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Acier martensitique durci à teneur faible en cobalt, procédé de fabrication
d'une pièce à partir de cet acier, et pièce ainsi obtenue.
L'invention concerne un acier martensitique durci par un système duplex,
c'est-à-dire par une précipitation de composés intermétalliques et de carbures
obtenue grâce à une composition de l'acier et un traitement thermique de
vieillissement appropriés.
Ce type d'acier propose :
- une très haute résistance mécanique, mais en même temps une ténacité
et une ductilité élevées, autrement dit une faible sensibilité à la rupture
fragile ,
cette très haute résistance subsiste à chaud, jusqu'à des températures de
l'ordre
de 400 C ;
- de bonnes propriétés en fatigue, ce qui implique notamment l'absence
d'inclusions nocives telles que des nitrures et des oxydes ; cette
caractéristique
doit être obtenue par une composition appropriée et des conditions
d'élaboration
du métal liquide soignées.
De plus, il est cémentable et nitrurable, de manière à pouvoir durcir sa
surface pour lui conférer une bonne résistance à l'abrasion et en frottement
lubrifié.
Les applications envisageables de cet acier concernent tous les domaines
de la mécanique où sont requises des pièces de structure ou de transmission
qui
doivent combiner de très fortes charges, sous sollicitations dynamiques et en
présence d'échauffement induit ou environnant. On citera, de manière non
exhaustive, les arbres de transmission, les arbres de boite de vitesse, les
axes de
roulements,...
La demande d'une excellente résistance mécanique à chaud empêche
d'utiliser, dans certaines applications, les aciers au carbone ou les aciers
dits
faiblement alliés dont la résistance se dégrade à partir de 200 C. En outre,
la
ténacité de ces aciers n'est généralement plus satisfaisante lorsqu'ils sont
traités
pour des niveaux de résistance mécanique supérieurs à 2000 MPa, et, d'une
manière générale, leur limite élastique vraie est bien inférieure à leur
résistance maximale mesurée à l'essai de traction : la limite élastique est
donc un
critère dimensionnant qui devient pénalisant dans ce cas. On peut alors
utiliser
les aciers maraging, dont la limite élastique est notablement plus proche de
leur
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valeur maximale de résistance à la traction, qui ont une résistance
satisfaisante
jusqu'à 350-400 C, et qui offrent encore une bonne ténacité pour les très
hauts
niveaux de résistance mécanique. Mais ces aciers maraging contiennent assez
systématiquement des teneurs élevées en nickel, cobalt et molybdène, tous
éléments qui sont coûteux et sujets à des variations notables de leur cote sur
le
marché des matières premières. Ils contiennent aussi du titane, utilisé pour
sa
forte contribution au durcissement secondaire, mais qui est principalement en
cause dans l'abaissement de la tenue en fatigue des aciers maraging dû au
nitrure TiN, dont il est quasiment impossible d'éviter la formation lors de
l'élaboration d'aciers n'en contenant même seulement que quelques dixièmes de
pourcents.
Il a été proposé dans US-A-5,393,488 une composition d'acier à
durcissement secondaire sans addition de titane, visant à améliorer la tenue à
chaud et surtout à améliorer les propriétés en fatigue, la ductilité et la
ténacité.
Cette composition a l'inconvénient d'exiger une teneur en Co élevée (8 à 16%),
ce
qui rend l'acier très coûteux. (NB : dans le présent texte, toutes les teneurs
des
différents éléments sont exprimées en % pondéraux).
Dans le document WO-A-2006/114499, on a proposé une composition
d'acier martensitique durci et une suite de traitements thermiques optimisée
adaptée à cette composition qui, par rapport à l'art antérieur représenté par
US-A-
5,393,388, présentait l'avantage de n'exiger qu'une teneur plus réduite en
cobalt,
soit entre 5 et 7%. En ajustant les teneurs des autres éléments et les
paramètres
des traitements thermiques en conséquence, il a été possible d'obtenir des
pièces
proposant un ensemble de propriétés mécaniques très satisfaisantes, notamment
pour les applications aéronautiques. Ce sont, notamment, une résistance à la
traction à froid comprise entre 2200 MPa et 2350 MPa, une ductilité et une
résilience au moins égales à celles des meilleurs aciers à haute résistance,
et à
chaud (400 C) une résistance à la traction de l'ordre de 1800 MPa, ainsi que
des
propriétés de fatigue optimales.
Cet acier est dit à durcissement duplex , car son durcissement est
obtenu par la précipitation durcissante simultanée de composés
intermétalliques
et de carbures de type M2C.
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Toutefois, cet acier contient toujours des quantités de cobalt relativement
importantes. Cet élément étant de toute façon onéreux et son prix étant
susceptible de subir des fluctuations importantes sur le marché des matières
premières, il serait important de trouver des moyens de réduire encore très
sensiblement sa présence, notamment dans les matériaux destinés à des
applications mécaniques plus courantes que les applications aéronautiques.
Les aciers tels que proposés dans WO-A-2006/114499 et US-A-5 393 488
permettent d'obtenir une bonne résilience mais pour certaines applications
celle-ci
peut s'avérer insuffisante.
Pour ces mêmes applications il est également demandé d'obtenir une
résistance à la traction (Rm) très élevée.
Le but de l'invention est de proposer un acier utilisable, notamment, pour
fabriquer des pièces mécaniques telles que des arbres de transmission, ou des
éléments de structure, présentant une résilience plus élevée tout en
présentant
une résistance mécanique importante. Cet acier devrait également avoir un coût
de production plus faible que les aciers les plus performants connus
actuellement
pour ces usages, grâce, en particulier, à une teneur en cobalt
significativement
plus réduite.
