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DEGAZAGE D'ACIERS MARTENSITIQUES INOXYDABLES
AVANT REFUSION SOUS LAITIER
La présente invention concerne un procédé de fabrication d'un acier
rrrartensitique inoxydable comportant une étape de refusion sous laitier
d'un lingot de cet acier puis une étape de refroidissement de ce lingot.
Dans la présente invention, les pourcentages de composition sont
des pourcentages massiques, à moins qu'il en soit précisé autrement.
Un acier martensitique inoxydable est un acier dont la teneur en
Chrome est supérieure à 10,5 %, et dont la structure est essentiellement
martensitique.
Il est important que la tenue en fatigue d'un tel acier soit la plus
élevée possible, afin que la durée de vie de pièces élaborées à partir de
cet acier soit maximale.
Pour cela, on cherche à augmenter la propreté inclusionnaire de
l'acier, c'est-à-dire à diminuer la quantité d'inclusions indésirables
(certaines phases alliées, oxydes, carbures, composés intermétalliques)
présentes dans l'acier. En effet, ces inclusions agissent comme des sites
d'amorces de fissures qui conduisent, sous sollicitation cyclique, à une
ruine prématurée de l'acier. Expérimentalement, on observe une
dispersion importante des résultats d'essais en fatigue sur des éprouvettes
de test de cet acier, c'est-à-dire que pour chaque niveau de sollicitation en
fatigue à déformation imposée, la durée de vie (correspondant au nombre
de cycles conduisant à la rupture d'une éprouvette de fatigue dans cet
acier) varie sur une plage large. Les inclusions sont responsables des
valeurs minimales, dans le sens statistique, de durée de vie en fatigue de
l'acier (valeurs basses de la plage).
Pour diminuer cette dispersion de la tenue en fatigue c`est dire
remonter ces valeurs basses, et également d'augmenter sa valeur
moyenne en tenue à la fatigue, il est nécessaire d'augmenter la propreté
lnclusionnaire de l'acier, On tonnait la technique de refusion soin laitier
CM ESP. (Electro Slac, R.etusion). Dans cette technique un place lee lingC t
un
a (_I dan un c eu t t d ns iequei on a v rsé un aide (rl élange Il?Inéral,
car pie chaux fluorures, mag ésie, L1iLlm i e pc th e telle sorte
{u ! 'Xir alité inférieure du lingot trempe dans le laitier. Puis on fart
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passer un courant électrique dans le lingot, qui sert d'électrode. Ce
courant est suffisamment élevé pour chauffer et liquéfier le laitier et pour
chauffer l'extrémité inférieure de l'électrode d'acier. L'extrémité inférieure
de cette électrode étant en contact avec le laitier, fond et traverse le
laitier
sous forme de fines gouttelettes, pour se solidifier en dessous de la
couche de laitier qui surnage, en un nouveau lingot qui croît ainsi
progressivement. Le laitier agit, entre autres comme un filtre qui extrait
les inclusions des gouttelettes d'acier, de telle sorte que l'acier de ce
nouveau lingot situé en dessous de la couche de laitier contient moins
d'inclusions que le lingot initial (électrode). Cette opération s'effectue à
la
pression atmosphérique et à l'air.
Bien que la technique de I'ESR permette de réduire la dispersion de
la tenue en fatigue dans le cas des aciers martensitiques inoxydables par
élimination des inclusions, cette dispersion en terme de durée de vie des
pièces reste néanmoins encore trop importante.
Des contrôles non-destructifs par ultrasons, effectués par les
inventeurs, ont montré que ces aciers ne comportaient pratiquement pas
de défauts hydrogènes connus (flocons).
La dispersion des résultats de tenue en fatigue, spécifiquement les
valeurs basses de la plage de résultats, est donc due à un autre
mécanisme indésirable d'amorçage prématuré de fissures dans l'acier, qui
conduit à sa rupture prématurée en fatigue.
La présente invention vise à proposer un procédé de fabrication qui
permette de remonter ces valeurs basses, et donc de réduire la dispersion
de la tenue en fatigue des aciers martensitiques inoxydables, et également
d'augmenter sa valeur moyenne en tenue à la fatigue.
Ce but est atteint grâce au fait que le lingot, avant l'étape de
refusion sous laitier, subit un dégazage sous vide pendant un temps
suffisant pour atteindre une teneur en hydrogène dans le lingot inférieure
à 3 ppm.
Gràce à ces dispositions, on diminue la formation de phases
e,aruses de taille microscopique (non détectables par les moyens de
contrôle non destructifs Industriels) e't constituées d éléments leq 'rs aU
sen de l'acier, 2t on evltee donc irll ,rce prématurée dee fi` ores a partir
3J Cie ces l has''s micr `Z ?pli ;i' ru conàu a Ica i i in:' 71citUl',' d
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e i îaiigue.
