation 1 pour prédire la force de la matrice était de 219 à 332. En outre, la valeur (valeur FS) de l'équation 2 pour prédire la stabilité de phase de la phase de ferrite dans la plage de température de forgeage à chaud était de 10,3 à 29,5.
D'autre part, l'exemple comparatif 1 avait une teneur en C supérieure à celle des exemples et a été évalué comme mauvais en termes de capacité de façonnage à chaud et de quantité d'austénite chaude, et le forgeage à chaud n'a pas pu être effectué sur cette pièce. On considère que cela est dû au fait que de l'austénite a été générée au cours du façonnage à chaud.
L'exemple comparatif 2 avait une teneur en Si supérieure à celle des exemples, et a été évalué comme mauvais en termes de durée de vie de l'outil de perçage. La valeur MS était également importante. Par conséquent, on considère que la force de la matrice était accrue de manière à augmenter la poussée au cours du découpage à la perceuse.
L'exemple comparatif 3 avait une teneur en S, qui est un élément de décolletage, inférieure à celle des exemples, et a été évalué comme mauvais en termes de capacité de découpage à froid, de durée de vie de l'outil de perçage et de capacité d'écrasement des copeaux.
L'exemple comparatif 4 avait une teneur en S supérieure à celle des exemples, et a été évalué comme mauvais en termes de capacité de façonnage à chaud, et le forgeage à chaud n'a pas pu être effectué sur cette pièce.
L'exemple comparatif 5 avait une teneur en Ni supérieure à celle des exemples et a été évalué comme mauvais en termes de capacité de façonnage à chaud et de quantité d'austénite chaude, et le forgeage à chaud n'a pas pu être effectué sur cette pièce. La valeur FS était également inférieure à celle des exemples. Par conséquent, il est considéré que de l'austénite a été générée au cours du façonnage à chaud.
L'exemple comparatif 6 avait une teneur en Mo supérieure à celle des exemples, et a été évalué comme mauvais en termes de durée de vie de l'outil de perçage. La valeur MS était relativement grande bien qu'elle soit de 340 ou moins. Par conséquent, il est considéré que la force de la matrice était accrue de manière à augmenter la poussée au cours du découpage à la perceuse.
L'exemple comparatif 7 avait une teneur en Al inférieure à celle des exemples, et a été évalué comme mauvais en termes de capacité de façonnage à chaud, et le forgeage à chaud n'a pas pu être effectué sur cette pièce. La quantité d'austénite chaude a également été évaluée comme mauvaise, et la valeur FS était faible. Par conséquent, il est considéré que de l'austénite a été générée au cours du façonnage à chaud.
L'exemple comparatif 8 avait une teneur en Cr inférieure à celle des exemples et une teneur en Pb supérieure à celle des exemples, et a été évalué comme mauvais en termes de capacité de façonnage à chaud et le forgeage à chaud n'a pas pu être effectué sur cette pièce.
L'exemple comparatif 9 avait une teneur en Bi supérieure à celle des exemples et a été évalué comme mauvais en termes de capacité de façonnage à chaud et le forgeage à chaud n'a pas pu être effectué sur cette pièce.
L'exemple comparatif 10, l'exemple comparatif 11 et l'exemple comparatif 12 avaient une teneur en Al inférieure à celle des exemples, mais contenaient Nb, Ti et V, respectivement, et ils ont été évalués comme mauvais en termes de capacité de découpage à froid, de durée de vie de l'outil de perçage et de capacité d'écrasement des copeaux. Il est considéré que le fait de contenir Nb, Ti ou V a stabilisé la phase de ferrite pour empêcher la génération d'austénite au cours du façonnage à chaud, ce qui a résulté en une capacité de façonnage à chaud excellente, tandis que la force de la matrice était augmentée en raison du raffinement des grains de cristal par une fine dispersion de nitrures de carbone et en raison du renforcement de la solution solide, augmentant ainsi la poussée au cours du perçage. En outre, il est également considéré qu'un effet de fragilisation de chacun parmi Nb, Ti et V était inférieur à celui de Al, de sorte que les évaluations de la capacité de découpage à froid et de la capacité d'écrasement des copeaux étaient réduites.
L'exemple comparatif 13 a été évalué comme mauvais en termes de capacité de découpage à froid et de durée de vie de l'outil de perçage. La valeur MS était également supérieure à celle des exemples et était supérieure à 340. Par conséquent, il est considéré que la force de la matrice a été accrue de manière à augmenter la poussée au cours du découpage à la perceuse.
