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FIL METAL~QIJE PI~ET A L'I~MPLOI ET
PROCEDI~ POUR OBTI~NIR CE F~L
L'invention concerne les fils métalliques prêts à l'emploi et les procédés pour obtenir
ces fils. Ces fils prêts à l'emploi sont utilisés par exemple pour renforcer des articles
en matières plastiques ou en caoutchouc, notamment des tuyaux, des courroies, des
nappes, des enveloppes de pneumatiques.
Le terme "fil prêt à l'emploi" utilisé dans la présente demande signifie, de ~açon
connue dans l'art, que ce fil peut être utilisé, pour l'application prévue, sans le
soumettre à un traitement thermique susceptible de modifier sa structure
métallurgique et sans le soumettre à une déformation de sa matière métallique, par
exemple un tréfilage, susceptible de modifier son diamètre.
La demande de brevet WO-A-92/148 1 1 décrit un procédé pour obtenir un fil prêt à
l'emploi comportant un substrat en acier dont la structure comporte plus de 90 % de
martensite revenue écrouie, l'acier ayant une teneur en carbone au moins égale à0,05 % et au plus égale à 0,6 %, ce substrat étant revêtu d'un alliage métallique autre
que l'acier, par exemple du laiton. Le procédé pour obtenir ce fil comporte un
traitement de trempe sur un fil écroui en ch~l-ff~nt le fil au-dessus du point de
transformation AC3 pour lui donner une structure d'austénite homogène et en le
refroidissant ensuite rapidement, à une vitesse au moins égale à 1 50~C/seconde, au
dessous du point de fin de transformation martensitique. Après ce traitement de
trempe on effectue sur le fil un dépôt d'au moins deux métaux, on chauffe le fil pour
provoquer par diffusion la formation d'un alliage de ces métaux, généralement dulaiton, on refroidit ensuite le fil et on l'écrouit.
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Le procédé décrit dans ce document comporte en particulier les avantages suivants:
- utilisation d'un fil machine de départ ayant une teneur en carbone inférieure à celle
d'un acier perlitique,
- grande souplesse dans le choix des diamètres des fils machine et des fils prêts à
llemploi ainsi obtenus,
- tréfilage réalisé à partir du fil machine avec des vitesses élevées et avec des casses
réduites,
- le traitement de diffusion est réalisé en même temps que le revenu du fil, ce qui
limite les coûts de fabrication.
Cependant le procédé décrit dans ce document présente les inconvénients suivants:
a) La température de revenu nécessaire pour obtenir une bonne diffusion du
revêtement ne correspond pas toujours de façon précise à celle nécessaire pour
obtenir une résistance suffisante avant tréfilage.
b) Les propriétés mécaniques obtenues après le revenu varient rapidement avec lavariation de température inkoduite par suite de la dispersion inévitable des
systèmes de ch~-lff~ge.
c) La trempabilité de l'acier est insuffisante, c'est-à-dire qu'il est nécessaire de
refroidir à une vitesse élevée afin d'obtenir une structure totalement, ou
pratiquement totalement? martensitique. Si la vitesse de refroidissement est trop
faible, d'autres phases que la martensite peuvent apparaître, comme par exemple
la bainite. Cette vitesse élevée de trempe est une contrainte importante de
fabrication.
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Il est connu de façon générale que, dans les procédés de réalisation de pièces en
aciers martensitiques, l'addition d'un élément d'alliage comme le vanadium ou lechrome permet d'améliorer la trempabilité et la résistance par suite de la
précipitation de carbonitrures et/ou carbures de vanadium ou de chrome lors du
revenu. Cependant les durées habituelles de traitement sont de plusieurs dizaines de
minutes, voire de quelques heures, afin de permettre la précipitation.
La demanderesse a constaté de façon totalement inattendue que la précipitation,
sous forme de carbonitrures et/ou carbures, d'un élément d'alliage comme le
vanadium, le molybdène ou le chrome pouvait se faire rapidement dans des fils dediamètre inférieur à 3 mm, cette précipitation lors du revenu permettant d'éviter les
inconvénients précités a) et b) et la présence de ces é}éments d'alliage lors de la
trempe permettant d'éviter l'inconvénient c) précité en rendant possible une trempe
plus douce.