A cet effet, l'invention a pour objet un acier caractérisé en ce que sa
composition est, en pourcentages pondéraux :
-C=0,18-0,30%
- Co = 1,5 - 4 %, de préférence 2 - 3%
-Cr=2-5%
-Al=1-2%
-Mo+W/2=1-4%
- V = traces - 0,3%
-Nb=traces-0,1%
- B = traces - 30 ppm
-Ni=11 - 16% avec Ni _ 7 + 3,5 Al
- Si = traces - 1,0%
- Mn = traces - 2,0%
- Ca = traces - 20 ppm
- Terres rares = traces - 100 ppm
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- si N <_ 10 ppm, Ti + Zr/2 = traces - 100 ppm avec Ti + Zr/2 <_ 10 N
- si 10 ppm < N <_ 20 ppm, Ti + Zr/2 = traces - 150 ppm
- O = traces - 50 ppm
- N = traces - 20 ppm
- S = traces - 20 ppm
-Cu=traces-1%
- P = traces - 200 ppm
le reste étant du fer et des impuretés inévitables résultant de l'élaboration.
Il contient de préférence C = 0,20 - 0,25%.
Il contient de préférence Cr = 2 - 4%.
Il contient de préférence AI = 1 - 1,6%, mieux 1,4 - 1,6%.
Il contient de préférence Mo >_ 1 %.
Il contient de préférence Mo + W/2 = 1 - 2%.
Il contient de préférence V = 0,2 - 0,3%.
Il contient de préférence Ni = 12 - 14%, avec Ni >_ 7 + 3,5 AI.
Il contient de préférence Nb = traces - 0,05%
Il contient de préférence Si = traces - 0,25%, mieux traces - 0,10%.
Il contient de préférence O = traces - 10 ppm.
Il contient de préférence N = traces - 10 ppm.
Il contient de préférence S = traces - 10 ppm, mieux traces - 5 ppm.
Il contient de préférence P = traces - 100 ppm.
Sa température de transformation martensitique Ms mesurée est de
préférence supérieure ou égale à 100 C.
Sa température de transformation martensitique Ms mesurée peut être
supérieure ou égale à 140 C.
L'invention a aussi pour objet un procédé de fabrication d'une pièce en
acier, caractérisé en ce qu'il comporte les étapes suivantes précédant le
parachèvement de la pièce lui procurant sa forme définitive :
- la préparation d'un acier ayant la composition précédente ;
- au moins une opération de mise en forme de cet acier ;
- un revenu d'adoucissement à 600-675 C pendant 4 à 20h suivi d'un
refroidissement à l'air ;
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- une mise en solution à 900-1000 C pendant au moins l h, suivie par un
refroidissement à l'huile ou à l'air suffisamment rapide pour éviter la
précipitation
de carbures intergranulaires dans la matrice d'austénite ,
- un vieillissement de durcissement à 475-600 C, de préférence de 490-
5 525 C pendant 5-20h.
Il comporte en outre de préférence un traitement cryogénique à -50 C ou
plus bas, de préférence entre -80 C et 100 C ou plus bas mais pas en dessous
de -110 C, pour transformer toute l'austénite en martensite, la température
étant
inférieure de 150 C ou davantage à Ms mesurée, au moins un desdits traitements
durant entre 4h et 50h et de préférence entre 4h et 10h.
Il comporte en outre de préférence un traitement d'adoucissement de la
martensite brute de trempe effectué à 150-250 C pendant 4-16h, suivi par un
refroidissement à l'air calme.
La pièce subit également de préférence une cémentation, ou une
nitruration, ou une carbonitruration .
La nitruration, ou la cémentation, ou la carbonitruration, peut être effectuée
lors d'un cycle de vieillissement.
Une nitruration peut être effectuée entre 475 et 600 C.
Ladite nitruration ou cémentation ou carbonitruration peut être effectuée
lors d'un cycle thermique préalablement ou simultanément à ladite mise en
solution.
L'invention a également pour objet une pièce mécanique ou pièce pour
élément de structure, caractérisée en ce qu'elle est fabriquée selon le
procédé
précédent.
Il peut s'agir notamment d'un arbre de transmission de moteur, ou d'un
dispositif de suspension de moteur ou d'un élément d'atterrisseur ou d'un
élément
de boite de vitesses ou d'un axe de roulement.
Comme on l'aura compris, l'invention repose d'abord sur une composition
d'acier qui se distingue de l'art antérieur représenté par WO-A-2006/114499
notamment par une teneur en Co plus faible mais restant significative,
comprise
entre 1,5 et 4 %. Les teneurs des autres éléments d'alliage significativement
présents les plus courants ne sont que peu modifiées, mais certaines teneurs
en
impuretés doivent être maîtrisées avec soin.
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Le Co est un élément coûteux dont on a réduit significativement la teneur
par rapport à l'art antérieur, sans toutefois le supprimer ou le porter à un
très bas
niveau. L'acier selon l'invention contient, de manière générale, assez peu
d'éléments d'addition coûteux, mis à part le nickel dont la teneur n'est
cependant
pas augmentée par rapport à l'art antérieur. Mais, il est nécessaire
d'apporter un
soin particulier lors de l'élaboration, afin de limiter la teneur en azote à
20 ppm au
maximum pour éviter autant que possible la formation de nitrures d'aluminium.
Les
teneurs maximales en titane et zirconium doivent aussi être limitées en
conséquence pour éviter qu'ils ne forment des nitrures avec l'azote résiduel.