L'exemple comparatif 14 avait une valeur FS inférieure à celle des exemples et a été évalué comme mauvais en termes de capacité de façonnage à chaud et de quantité d'austénite chaude, et le forgeage à chaud n'a pas pu être effectué sur cette pièce. Il est considéré que l'austénite a été générée au cours du façonnage à chaud.
L'exemple comparatif 15 avait une composition de composants similaires à celle des exemples, sauf que la teneur en P était faible, mais il a été évalué comme mauvais en termes de capacité de découpage à froid. Il est considéré que la DBTT a été réduite en raison de la quantité réduite de P.
Sur la base de ces résultats et de plusieurs autres résultats de tests similaires, la valeur (valeur MS) de l'équation 1 pour prédire la force de la matrice pour obtenir l'usinabilité requise par la perceuse de petit diamètre et la capacité de découpage à froid requise est déterminée comme étant de 340 ou moins dans de l'acier ayant une composition de composants comparable à celle des exemples décrits ci-dessus. La valeur MS est de préférence dans une plage de 100 à 340, et plus préférablement dans une plage de 150 à 320, au vu de l'évaluation de l'usinabilité par la perceuse décrite ci-dessus.
En outre, afin de maintenir la capacité de façonnage à chaud, il est nécessaire d'effectuer un forgeage à chaud dans une région de phase de ferrite unique, comme décrit ci-dessus. Par conséquent, la valeur (valeur FS) de l'équation 2 pour obtenir une stabilité de phase préférable de la phase de ferrite est réglée de manière à être de 7 ou plus. Autrement dit, au cas où la valeur FS est de 7 ou plus, la stabilité de phase de la phase de ferrite est améliorée de manière à augmenter la température de limite supérieure de la région de température de la phase de ferrite unique, pour ainsi faciliter le forgeage dans la région de température de la phase de ferrite unique.
La plage de composition de l'alliage qui peut fournir une capacité de façonnage à chaud, une usinabilité et une capacité de découpage à froid qui soient sensiblement comparables à celles des tests d'évaluation décrits ci-dessus est déterminée comme suit.
C’est un élément de renforcement de solution solide typique et peut augmenter la force de la matrice, former un carbure dur qui devient des particules abrasives et qui diminue l'usinabilité de la perceuse. Par conséquent, la proportion de C est de 0,015% ou moins, et de préférence de 0,012% ou moins, en pourcentage en masse.
Si est un élément efficace en tant qu'agent désoxydant. D'autre part, Si est également un élément de renforcement de solution solide typique, et une addition excessive de Si peut augmenter la force de la matrice et réduire l'usinabilité de la perceuse. Par conséquent, la proportion de Si est dans une plage de 0,02 à 0,60%, et de préférence dans une plage de 0,02 à 0,40%, en pourcentage en masse.
Mn est un élément qui forme un composé avec S et qui contribue à améliorer l'usinabilité de la perceuse. En outre, Mn empêche la ségrégation de S au niveau des limites de grains et améliore la capacité de façonnage à chaud. D'autre part, Mn est un élément de stabilisation d'austénite et un ajout excessif de Mn rend la phase de ferrite instable dans la plage de température du forgeage à chaud. Par conséquent, la proportion de Mn est dans une plage de 0,1 à 2,0%, et de préférence de 0,2 à 2,0%, en pourcentage en masse.
P peut augmenter considérablement la DBTT et améliorer la capacité de découpage à froid. D'autre part, P est un élément de renforcement de solution solide et peut augmenter la force de la matrice et diminuer l'usinabilité de la perceuse. Par conséquent, la proportion de P est supérieure à 0,050% et de 0,300% ou moins, et de préférence de 0,200% ou moins, en pourcentage en masse.
Cu est un élément stabilisant l'austénite et rend la phase de ferrite instable dans la plage de température de forgeage à chaud. Par conséquent, la proportion de Cu est de 1,5% ou moins, en pourcentage en masse.
Ni est un élément stabilisant l'austénite et rend la phase de ferrite instable dans la plage de température de forgeage à chaud. Par conséquent, la proportion de Ni est de 1,5% ou moins, en pourcentage en masse.
Cr est un élément contribuant à améliorer la résistance à la corrosion. D'autre part, un ajout excessif de Cr peut augmenter la force de la matrice et réduire l'usinabilité de la perceuse. Par conséquent, la proportion de Cr est dans une plage de 10,0 à 25,0%, et de préférence dans une plage de 10,0 à 17,0%, en pourcentage en masse.