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L'invention sera bien comprise et ses avantages apparaîtront mieux,
à la lecture de la description détaillée qui suit, d'un mode de réalisation
représenté à titre d'exemple non limitatif. La description se réfère aux
dessins annexés sur lesquels :
- la figure 1 compare des courbes de durée de vie en fatigue pour
un acier selon l'invention et un acier selon l'art antérieur,
- la figure 2 montre une courbe de sollicitation en fatigue,
- la figure 3 est un schéma illustrant les dendrites et les régions
interdendritiques,
- la figure 4 est une photographie prise au microscope électronique
d'une surface de fracture après fatigue, montrant la phase
gazeuse ayant initié cette fracture.
Au cours du processus d'ESR, l'acier qui a été filtré par le laitier se
refroidit et se solidifie progressivement pour former un lingot. Cette
solidification intervient pendant le refroidissement et s'effectue par
croissance de dendrites, comme illustré en figure 3. En accord avec le
diagramme de phases des aciers martensitiques inoxydables, les dendrites
10, correspondant aux premiers grains solidifiés sont par définition plus
riches en éléments alphagènes tandis que les régions interdendritiques 20
sont plus riches en éléments gammagènes (application de la règle connue
des segments sur le diagramme de phases). Un élément alphagène est un
élément qui favorise une structure de type ferritique (structures plus
stables à basse température : bainite, ferrite-perlite, martensite). Un
élément gammagène est un élément qui favorise une structure
austénitique (structure stable à haute température). Il se produit donc une
ségrégation entre dendrites 10 et régions interdendritiques 20.
Cette ségrégation locale de composition chimique se conserve
ensuite tout le long de la fabrication, même pendant les opérations
ultérieures de mise en forme à chaud. Cette ségrégation se retrouve donc
aussi bien sur le lingot brut de solidification que sur le lingot déformé
ultérieurement,
En effet, une fois la matière solidifiée, les dendrites 10 se
transforment en premier en structures ferritiques au cours du
r_froidissem nt, tandis que Ies régions interdendritiques ?0 se
fil jnsfom Zen u t ri,e'.u'emeut, en tout ou p irti J des tom )~é r"atomes
lferl< Ures et conservent donc pILJS longtemps une structure aUStenltlquv.
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Durant ce refroidissement à l'état solide, localement il y a une
hétérogénéité structurale avec cohabitation de microstructure austénitique
et de type ferritique. Dans ces conditions, les éléments légers (H, N, 0)
sont davantage solubles dans l'austénite que dans les structures
ferritiques, donc ont tendance à se concentrer dans les régions
interdendritiques 20. Cette concentration est augmentée par la teneur plus
élevée en éléments gammagènes dans les régions interdendritiques. Aux
températures inférieures à 300 C, les éléments légers ne diffusent plus
qu'à des vitesses extrêmement faibles et restent piégés dans leur région.
Après transformation en structure ferritique, totale à partielle, des zones
interdendritiques, la limite de solubilité de ces phases gazeuses est
atteinte dans certaines conditions de concentration et ces phases
gazeuses forment des poches de gaz (ou d'une substance dans un état
physique permettant une grande malléabilité et incompressibilité).
Pendant la phase de refroidissement, plus le lingot en sortie dESR
(ou le lingot ultérieurement déformé) a un diamètre important (ou, plus
généralement, plus la dimension maximale du lingot est importante) ou
plus la vitesse de refroidissement du lingot est faible, plus les éléments
légers sont aptes à diffuser des dendrites vers les régions
interdendritiques et à s'y concentrer pendant la période de cohabitation
des structures ferritiques et austénitiques. Le risque que la solubilité en
ces éléments légers soit dépassée localement dans les régions
interdendritiques est accentué. Lorsque la concentration en éléments
légers dépasse cette solubilité, il apparaît alors au sein de l'acier des
poches gazeuses microscopiques contenant ces éléments légers.
De plus, durant la fin de refroidissement, l'austénite des régions
interdendritiques a tendance à se transformer localement en martensite
lorsque la température de l'acier passe en dessous de la température de
transformation martensitique Ms, qui se situe au dessus de la température
ambiante. Or la martensite a un seuil de solubilité en éléments légers plus
faible que l'austénite. Il apparaît donc davantage de phases gazeuses
microscopiques au sein de l'acier durant cette transformation
ni tensihq ,le.
Au cours des déformations u'lt, ri ores qu subir icer durant des
?7 mises en fertile a Chaud épar 'emp `c: f et Ci ), ces ph 3`>c_ 1 < iss 'fit
e_, [-1 forme de feuillee.
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Sous une sollicitation en fatigue, ces feuilles agissent comme des
sites de concentration de contraintes, qui sont responsables de l'amorce
prématurée de fissures en réduisant l'énergie nécessaire â l'amorçage de
fissures. Il se produit ainsi une ruine prématurée de l'acier, qui correspond
5 aux valeurs basses des résultats de tenue en fatigue.