L'acier de l'invention peut être usiné à l'état trempé, avec des outils
adaptés
à une dureté de 45HRC. Il est intermédiaire entre les maragings (usinables
bruts
de trempe puisqu'ils ont une martensite douce à bas carbone) et les aciers au
carbone qui doivent être usinés essentiellement à l'état recuit.
L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit,
donnée en référence à la figure 1 annexée, qui montre, pour des échantillons
de
diverses compositions, leur résistance à la traction Rm et leur ténacité Kv.
Dans les aciers de la classe de ceux de l'invention, on réalise un
durcissement duplex , c'est-à-dire obtenu conjointement par des
intermétalliques de type R-NiAI et par des carbures de type M2C, en présence
d'austénite de réversion formée/stabilisée par un enrichissement en nickel
obtenu
par diffusion lors du vieillissement de durcissement, qui donne de la
ductilité à la
structure par formation d'une structure sandwich (quelques % d'austénite
stable et
ductile entre les lattes de la martensite durcie).
Il faut éviter de former des nitrures, de Ti, de Zr et d'Al notamment, qui
sont
fragilisants : ils détériorent la ténacité et la tenue en fatigue. Comme ces
nitrures
peuvent précipiter dès des teneurs de 1 à quelques ppm de N en présence de Ti,
Zr et/ou AI, et que les moyens d'élaboration conventionnels permettent
difficilement d'atteindre moins de 5 ppm de N, l'acier de l'invention respecte
les
règles suivantes.
On limite en principe toute addition de Ti (maximum autorisé : 100 ppm),
et on limite N autant que possible. Selon l'invention, la teneur en N ne doit
pas
dépasser 20 ppm et, mieux, 10 ppm, et la teneur en Ti ne doit pas dépasser 10
fois la teneur en N.
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Néanmoins, une addition proportionnée de titane en fin d'élaboration au
four sous vide est envisageable en vue de fixer l'azote résiduel et, ainsi,
éviter la
précipitation nocive du nitrure AIN. Comme il faut, toutefois, éviter la
formation du
nitrure TiN en phase liquide, car il devient grossier (de 5 à 10 pm ou
davantage),
l'addition de titane ne peut être pratiquée que pour une teneur résiduelle
maximale en azote de 10 ppm dans le métal liquide, et toujours sans dépasser
fois cette valeur résiduelle en azote. Par exemple, pour une teneur finale de
8
ppm de N en fin d'élaboration, la teneur limite de l'addition éventuelle en
titane est
de 80 ppm.
10 On peut remplacer partiellement ou totalement Ti par Zr, ces deux éléments
se comportant de façon assez comparable. Leurs masses atomiques étant dans
un rapport de 2, si du Zr est ajouté en plus ou à la place du Ti il faut
raisonner sur
la somme Ti + Zr/2 et dire que, en même temps que N<_ 10 ppm
- Ti + Zr/2 doit toujours être <_ 100 ppm ;
- et Ti + Zr/2 doit être <_ 10 N.
Dans le cas où la teneur en N est supérieure à 10 ppm et inférieure ou
égale à 20 ppm, Ti et Zr sont à considérer comme des impuretés à éviter, et la
somme Ti + Zr/2 doit être <_ 150 ppm.
L'addition éventuelle de terres rares, en fin d'élaboration, peut aussi
contribuer à fixer une fraction de N, outre le S et O. Dans ce cas, il faut
s'assurer
que la teneur résiduelle en terres rares sous forme libre reste inférieure ou
égale
à 100 ppm, et préférentiellement inférieure ou égale à 50 ppm, car ces
éléments
fragilisent l'acier lorsqu'ils sont présents au-delà de ces valeurs. On pense
que
les oxynitrures de terres rares (par exemple de La) sont moins nocifs que les
nitrures de Ti ou AI, du fait de leur forme globulaire qui les rendrait moins
susceptibles de constituer des amorces de ruptures de fatigue.
Un traitement au calcium peut être pratiqué en vue de compléter la
désoxydation/désulfuration du métal liquide. Ce traitement est
préférentiellement
conduit avec les éventuelles additions de Ti, Zr ou terres rares.
Le carbure M2C de Cr, Mo, W et V contenant très peu de Fe est privilégié
pour ses propriétés durcissantes et non fragilisantes. Le carbure M2C est
métastable au regard des carbures d'équilibre M7C3 et/ou M6C et/ou M23C6. Il
est
stabilisé par Mo et W. La somme de la teneur en Mo et de la moitié de la
teneur
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en W doit être d'au moins 1 %. Il ne faut cependant pas dépasser Mo + W/2 = 4%
pour ne pas détériorer la forgeabilité (ou la déformabilité à chaud en
général) et ne
pas former des intermétalliques de la phase p de type Fe7Mo6, qui est l'une
des
phases durcissantes essentielles des aciers maraging classiques mais n'est pas
souhaitée dans l'acier de l'invention. De préférence, Mo + W/2 est compris
entre 1
et 2%. C'est également pour éviter la formation de carbures de Ti non
durcissants
et susceptibles de fragiliser les joints de grains qu'une limitation
impérative à 100
ppm de la teneur en Ti des aciers selon l'invention est requise.
Cr et V sont des éléments qui activent la formation des carbures
métastables .