Mo est un élément contribuant à améliorer la résistance à la corrosion et peut être ajouté selon les besoins. Toutefois, Mo est également un élément de renforcement de solution solide typique, et peut augmenter la force de la matrice et réduire l'usinabilité. Par conséquent, la proportion de Mo est de 2,0% ou moins, en pourcentage en masse.
Al est un élément qui décale la température de transition du type ductile au type fragile vers une température supérieure, favorise la fragilisation de la matrice et contribue à améliorer la capacité d'écrasement des copeaux. En outre, Al est un élément stabilisant fortement la phase de ferrite dans la plage de température de forgeage, et est nécessaire pour garantir une capacité de façonnage à chaud. D'autre part, un ajout excessif d'Al peut provoquer des fissures au refroidissement du lingot d'acier ce qui peut affecter négativement la productivité. Par conséquent, la proportion d'Al est dans une plage de 0,30 à 2,00%, de préférence dans une plage de 0,30 à 1,80%, et plus préférablement dans une plage de 0,35 à 1,50%, en pourcentage en masse.
O favorise la génération d'un oxyde dur qui devient des particules abrasives et peut réduire l'usinabilité de la perceuse. Par conséquent, la proportion d'O est dans une plage de 0,0400% ou moins, en pourcentage en masse.
N est un élément de renforcement de solution solide typique, et augmente la résistance de la matrice et peut former un nitrure dur diminuant l'usinabilité de la perceuse. Par conséquent, la proportion de N est de 0,035% ou moins, et de préférence de 0,025% ou moins, en pourcentage en masse.
S est un élément qui génère un sulfure et qui contribue à améliorer l'usinabilité de la perceuse. D'autre part, un ajout excessif de S détériore considérablement la capacité de façonnage à chaud. Par conséquent, la proportion de S est dans une plage de 0,10 à 0,45%, et de préférence dans une plage de 0,10 à 0,40%, en pourcentage en masse.
Pb est un élément qui contribue à améliorer l'usinabilité de la perceuse par une action de fragilisation à la fusion générée par la chaleur au cours du découpage. D'autre part, un ajout excessif de Pb détériore considérablement la capacité de façonnage à chaud. Par conséquent, la proportion de Pb est dans une plage de 0,03 à 0,40%, et de préférence dans une plage de 0,03 à 0,30%, en pourcentage en masse.
Bi est un élément qui contribue à améliorer l'usinabilité de la perceuse par une action de fragilisation à la fusion générée par la chaleur au cours du découpage. D'autre part, un ajout excessif de Bi détériore considérablement la capacité de façonnage à chaud. Par conséquent, la proportion de Bi est dans une plage de 0,03 à 0,40%, et de préférence dans une plage de 0,03 à 0,30%, en pourcentage en masse.
Te est un élément qui contribue à améliorer l'usinabilité de la perceuse par une action de fragilisation à la fusion générée par la chaleur au cours du découpage et par une action d'allégement de l'anisotropie en raison d'une diminution du rapport d'aiguille d'un sulfure. D'autre part, un ajout excessif de Te détériore considérablement la capacité de façonnage à chaud. Par conséquent, la proportion de Te est dans une plage de 0,01 à 0,10%, et de préférence dans une plage de 0,01 à 0,08%, en pourcentage en masse.
Deux ou plus des éléments décrits ci-dessus Pb, Bi et Te sont ajoutés. Ci-après seront décrits les éléments qui peuvent être ajoutés de manière sélective.
B est un élément efficace pour garantir une capacité de façonnage à chaud. D'autre part, un ajout excessif de B a plutôt tendance à détériorer la capacité de façonnage à chaud. Par conséquent, la capacité de B peut aller jusqu'à 0,0080%, de préférence est dans une plage de 0,0001 à 0,0080%, et plus préférablement dans une plage de 0,0003 à 0,0060%, en pourcentage en masse.
Mg est un élément efficace pour garantir une capacité de façonnage à chaud. D'autre part, lorsque Mg est ajouté en quantité excessive, l'effet d'amélioration de la capacité de façonnage à chaud est saturé. Par conséquent, la capacité de Mg peut aller jusqu'à 0,0100%, de préférence est dans une plage de 0,0005 à 0,0100%, et plus préférablement dans une plage de 0,0010 à 0,0100%, en pourcentage en masse.