En conséquence, I'invention concerne un fil métallique prêt à l'emploi, ce fil
présentant les caractéristiques suivantes:
a) il comporte un acier microallié ayant une teneur en carbone au moins égale à
0,2 % en poids et au plus égale à 0,6 % en poids; cet acier comporte en outre aumoins un élément d'alliage choisi dans le groupe formé par le vanadium, le
molybdène et le chrome, l'acier comportant au moins 0,08 % et au plus 0,5 % en
poids de l'élément d'alliage ou de l'ensemble des éléments d'alliage;
b) cet acier présente une structure constituée pratiquement en totalité de martensite
revenue ecroule;
c) le diamètre du fil est au moins égal à 0,10 mm et au plus égal à 0,50 mm;
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d) la résistance à la rupture du fil-est au moins égale à 2~00 Mpa.
r)e préfërence le fil prêt à l'emploi comporte un revetement en alliage métallique
autre que l'acier disposé sur un substrat en acier microallié ayant les caractéristiques
précitées.
Le procédé conforme à l'invention pour produire ce fil prêt à l'emploi est caractérisé
par les points suivants:
a) on part d'un fil machine en acier; cet acier a une teneur en carbone au moinségale à 0,2 % en poids et au plus égale à 0,6 % en poids; cet acier comporte en
outre au moins un élément d'alliage choisi dans le groupe formé par le vanadium,le molybdène et le chrome, I'acier comportant au moins 0,08 % et au plus 0,5 %
en poids de l'élément d'alliage ou de l'ensemble des éléments d'alliage;
b) on déforme ce fil machine de telle sorte que le diamètre du fil après cette
déformation soit inférieur à 3 mm;
c) on arrête la déformation et on effectue un traitement thermique de trempe sur le
fil déformé, ce traitement consistant à chauffer le fil au-dessus du point de
transformation AC3 pour lui donner une structure d'austénite homogène, puis à lerefroidir au moins pratiquement jusqu'au point de fin de transformation
martensitique M~, la vitesse de ce refroidissement étant au moins égale à 60~C/s,
de façon à obtenir une structure pratiquement constituée entièrement de
martensite;
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d3 on chauffe ensuite le fil à une-température, dite température de revenu, au moins
égale à 250~C et au plus égale à 700~C, de faScon à provoquer la formation, pourl'acier, d'une précipitation d'au moins un carbonitrure et/ou carbure de l'élément
d'alliage ou d'au moins un élément d'alliage et la formation d'une structure
constituée pratiquement en totalité de martensite revenue;
e) on refroidit ensuite le fil à une température inférieure à 250~C;
f) on déforme ensuite le fil, le taux de déformation ~ étant au moins égal à 1.
De préférence, après l'étape c) précédemment définie, on effectue sur le fil un dépôt
d'au moins deux métaux susceptibles de former par diffusion un alliage, l'acier
microallié précité servant ainsi de substrat et, lors de l'étape d) précédemmentdéfinie, le chauffage à la température de revenu sert également à provoquer la
formation, par diffusion, d'un alliage de ces métaux, par exemple du laiton.
L'invention concerne également les assemblages comportant au moins un fil prêt àl'emploi conforme à l'invention. De tels assemblages sont par exemple des torons,
des câbles à fils, notamment des câbles à couches de fils ou des câbles constitués de
torons de fils.
L'invention concerne également les articles renforcés au moins en partie par des fils
prêts à liemploi ou par des assembiages conformes aux définitions précédentes, de
tels articles étant par exemple des tuyaux. des courroies, des nappes, des enveloppes
de pneumatiques.
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Le terme "structure constituée pratiquement en totalité de martensite revenue"
signifie que cette structure contient moins de 1 % de phase(s) non martensitiques(s)
cette autre phase, ou ces autres phases, étant dues à des hétérogénéités inévitables de
l'acier.