V forme aussi des carbures de type MC, stables jusqu'aux températures de
mise en solution, qui bloquent les joints de grains et limitent le
grossissement
des grains lors des traitements thermiques à haute température. Il ne faut pas
dépasser V = 0,3% pour ne pas fixer trop de C dans des carbures de V, lors du
cycle de mise en solution, au détriment du carbure M2C de Cr, Mo, W, V dont on
recherche la précipitation lors du cycle de vieillissement ultérieur. De
préférence la
teneur en V est comprise entre 0,2 et 0,3%.
La présence de Cr (au moins 2%) permet de diminuer le taux de carbures
de V et d'accroître le taux de M2C. Il ne faut pas dépasser 5% pour ne pas
trop
favoriser la formation des carbures stables, en particulier M23C6. De
préférence on
ne dépasse pas 4% de Cr.
La présence de C favorise l'apparition de M2C par rapport à la phase p.
Mais une teneur excessive cause des ségrégations, un abaissement de Ms et
amène des difficultés lors de la fabrication à l'échelle industrielle :
sensibilité aux
tapures (fissurations superficielles lors d'un refroidissement rapide),
usinabilité
difficile d'une martensite trop dure à l'état brut de trempe.... Sa teneur
doit être
comprise entre 0,20 et 0,30%, de préférence 0,20-0,25%. La couche
superficielle
des pièces pourra être enrichie en C par cémentation ou carbonitruration si
une
très grande dureté de surface est requise dans les applications envisagées.
Le cobalt relève quelque peu la température de transition ductile/fragile, ce
qui n'est pas favorable, en particulier dans des compositions à teneurs en
nickel
plutôt basses, tandis que, contrairement à ce qui a pu être constaté dans
d'autres
aciers, le cobalt ne relève pas de manière évidente le point de transformation
Ms
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des compositions de l'invention et n'a donc pas d'intérêt manifeste non plus
sur
ce plan.
La teneur en Co (5 à 7%) proposée dans les aciers de WO-A-2006/114499,
en combinaison avec les teneurs des autres éléments, résultait de la recherche
d'un compromis entre ces divers avantages et inconvénients.
Comme on l'a dit, l'invention repose d'abord sur une composition d'acier qui
se distingue de l'art antérieur représenté par WO-A-2006/114499 notamment par
une teneur en Co plus faible, comprise entre 1,5 et 4 %, mieux entre 2 et 3%.
Les
teneurs des autres éléments d'alliage significativement présents les plus
courants
ne sont que peu modifiées, mais certaines teneurs en impuretés doivent être
maîtrisées avec soin, notamment les teneurs en Ti, Zr et N qui affectent la
ténacité.
Dans le contexte d'une exploration de l'effet du Co sur les propriétés
mécaniques de ce type d'acier (Rm et Kv), il a été mis en évidence de manière
inattendue que l'ajustement de la concentration de cet élément permet
d'obtenir le
meilleur compromis Résilience / Rm. Cette mise en évidence est illustrée sur
la
figure 1 sur laquelle on constate qu'une population de points Rm/Kv est
répartie
autour d'une courbe polynomiale d'ordre 3 présentant une inflexion pour des
teneurs en Co comprises entre 1,5 et 4 % de Co. Une résilience de l'ordre de
30
joules ou davantage et une Rm supérieur ou égal à 2140 MPa sont obtenues
simultanément dans cet intervalle de teneur en Co.
Il faut éviter d'avoir une concentration inutilement élevée en Co qui, non
seulement est très onéreux, mais dégrade également la résilience. Il est connu
que le Co dégrade la transition de résilience du Fe pur (page 52-54 materials
Sciences and Technology January 1994 Vol. 10). En effet, comme on l'a dit la
présence de Co augmente la température de transition ductile / fragile. Par
ailleurs
une teneur en Co supérieure à 1,5 % de Co s'avère utile pour améliorer le
durcissement structural par précipitation de carbure M2C et ainsi augmenter
significativement Rm. De plus, de manière surprenante les inventeurs ont
constaté
après plusieurs essais qu'une teneur en Co comprise entre environ 1,5 et 4 %,
mieux entre 2 et 3%, améliore significativement la résistance mécanique
pratiquement sans dégrader la résilience, comparativement à une nuance à très
basse teneur en Co (< 1 %) dont la composition serait, par ailleurs,
identique.
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Ni et AI sont liés dans l'invention, où Ni doit être >_ 7 + 3,5 AI. Ce sont
les
deux éléments essentiels qui participent à une bonne part du durcissement par
vieillissement, grâce à la précipitation de la phase intermétallique
nanométrique
de type B2 (NiAI par exemple). C'est cette phase qui confère une large part de
la
5 résistance mécanique à chaud, jusqu'à environ 400 C. Le nickel est aussi
l'élément qui réduit la fragilité par clivage car il abaisse la température de
transition ductile/fragile des martensites. Si AI est trop élevé par rapport à
Ni, la
matrice martensitique est trop fortement appauvrie en nickel à la suite de la
précipitation du précipité durcissant NiAI lors du vieillissement. Cela est
10 dommageable pour les critères de ténacité et de ductilité, car
l'abaissement de la
teneur en nickel dans la phase martensitique conduit au relèvement de sa
température de transition ductile/fragile, donc à sa fragilisation à des
températures
voisines de l'ambiante. En outre, le nickel favorise la formation d'austénite
de
réversion et/ou stabilise la fraction d'austénite résiduelle (éventuellement
présente), lors du cycle de vieillissement. Ces mécanismes sont favorables aux
critères de ductilité et de ténacité, mais aussi de stabilité structurale de
l'acier. Si
la matrice vieillie est trop appauvrie en nickel, ces mécanismes vertueux sont
minorés ou inhibés : on n'a plus de potentiel d'austénite de réversion. A
l'inverse,
si on a trop de Ni, on réduit exagérément le taux de phase durcissante de type
NiAI en exagérant le taux d'austénite de réversion dans laquelle AI reste
largement en solution.