Ca est un élément efficace pour garantir une capacité de façonnage à chaud. D'autre part, lorsque Ca est ajouté en quantité excessive, l'effet d'amélioration de la capacité de façonnage à chaud est saturé. Par conséquent, la capacité de Ca peut aller jusqu'à 0,0100%, de préférence est dans une plage de 0,0005 à 0,0100%, et plus préférablement dans une plage de 0,0010 à 0,0100%, en pourcentage en masse.
Les modes de réalisation représentatifs de la présente invention ont été décrits ci-dessus. La présente invention n'est pas nécessairement limitée à ces modes de réalisation, et l'homme du métier pourra trouver diverses variantes de réalisation et modifications sans sortir de l'esprit de la présente invention ou du cadre des revendications annexées.
La présente demande est basée sur la demande de brevet japonaise numéro 2019-122390 déposée le 28 juin 2019.

Claims (5)

  1. Acier inoxydable ferritique de décolletage comprenant une composition de composants comprenant, en pourcentage en masse :
    C : 0,015% ou moins,
    Si : 0,02 à 0,60%,
    Mn : 0,1 à 2,0%,
    P : plus de 0,050% et 0,300% ou moins,
    Cu : 1,5% ou moins,
    Ni : 1,5% ou moins,
    Cr : 10,0 à 25,0%,
    Mo : 2,0% ou moins,
    Al : 0,30 à 2,00%,
    O : 0,0400% ou moins,
    N : 0,035% ou moins,
    S : 0,10 à 0,45%, et
    comprenant en outre deux ou plus de deux éléments choisis parmi :
    Pb : 0,03 à 0,40%,
    Bi : 0,03 à 0,40% et
    Te : 0,01 à 0,10%,
    le reste étant Fe et des impuretés inévitables ; et
    satisfaisant aux relations suivantes :
    900([C] + [N]) + 170[Si] + 450[P] + 12[Cr] + 30[Mo] +10[Al] ≤ 340 et
    ([Cr] + [Mo] + 1,5 [Si] +4 [Al]) / ([Ni] + 0,5[Mn] + 30[C] + 30[N]) ≥ 7
    où [M] représente la valeur en pourcentage en masse de l'élément M.
  2. Acier inoxydable ferritique de décolletage selon la revendication 1, dans lequel la composition de composants comprend en outre un ou deux ou plus de deux éléments choisis parmi :
    B : 0,0001 à 0,0080%,
    Mg : 0,0005 à 0,0100% et
    Ca : 0,0005 à 0,0100%.
  3. Procédé de production d'un matériau en acier inoxydable ferritique de décolletage comprenant les étapes suivantes :
    le forgeage d'un alliage à phase de ferrite unique ayant une composition de composant comprenant, en pourcentage en masse :
    C : 0,015% ou moins,
    Si : 0,02 à 0,60%,
    Mn : 0,1 à 2,0%,
    P : plus de 0,050% et 0,300% ou moins,
    Cu : 1,5% ou moins,
    Ni : 1,5% ou moins,
    Cr : 10,0 à 25,0%,
    Mo : 2,0% ou moins,
    Al : 0,30 à 2,00%,
    O : 0,0400% ou moins,
    N : 0,035% ou moins,
    S : 0,10 à 0,45%, et
    contenant en outre deux ou plus de deux éléments choisis parmi :
    Pb : 0,03 à 0,40%,
    Bi : 0,03 à 0,40% et
    Te : 0,01 à 0,10%,
    le reste étant Fe et des impuretés inévitables ; et
    satisfaisant aux relations suivantes :
    900([C] + [N]) + 170[Si] + 450[P] + 12[Cr] + 30[Mo] +10[Al] ≤ 340 et
    ([Cr] + [Mo] + 1,5 [Si] +4 [Al]) / ([Ni] + 0,5[Mn] + 30[C] + 30[N]) ≥ 7
    où [M] représente la valeur en pourcentage en masse de l'élément M, pour obtenir un lingot d'acier ayant une réduction de surface de 50 % ou plus de 900°C à 1200°C; et le traitement thermique de recuit du lingot d'acier.
  4. Procédé selon la revendication 3, dans lequel la composition de composants comprend en outre un ou deux ou plus de deux éléments choisis parmi :
    B : 0,0001 à 0,0080%,
    Mg : 0,0005 à 0,0100% et
    Ca : 0,0005 à 0,0100%.
  5. Procédé selon la revendication 3 ou 4, dans lequel le matériau en acier inoxydable ferritique de décolletage présente une dureté de 190 HV au moins après le traitement thermique de recuit.
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