L'invention sera aisément comprise à l'aide des exemples de réalisation qui suivent.
I. I~éfinitior~ et tests
1. Mesnres dyrl~mo~nétriques
Les mesures de résistance à la rupture sont effectuées en traction selon la
méthode décrite dans la norme française AFNOR NF A 03-151 de juin 1978.
2. Péfor~tion
Par définition, la déformation ~ est donnée par la formule:
~ = Ln ~So/Sf)
Ln étant le logarithme népérien, S0 étant la section initiale du fil avant cettedéformation et Sf étant la section du fil après cette déformation.
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3. Structure des aciers
La structure des aciers est déterrninée visuellement avec un microscope
optique avec un grossissement de 400. La préparation des échantillons par
attaque chimique ainsi que llexamen des structures sont effectués
conformément à la référence suivante: De Ferri Metallographica vol. n~ II, A.
Schrader, A. Rose, Edition Verlay Stahleisen GmbH. Dusseldorf.
4. Détermination du point ME
Le point de fin de transformation martensitique MF est déterminé
conformément à la référence suivante: Ferrous Physical Metallurgy, A. Kumar
Sinha, E~dition Butterworths 1989.
On utilise dans ce but la relation
MF = Ms - 215~C
avec la relation
Ms = 539 - 423.C - 30,4.Mn - 17,7.Ni - 12,1.Cr - 7,5.Mo - 7,5.Si + 10.Co.
Dans laquelle C, Mn, Ni, Cr, Mo, Si et Co représentent les % en poids7 c'est-à-
dire les % pondéraux, des corps chimiques dont ils sont les symboles.
On admet que le vanadium peut être utilisé dans cette formule en ayant le
me~me e~et q~e ie mol~den~, ~lors que la ré~rence p~écitée ne E;~entior~le pas
le vanadium.
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5. Dureté Vickers - .
Cette dureté, ainsi que la méthode pour la déterminer, sont décrites dans la
norme française AFNOR A 03-154.
6. Tall~ de diffusion du laiton
Ce taux est déterrniné par diffraction des rayons X avec une anode au
cobalt(30 kV, 30 mA),on évalue l'aire des pics des phases a et ,B (le cuivre purétant déterminé en étant confondu avec la phase ,B), après déconvolution des
deux plCS.
Le taux de diffusion Td est donné par la formule
T" = [aire du pic a]/[aire du pic c~ + aire du pic ~]
Le pic a correspond environ à l'angle de 50~ et le pic ,B correspond environ à
l'angle 51~.
II- F,~elnples
On utilise quatre fils machine de diamètre 5,5 mm référencés A, B. C et D.
La composition de l'acier de ces fils est donnée dans le tableau 1 qui suit.
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- Tableau 1
C Mn Si V S P
Fils A,B 0,427 0,619 0,222 0 < 0,003 ~ 0,003
Fil C 0,428 0,621 0,224 0~103< 0,003 < 0,003
Fil D 0,419 0,611 0,222 0,156< 0,003 < 0,003
L'acier de ces fils machine a une structure perlitique.
Les autres éléments de ces fils machine sont à l'état d'impuretés inévitables etdans des quantités négligeables.
Les valeurs de MF et de AC3 pour ces fils machines sont données dans le
tableau 2.
Tableau 2
MF AC3
Fils A et B 123~C 769~C
Fil C 122~C 779~C
Fil D 125~C 786~C
Les valeurs de AC3 en ~C sont données par la formule suivante de Andrews
(JISI, juillet 1967, pages 721 -727):
AC3=910-203 ~-15,2.Ni + 44,7.Si + 104.V + 31,5.Mo - 30.Mn + 13,1.W -
20.Cu + 700.P + 400.Al + 120.As + 400.Ti
dans laquelle C, Ni, Si, V, Mo~ Mn, W, Cu, P, Al, As et Ti représentent les %
en poids des corps chimiques dont ils sont les symboles.