En fin de trempe, il ne faut pas avoir d'austénite résiduelle (<3%), et il
faut
se retrouver avec une structure essentiellement martensitique. A cet effet, il
faut
ajuster les conditions de la trempe, en particulier la température de fin de
refroidissement, et aussi la composition de l'acier. Cette dernière détermine
la
température Ms de début de transformation martensitique qui, selon
l'invention,
doit de préférence rester égale ou supérieure à 140 C si on ne pratique pas de
cycle cryogénique, et doit de préférence être comprise entre 100 et 140 C si
on
pratique un cycle cryogénique.
Ms est habituellement calculée selon la formule classique de la littérature
Ms = 550 - 350 x C% - 40 x Mn% - 17 x Cr% - 10 x Mo% - 17 x Ni% - 8 xW% - 35
x V% - 10 x Cu% - 10 x Co% + 30 x AI% C. Toutefois, l'expérience montre que
cette formule n'est que très approximative, en particulier parce que les
effets du
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Co et de AI sont très variables d'un type d'acier à l'autre. Pour savoir si un
acier
est conforme ou non à l'invention, il faut donc se baser sur des mesures de la
température Ms réelle, effectuées par exemple par dilatométrie comme cela est
classique. La teneur en Ni est une des variables d'ajustement possibles de Ms.
La température de fin de refroidissement après trempe doit être inférieure à
Ms réelle -150 C, préférentiellement inférieure à Ms réelle -200 C, afin
d'assurer
une pleine transformation martensitique de l'acier. La température de fin de
refroidissement doit donc être inférieure à la température Mf mesurée de fin
de
transformation martensitique de l'acier. Pour les compositions les plus
enrichies
en C et Ni en particulier, un traitement cryogénique peut être appliqué
immédiatement à la suite d'un refroidissement à température ambiante depuis la
température de mise en solution. La vitesse globale de refroidissement doit
être la
plus élevée possible de façon à éviter les mécanismes de stabilisation de
l'austénite résiduelle riche en carbone. Il n'est cependant pas utile de
rechercher
des températures cryogéniques inférieures à -110 C car l'agitation thermique
de la
structure y devient insuffisante pour produire la transformation
martensitique.
D'une façon générale, il est préférable que la valeur Ms de l'acier soit
comprise
entre 100 et 140 C si on applique un cycle cryogénique, et supérieure ou égale
à
140 C en l'absence de ce cycle cryogénique. Tel que déjà appliqué pour des
aciers martensitiques durcis par un système duplex et tel que déjà connu de WO-
A-2006/114499, la durée du cycle cryogénique, si nécessaire, est comprise
entre
4 et 50 heures, préférentiellement de 4 à 16 heures, et encore
préférentiellement
de 4 à 10 heures. On peut pratiquer plusieurs cycles cryogéniques, l'essentiel
étant qu'au moins l'un d'entre eux ait les caractéristiques précitées.
Concrètement, on doit avoir AI = 1-2%, de préférence 1-1,6%, mieux 1,4-
1,6%, et Ni = 11-16%, avec Ni >_ 7 + 3,5 AI. Idéalement on a 1,5% d'AI et 12-
14%
de Ni. Ces conditions favorisent la présence de NIAI ce qui augmente la
résistance
à la traction Rm, dont on constate également qu'elle n'est pas trop détériorée
par
la faible teneur en Co si les autres conditions de l'invention sont réunies.
La limite
élastique Rp0,2 est influencée de la même façon que Rm.
Par rapport aux aciers connus de US-A-5 393 488, où on recherche une
présence très élevée d'austénite de réversion pour avoir une ductilité et une
ténacité élevée, les aciers de la classe de l'invention privilégient la
présence des
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phases durcissantes B2, notamment NiAI, pour obtenir une résistance mécanique
élevée à chaud. Le respect des conditions sur Ni et AI qui ont été données
assure
une teneur potentielle suffisante d'austénite de réversion pour conserver une
ductilité et une ténacité convenables pour les applications envisagées.
Il est possible d'ajouter du B, mais pas plus de 30ppm pour ne pas
dégrader les propriétés de l'acier.
Il est également possible d'ajouter du Nb pour contrôler la taille des grains
lors d'un forgeage ou d'une autre transformation à chaud, à une teneur ne
dépassant pas 0,1%. L'acier, selon l'invention accepte donc des matières
premières pouvant contenir des teneurs résiduelles en Nb non négligeables.
Une caractéristique des aciers de la classe de l'invention est aussi la
possibilité de remplacer au moins une partie de Mo par W. A fraction atomique
équivalente, W ségrège moins à la solidification que Mo et apporte un surcroît
de
tenue mécanique à chaud. Il a l'inconvénient d'être coûteux et on peut
optimiser
ce coût en l'associant à Mo. Comme on l'a dit, Mo + W/2 doit être compris
entre 1
et 4%, de préférence entre 1 et 2%. On préfère conserver une teneur minimale
en
Mo de 1 % pour limiter le coût de l'acier, d'autant que la tenue à haute
température
n'est pas un objectif prioritaire de l'acier de l'invention.
Cu peut aller jusqu'à 1 %. Il est susceptible de participer au durcissement à
l'aide de sa phase epsilon, et la présence de Ni permet de limiter ses effets
nocifs,
en particulier l'apparition de criques superficielles lors du forgeage des
pièces, que
l'on constate lors d'additions de cuivre dans des aciers ne contenant pas de
nickel. Mais sa présence n'a rien d'indispensable et il peut n'être présent
qu'à
l'état de traces résiduelles, issues des pollutions des matières premières.
Le manganèse n'est a priori pas utile à l'obtention des propriétés de l'acier
visées, mais il n'a pas d'effet néfaste reconnu. En outre, sa faible tension
de
vapeur aux températures de l'acier liquide fait que sa concentration est
difficilement maîtrisable en élaboration sous vide et refusion sous vide : sa
teneur
peut varier en fonction de la localisation radiale et axiale dans un lingot
refondu.
Comme il est souvent présent dans les matières premières, et pour les raisons
ci-
dessus, sa teneur sera préférentiellement au plus de 0,25%, et en tous cas
limitée
à 2% au plus, car de trop fortes variations de sa concentration dans un même
produit nuiront à la répétitivité des propriétés.
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Le silicium est connu pour avoir un effet de durcissement en solution solide
de la ferrite et, à l'instar du cobalt, pour diminuer la solubilité de
certains éléments
ou de certaines phases dans la ferrite. Néanmoins, comme on l'a vu, l'acier de
l'invention ne comporte que relativement peu de cobalt, et il peut se passer
de
silicium, d'autant plus que, en outre, le silicium favorise généralement la
précipitation de phases intermétalliques néfastes dans les aciers complexes
(phase de Laves, siliciures...). Sa teneur sera limitée à 1%,
préférentiellement à
moins de 0,25% et encore préférentiellement à moins de 0,1 %.
De manière générale, les éléments pouvant ségréger aux joints de grains
et les fragiliser, comme P et S, doivent être contrôlés dans les limites
suivantes : S
= traces - 20ppm, de préférence traces - 10ppm, mieux traces - 5ppm, et P =
traces - 200ppm, de préférence traces - 100ppm, mieux traces - 50 ppm.
On peut utiliser Ca comme désoxydant et comme capteur de soufre, en le
retrouvant résiduellement au final (<_ 20ppm). De même, des résidus de terres
rares peuvent subsister au final (<_ 100ppm) à la suite d'un traitement
d'affinage du
métal liquide où elles auraient été utilisées pour capter O, S et/ou N.
L'utilisation
de Ca et de terres rares à ces effets n'étant pas obligatoire, ces éléments
peuvent
n'être présents qu'à l'état de traces dans les aciers de l'invention.
La teneur en oxygène acceptable est de 50 ppm au maximum, de
préférence 10 ppm au maximum.
A titre d'exemples, on a testé des échantillons d'acier dont les
compositions (en pourcentages pondéraux) sont reportées dans le tableau 1 :
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Domaine de l'Invention
A (réf.) B (réf.) C D E F G H I J K(réf.)
C% 0,233 0,239 0,22 0,23 0,24 0,21 0,24 0,22 0,18 0,23 0,21
Si% 0,082 0,031 0,029 0,033 0,041 0,045 0,053 0,036 0,065 0,30 0,052
Mn% 0,026 0,033 0,032 0,035 0,028 0,035 0,039 0,041 0,38 0,052 0,061
S ppm 1 4 7 4 6 7 3 8 10 5 4
P ppm 54 30 29 31 30 25 15 28 80 45 29
Ni% 13,43 12,67 13,31 12,42 12,30 14,11 12,99 12,70 15,10 11,25 12,91
Cr% 2,76 3,38 2,99 3,05 3,21 3,19 2,95 3,25 3,17 3,17 2,89
Mo% 1,44 1,52 1,61 1,52 1,49 1,46 1,47 1,51 1,48 1,55 1,46
AI% 0,962 1,50 1,45 1,50 1,60 1,54 1,46 1,49 1,53 1,48 1,39
Co% 10,25 6,18 3,93 3,50 3,02 2,98 2,56 2,30 2,02 1,72 0,5
Cu% 0,014 0,011 <0,010 0,011 0,010 <0,010 0,025 0,35 0,052 0,061 0,032
Ti% <0.02 <0,020 <0,020 <0,020 <0,020 <0,020 0,025 < 0,02 <0,02 <0,02 <0,02
Nb% <0.05 <0,005 <0,005 0,050 <0,005 0,015 < 0,005 <0,005 <0,005 <0,005 <0.005
0 0 0
B ppm <10 <5 <5 <5 <5 <5 < 5 28 15 < 5 <5
Ca pm <50 <50 <50 <50 <50 60 < 50 < 50 < 50 < 50 <50
N ppm <3 13 4 7 5 10 6 3 6 < 3 <3
O ppm <3 3,4 4 3 10 15 < 3 12 <3 20 6
V% <0,01 0,245 0,251 <0,010 0,248 0,243 <0,010 0,115 0,292 0,241 <0,010
Tableau 1 : Composition des échantillons testés
Les éléments non cités dans le tableau ne sont présents au plus qu'à l'état
de traces résultant de l'élaboration.
L'acier de référence A correspond à un acier selon US-A-5 393 488, ayant
donc une teneur en Co élevée.
L'acier de référence B correspond à un acier selon WO-A-2006 / 114 499,
il se distingue de A par une teneur en Co plus faible et une teneur en AI plus
élevée.
Les aciers C à J sont conformes à l'invention à tous points de vue,
notamment par leur teneur en Co, significativement plus faible que celle de
l'acier
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B, mais qui reste néanmoins sensiblement supérieure à une simple teneur
résiduelle et est obtenue par un ajout délibéré au cours de l'élaboration.