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Les fils A et B sont donc identiques et non microalliés, lcs fils C et D étant
microalliés et différents entre eu~.
On tréfile ces fils machine jusqu'à un diamètre de 1,3 mm, le taux de
déformation ~ étant ainsi égal à 2,88.
On effectue ensuite sur ces quatre fils un traitement de trempe de la façon
suivante:
- ch~llff~ge à 1000~C maintenu pendant 5 secondes;
- refroidissement rapide jusqu'à la température ambiante (environ 20~C).
Les conditions du refroidissement de trempe sont les suivantes
~ils A, C et D: vitesse de 130~C/seconde en llt~ nt comme gaz de trempe un
mélange d'hydrogène et d'azote (75 % en volume d'hydrogène, 25 % en
volume d'azote).
Fil B: vitesse de 1 80~C/seconde en utilisant de l'hydrogène pur.
On mesure la dureté Vickers sur chacun des fils obtenus référencés A1. Bl, C1
et D 1, les lettres A, B, C et D identifiant chacune le fil machine de départ
précité.
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Les valeurs obtenues sont indiquées dans le tableau 3.
Tableau 3
Fil Al Fil B1 Fil Cl Fil D1
650 685 690 700
Le fil Al est inutilisable par suite de sa dureté trop basse, ce qui est dû au fait
que sa structure n'est pas constituée uniquement de martensite mais contient a
la fois de la martensite et de la bainite.
Les fils B 1, C 1 et D 1 sont constitués chacun pratiquement uniquement de
martensite et leur dureté Vickers est satisfaisante.
Les fils C 1 et D 1, en acier microallié, sont obtenus avec une trempe facile à
effectuer (vitesse relativement basse, avec un mélange gazeux peu coffleux et
non dangereux), alors que le fil B 1 est obtenu avec un procédé difficile et
coûteux ~vitesse de trempe élevée, en ~ltili~nt de l'hydrogène pur), ce procédé
permettant d'obtenir une dureté suffisante mais qui est cependant inférieure à
celle des f1ls microalliés C 1 et D 1.
On constate donc que le vanadium permet d'améliorer la trempabilité de
l'acier, c'est-à-dire la formation d'une phase unique de martensite lors de la
trempe.
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On dépose ensuite de fa,con connue sur les trois fils B1, C1 et Dl, parélectrolyse, une couche de cuivre puis une couche de zinc. La quantité totale
des deux métaux déposés est de 390 mg pour 100 g de chacun des fils, avec 64
% en poids de cuivre et 36 % en poids de zinc. On obtient ainsi les trois fils
B2, C2 et D2.
On chauffe ensuite par effet Joule le fil témoin B2,pendant 5 secondes chaque
fois, à trois températures de revenu Tr (525~C, 590~C, 670~C) puis on refroidit
à la température ambiante (environ 20~C), afin d'évaluer l'effet de ce
traitement thermique sur la résistance à la rupture Rm et sur le taux de diffusion
Td du laiton, formé par l'alliage du cuivre et du zinc, pour le fil ainsi obtenuB3, dans chaque cas.
Les résultats sont donnés dans le tableau 4.
T~bl~u 4
Tr Rm (MPa) Td
525~C 1 239 0,82
590~C 1 120 0,92
670~C 964 0,95
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On remarque que pour la température de 525~C le taux de diffusion Td est
insuffisant (inférieur à 0,853 mais que la résistance à la rupture est plus élevée
que pour les autres températures. Une très bonne diffusion du laiton est
obtenue pour le traitement à 670~C (diffusion supérieure à 0,85) mais la
résistance à la rupture est notablement plus faible qu'à 525~C et n'est pas
suffisante pour permettre d'obtenir par tréfilage ultérieur une résistance à la
rupture élevée. La résistance à la rupture est un peu supérieure pour le
traitement à 590~C que celle obtenue à 670~C, avec une diffusion légèrement
inférieure du laiton, bien que satisfaisante, mais cette résistance est elle aussi
insuffisante pour ~ald~ une résistance élevée après tréfilage.