L'acier C se distingue de l'acier de référence B essentiellement par une
teneur en Co plus faible.
5 L'acier D se distingue de C par une teneur Co légèrement plus faible pour
une teneur en Ni plus faible, et par l'absence de V qui n'est présent qu'à
l'état de
traces.
L'acier E se distingue de D par une teneur Co encore plus faible que celle
de D et par une teneur en V à un niveau comparable à l'acier C.
10 L'acier F se distingue de C, D, E essentiellement par une teneur légèrement
supérieure en Ni, sa teneur en Co étant comparable à celle de l'acier E.
L'acier G se distingue des aciers C à F par une teneur en Co encore réduite
et ne comporte pas de V.
L'acier H se distingue de l'acier G par une baisse encore accentuée de la
15 teneur en Co et par une teneur significativement plus élevée en Bore.
L'acier I se distingue de l'acier H par un abaissement encore accentué de la
teneur en Co, et par une plus basse teneur en C associée à une teneur plus
élevée en Ni.
L'acier J est celui dont la composition la teneur en Co la plus faible, tout
en
correspondant à une addition volontaire et qui demeure conforme à l'invention.
Il a
également la plus faible teneur en Ni et comporte du V.
L'acier de référence K à une teneur en Co faible et en dessous du minimum
exigé par l'invention. Il est comparable sur les autres points aux aciers
selon
l'invention sans V et B et à très bas N.
Ces échantillons ont été forgés à partir de lingots de 200kg en éléments
plats de 75 x 35mm dans les conditions suivantes. Un traitement
d'homogénéisation d'au moins 16 heures à 1250 C est suivi d'une première
opération de forgeage destinée à fractionner les structures grossières des
lingots ;
des demi-produits de section carrée de 75 x 75 mm ont ensuite été forgés après
une remise en température à 1180 C ; finalement, chaque demi-produit a été
placé dans un four à 950 C, puis a été forgé à cette température sous la forme
d'éléments plats de 75 x 35 mm dont la structure granulaire est affinée par
ces
opérations successives.
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De plus, les échantillons ont subi un revenu d'adoucissement à une
température d'au moins 600 C. En l'occurrence, ce revenu d'adoucissement a été
effectué à 650 C pendant 8h et suivi d'un refroidissement à l'air. Grâce à
cela, les
produits bruts de transformations thermomécaniques peuvent subir sans
problèmes particuliers les opérations de parachèvement (redressage, écroûtage,
usinage...) conférant à la pièce sa forme définitive. On remarquera que le
revenu
d'adoucissement n'apporte pas de contribution pour l'obtention des
caractéristiques mécaniques finales.
Après le forgeage, les échantillons ont subi
- une mise en solution à 900 C pendant l h puis un refroidissement par
trempe à l'huile ;
- de manière connue en soi et tel que déjà appliqué pour des aciers
martensitiques durcis par un système duplex comme par exemple l'acier de WO-
A-2006/114499: un traitement cryogénique à - 80 C pendant 8h pour les
échantillons A, B, C, E, G, I J et K ; les échantillons D et H ont subi un
traitement
cryogénique à - 90 C pendant 7h et l'échantillon F un traitement à - 100 C
pendant 6h ;
- un revenu de détente de 16h à 200 C ;
- un vieillissement de durcissement à 500 C pendant 10h puis un
refroidissement à l'air.
Les propriétés des échantillons (résistance à la traction Rm en sens long,
limite élastique Rpo,2, élongation A5d, striction Z, résilience KV, taille du
grain
ASTM) sont reportées dans le tableau 2. Elles sont ici mesurées à la
température
ambiante normale.
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Co Rm Rpo,2 A5d z KV Grain
(Mpa) (Mpa) (%) (%) (J) ASTM
A 10,25 2176 1956 11,2 58 25/27 8
Réf. B 6,18 2316 2135 9,5 49 20/24 8
C 3,93 2220 2030 10,1 52 29 7
D 3,50 2208 2011 10,3 55 31 9
Inv. E 3,02 2200 1998 10,3 55 30 8
F 2,98 2140 1935 10,9 61 32 7
G 2,56 2188 1975 10,7 60 31 7
H 2,30 2150 1945 10,6 61 33 8
2,02 2185 1970 10,4 59 31 7
J 1,72 2170 1943 10,4 60 33 8
Réf. K 0,5 2085 1891 11,1 62 34 7
Tableau 2 : Propriétés des échantillons testés
On voit que les échantillons selon l'invention C à J ont des propriétés en
traction qui sont comparables à A et B mais aussi une résilience nettement
améliorée due à l'abaissement significatif de la teneur en Co.
Par ailleurs, les inventeurs constatent après plusieurs essais qu'une teneur
en Co comprise entre environ 1,5 et 4 % améliore significativement la
résistance
mécanique, pratiquement sans dégrader la résilience comparativement à
l'échantillon de référence K à 0,5% de Co. L'échantillon K à moins de 1,5 % de
Co
permet de maintenir une résilience aussi bonne, mais avec une résistance à la
traction amoindrie.
Il a été mis en évidence de manière inattendue que la concentration de Co
selon l'invention permet d'obtenir le meilleur compromis Résilience / Rm.
Cette
mise en évidence est illustrée sur la figure 1 sur laquelle on constate qu'une
population de points Rm/Kv est répartie autour d'une courbe polynomiale
d'ordre 3
présentant une inflexion entre 1,5 et 4 % de Co. Une résilience de l'ordre de
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joules ou davantage et un Rm supérieur ou égal à 2140 MPa sont obtenus dans
cet intervalle de teneurs en Co.