On constate d'autre part que le taux de diffusion augrnente lorsque la résistance
à la rupture diminue, ce qui est un inconvénient car, dans la pratique~ le taux de
diffusion doit être d'autant plus élevé que la résistance à la rupture est plus
élevée, pour permettre une déformation ultérieure (par exemple par tréfilage)
sans rupture du fl.On constate donc ici au contraire que l'aptitude à la
déformation baisse lorsque la résistance à la rupture augmente, ce qui va à
l'encontre du but recherché.
Les deux fils C2 et D2, contenant du vanadium, sont chauffés à 590~C pendant
seulement S secondes pour effectuer un revenu puis refroidis à la température
ambiante ~environ 20~C). On détermine ensuite le taux de diffusion Td du
laiton et la résistance à la rupture Rm des fils ainsi obtenus C3 et D3~ Les
résultats sont donnés dans le tableau 5.
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- Tableau 5
Rm(MPa) Td
Fil C3 1229 0,92
Fil D3 1261 0,92
On constate que, dans les deux cas, le taux de diffusion du laiton est supérieurà 0,9, c'est-à-dire que la diffusion est très bonne, et que la résistance à la
rupture est également très bonne, très supérieure à celle obtenue pour le fil
témoin B3 lorsque la diffusion du laiton est supérieure à 0,9. La présence du
vanadium permet donc, de façon inattendue, d'avoir à la fois une bonne
diffusion du laiton et une bonne résistance à la rupture grâce à la formation defins précipités de carbonitrure et/ou carbure de vanadium, qui était en solutionaprès la période de trempe, et ceci malgré le temps très court de revenu.
Il est connu que le vanadium précipite dans les aciers pour des temps de
revenu très longs, allant d'environ dix minutes à plusieurs heures, mais il est
surprenant de constater une telle précipitation pour des temps si courts~
inférieurs à la minute, par exemple inférieurs à 10 secondes.
On déforme ensuite par tréfilage les fils B3, C3 et D3 pour obtenir un diamètre
final d'environ 0,18 mm, ce qui correspond à un taux de déforrnation ~ de 4, et
on obtient ainsi les fils B4, C4 et D4 prêts à l'emploi, sur lesquels on détermine
la résistance à la rupture Rm. Les résultats sont donnés dans le tableau 6.
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- Tableau 6
Tr Rm (MPa) Td
B4 525~C 2960 0,82
B4 590~C 2820 0,92
B4 670~C 2530 0,95
C4 590~C 2945 0,92
D4 590~C 2983 0,92
Les valeurs de Tr sont celles indiquées précédemment pour le revenu et les
valeurs de Td sont celles indiquées précédemment et qui ont été déterminées
après l'opération de laitonnage, avant tréfilage, les valeurs de Td n'étant
pratiquement pas modifiées lors du tréfilage.
On constate que les fils C4 et D4 conformes à l'invention, et donc obtenus
selon le procédé de l'invention, se caractérisent à la fois par un bon taux de
diffusion du laiton (supérieur à 0,9) et par une excellente résistance à la rupture
(supérieure à 2900 MPa). Bes fils témoins B4 ont des valeurs de résistance à la
rupture notablement inférieures à celle des fils C4 et D4 conformes à
l'invention, sauf pour le fil B4 initialement traité à une température de revenude 525~C, mais alors le taux de diffusion du laiton est insuffisant (inférieur àQ,85), c'est-à-dire que le trefilage est délicat à effectuer et conduit à des
ruptures fréquentes du fil lors de sa déformation, ce qui rend l'obtention du fil
beaucoup plus difficile que dans le cas des fils C4 et D4 de l'invention.
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Les exemples précédents conforrnes à l'invention utilisaient un acier au
vanadium, mais l'invention s'applique aussi aux cas où on utilise au moins un
des métaux molybdène et chrome et aux cas où on utilise au moins deux des
métaux choisis dans le groupe constitué par le vanadium, le molybdène et le
chrome.
Le fil machine utilisable pour l'invention est élaboré de la manière qui est
habituelle pour un fil machine destiné à être transformé en fil fin prêt à
l'emploi pour renforcer les enveloppes de pneumatiques. On part alors d'un
bain d'acier en fusion ayant la composition indiquée pour le fil machine
conforme à l'invention. Cet acier est élaboré d'abord au four électrique ou au
convertisseur à l'oxygène puis désoxydé en poche à l'aide d'un oxydant,
comme le silicium, qui ne risque pas de produire des inclusions d'alumine. Le
vanadium est ensuite introduit en poche sous forme de morceaux en vrac de
ferrovanadium par addition au bain métallique.
Le procédé est analogue si l'élément d'alliage doit être du chrome ou du
molybdène.
Une fois prêt~ le bain d'acier est coulé en continu sous forme de billettes ou de
blooms. Ces demi-produits sont ensuite laminés de façon classique en fils
m~ .hine ayant un diamètre de 5,5 mm, d'abord en billettes, s'il s'agit de
blooms, ou directement en fil machine s'il s'agit de billettes.
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De préférence, on a au moins une des caractéristiques suivantes pour le fil
conforme à l'invention:
la teneur en carbone de l'acier est au moins égale à 0,3 % et au plus égale à
0,5 % (% en poids), cette teneur étant par exemple environ 0.4 %,
I'acier vérifie les relations suivantes: 0,3 % sMnsO,6 %; 0,1 % SSi<0,3 %;
PsO,02%;SsO,02%(% en poids);
I'élément d'alliage ou l'ensemble des éléments d'alliage représente au plus
0,3 % en poids de l'acier;
la résistance à la rupture est au moins égale à 2900 MPa;
le diamètre est au moins égal à 0,15 mm et au plus égal à 0,40 mm.
De ~lerélellce, on a au moins une des caractéristiques suivantes pour le
procédé conforme à l'invention:
la teneur en carbone de l'acier du fil machine utilisé est au moins égale à
0,3 % et au plus égale à 0,5 % (% en poids), cette teneur étant par exemple
environ 0,4 %;
l'acier du fil machine utilisé vérifie les relations suivantes:
0,3 % S ~n~0,6 %; O, 1 %ssiso~3 %;PsO,02 %; SS0,02 %(% en poids);
l'élément d'alliage ou l'ensemble des éléments d'alliage de l'acier du fil
machine utilisé représente au plus 0,3 % en poids de cet acier;
la vitesse de refroidissement lors de la trempe est inférieure à
1 50~C/seconde;
la température de revenu est au moins égale à 400~C et au plus égale à
650~C;
on refroidit le fil à la température ambiante après l'avoir porté à la
température de revenu;
le taux de déformation ~ après le traitement de revenu est au moins égal à 3.
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De façon encore plus préférentielle, dans le fil prêt à l'emploi et dans le
procédé conforrnes à l'intention~ l'élément d'alliage est le vanadium seul, qui a
l'avantage de donner de petits précipités~ alors que le chrome donne de gros
précipités et que le molybdène a tendance à provoquer une ségrégation. Si on
utilise le chrome seul, sa teneur dans l'acier est avantageusement au moins
égale à 0,2 %.
La déformation du fil dans les exemples précédents était réalisée par tréfilage,mais d'autres techniques sont possibles, par exemple un l~min~ge, associé
éventuellement à un tréfilage, pour au moins une des opérations de
déformation.
Bien entendu, I'invention n'est pas limitée aux exemples de réalisationprécédemment décrits, c'est ainsi par exemple que le revêtement du fil prêt à
l'emploi conforme à l'invention est un alliage autre que le laiton, cet alliage
étant obtenu avec deux métaux, ou plus de deux métaux, par exemple les
alliages ternaires cuivre - zinc - nickel, cuivre - zinc - cobalt, cuivre - zinc -
étain, l'essentiel étant que les métaux utilisés soient susceptibles de former un
alliage, par diffusion, à une température au plus égale à la température de
recuit.