Le compromis résistance/résilience recherché pourrait par ailleurs être
affiné à l'aide d'une modification des conditions de vieillissement, mais
l'ajustement de la teneur en Co demeure le paramètre essentiel sur lequel il
faut
jouer pour obtenir ce compromis.
Le durcissement apporté par l'augmentation de l'AI, avec le Ni élevé, pour
former la phase durcissante NIAI, n'est pas proportionnel à la concentration
en AI,
et dépasser une valeur de 2 % en AI n'apporte pas de gain significatif sur la
résistance à la traction.
Les additions de Nb et B des échantillons D et H respectivement ne sont
pas nécessaires pour l'obtention des résistances mécaniques élevées visées
prioritairement dans les aciers de la classe de l'invention. Cependant,
l'addition
de Nb permet d'affiner la taille de grain, décrite par l'indice ASTM
conventionnel
(les valeurs ASTM les plus élevées correspondant aux grains les plus fins).
Après le revenu d'adoucissement à 650 C pendant 8h et refroidissement à
l'air, une mise en solution à 935 C pendant 1 heure suivie d'un
refroidissement à
l'huile, puis un traitement cryogénique à -80 C pendant 8h ou à -90 C pendant
7h
ou encore à -100 C pendant 6h, puis un détensionnement à 200 C pendant 8h
(sur les éprouvettes de traction) ou 16h (sur les éprouvettes de résilience),
puis un
vieillissement à 500 C pendant 12h suivi d'un refroidissement à l'air, ont
permis
d'obtenir en sens long à 20 C un excellent compromis entre résistance à la
traction, ductilité et résilience.
Des expériences complémentaires montrent qu'en sens travers, les valeurs
de résilience demeurent acceptables. A 400 C, la résistance à la traction
demeure
très élevée, et des teneurs en Co relativement faibles sont compatibles avec
les
propriétés recherchées.
De manière générale, un mode de traitement thermique optimisé de l'acier
selon l'invention pour l'obtention au final d'une pièce présentant les
propriétés
souhaitées est, après la mise en forme de l'ébauche de la pièce et avant le
parachèvement procurant à la pièce sa forme définitive est le suivant :
- un revenu d'adoucissement à 600-675 C pendant 4 à 20h suivi d'un
refroidissement à l'air ;
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- une mise en solution à 900-1000 C pendant au moins l h, suivie par un
refroidissement à l'huile ou à l'air suffisamment rapide pour éviter la
précipitation
de carbures intergranulaires dans la matrice d'austénite ,
- si nécessaire, un traitement cryogénique à -50 C ou plus bas, de
préférence entre -80 C et -100 C ou plus bas mais pas en dessous de -110 C,
pour transformer toute l'austénite en martensite, la température étant
inférieure de
1500C ou davantage à Ms, préférentiellement inférieure d'environ 200 C à Ms,
un
au moins desdits traitements cryogéniques durant au moins 4h et au plus 50h et
de préférence entre 4h et 10h ; pour les compositions ayant, notamment, une
teneur en Ni relativement basse qui conduit à une température Ms relativement
élevée, ce traitement cryogénique est moins utile ; la durée du traitement
cryogénique dépendant notamment de la massivité de la pièce à traiter ;
- optionnellement un traitement d'adoucissement de la martensite brute de
trempe effectué à 150-250 C pendant 4-16h, suivi par un refroidissement l'air
calme ;
- un vieillissement de durcissement à 475-600 C, de préférence à 490-
525 C pendant 5-20h; un vieillissement en dessous de 490 C n'est pas toujours
recommandé car le carbure métastable M3C pourrait encore être présent et
apporterait une fragilité à la structure; les vieillissements au-delà de 525 C
peuvent provoquer une perte de résistance mécanique par vieillissement, sans
gain notable de ténacité ou de ductilité.
Dans les exemples qui ont été décrits, les opérations de mise en forme de
l'acier suivant sa coulée et précédant le revenu d'adoucissement et les autres
traitements thermiques ont consisté en un forgeage. Mais d'autres types de
traitements thermomécaniques de mise en forme à chaud et/ou à froid peuvent
être exécutés en plus ou à la place de ce forgeage, en fonction du type de
produit final que l'on désire obtenir (pièces matricées, barres, demi-
produits...).
On peut notamment citer un ou des laminages, un matriçage, un estampage...
ainsi qu'une combinaison de plusieurs tels traitements.
Les applications privilégiées de l'acier selon l'invention sont les pièces
d'endurance pour mécanique et éléments de structure, pour lesquelles on doit
avoir à froid une résistance à la traction supérieure à 2150 MPa, combinée à
des
valeurs de résilience supérieures à celles des meilleurs aciers à haute
résistance,
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et à chaud (400 C) une résistance à la traction de l'ordre de 1800 MPa, ainsi
que
des propriétés de fatigue optimales.
L'acier selon l'invention a également pour avantage d'être cémentable,
nitrurable et carbonitrurable. On peut donc conférer aux pièces qui
l'utilisent une
5 résistance à l'abrasion élevée sans affecter ses propriétés à coeur. Cela
est
particulièrement avantageux dans les applications envisagées qui ont été
citées.
La cémentation, ou la nitruration, ou la carbonitruration, peut,
éventuellement, être effectuée pendant les traitements thermiques de
vieillissement ou de mise en solution, au lieu d'être effectuée lors d'une
étape
10 séparée. En particulier, une nitruration peut être effectuée entre 475 et
500 C lors
d'un cycle de vieillissement.