Ces conclusions sont corroborées par les observations des
inventeurs, comme la photographie au microscope électronique de la
figure 4 le montre.
Sur cette photographie d'une surface de fracture d'un acier
martensitique inoxydable, on distingue une zone sensiblement globulaire P
d'où rayonnent des fissures F. Cette zone P est l'empreinte de la phase
gazeuse constituée des éléments légers, et qui est à l'origine de la
formation de ces fissures F qui, en se propageant et en s'agglomérant, ont
créé une zone de fracture macroscopique.
Les inventeurs ont réalisé des essais sur des aciers martensitiques
inoxydables, et ont trouvé que lorsque, avant la refusion sous laitier, on
fait subir à un tel acier à l'état liquide une opération de dégazage sous
vide pendant un temps suffisant pour atteindre une teneur en H
(hydrogène) dans ce lingot inférieure à 3 ppm en masse, alors d'une part
cette teneur en H (hydrogène) est insuffisante pour qu'il se produise une
recombinaison entre H et 0 (oxygène) et N (Azote) dans les phases
gazeuses susceptibles de se former après la refusion sous laitier de cet
acier.
D'autre part, cette teneur en éléments gazeux réduite reste
inférieure à celle qui conduirait à un dépassement de solubilité de ces
phases gazeuses même dans la martensite après concentration dans les
structures austénitiques cohabitant avec les structures ferritiques. Cela
permet de maintenir sensiblement constantes la concentration en
IL r7 ents gammagène 5 dans les régions inteerdendritiques et la
3 concentration en éléments alphagénes dans les dendrites. Le risque qu'il
Se forme des phases gazeuses Indésirables au sein de lércierest donc
réduit.
De préférence le laitier est préalablement son
Litiiisation dans le creuset d`ESR. En effet, il . st possible que lu
Concentr 3tion en H dans ie lingot d cier ISSU dv l i B r si 'rl us laitier"
CAR soit SUih-Irlr_'l.lre J id concentration `='n H dans L.e lingot avant sca
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refusion sous laitier. Dans ce cas, de l'hydrogène peut passer du laitier au
lingot durant le procédé d'ESR.. En déshydratant préalablement le laitier,
on minimise la quantité d'hydrogène présente dans le laitier, et donc on
minimise la quantité d'hydrogène qui pourrait passer du laitier au lingot
durant le procédé d'ESR.
De préférence, le lingot métal liquide avant ESR subit un dégazage
sous vide pendant un temps suffisant pour atteindre une teneur en
hydrogène dans le lingot après l'étape de refusian sous laitier inférieure à
3 ppm.
Le procédé de dégazage sous vide d'un alliage est connu, la
description ci-dessous est donc brève. Il consiste à placer le lingot encore
liquide dans une enceinte dans laquelle on fait au moins le vide primaire.
Alternativement, un tel dégazage sous vide peut s'effectuer en plongeant
dans l'acier liquide, qui est contenu dans un récipient, un conduit lié à une
poche dans laquelle on a fait le vide. L'acier est aspiré dans cette poche
par le vide qui y règne puis retombe dans le récipient par le conduit. La
poche peut également comporter un conduit d'entrée et un conduit de
sortie qui sont tous deux plongés dans l'acier liquide, auquel cas l'acier
circule par la poche en y pénétrant par le conduit d'entrée et en en
ressortant par le conduit de sortie.
En amont du procédé de dégazage sous vide, l'acier subit en général
un affinage à atmosphère ambiante. Cet affinage permet d'obtenir une
concentration chimique fine, et de réduire le plus possible dans la plage
souhaitée la teneur en Souffre et en Carbone. Dans le cas des aciers
inoxydables martensitiques, l'installation industrielle la plus économique
utilisée est Argon Oxygen Decarburization (AOD) qui s'effectue à
atmosphère ambiante. L'ensemble constitué de ce procédé AOD suivi du
dégazage sous vide tel que décrit ci-dessus, constitue un procédé qui
possède l'avantage d'étre moins cher et plus rapide a effectuer que des
procédés d'extraction des in puretés qui s'effectuent dans unter enceinte
sous vide, tels que le VOD (Vacuum O .ygen Décarburization).
Les inventeurs ont réalisés des essais sur des aciers Z12CNDV12
élaborés avec le procéda: selon l'invention, C'est-à-dira' avec un dégga aue
du lingot _f toué selon les paramètres ci-dessus avant l'ESR, et les
résu tats de, ccc essai sont présentés U ci-dessous.
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La composition des aciers Z12CNDV12 est la suivante : (norme
DMD0242-20 indice E : C (0,10 â 0,17%) - Si (<O,30%) - Mn (0,5 à 0,0010)
-Cr(11'a 12,5%)-Ni (2 à3%)- Mo (1,50à2,001%/o)-V(0,25
N) (0,010 à 0,050%) - Cu 00,5%) - S 00,015%) - P (<0,025%) et
satisfaisant le critère 4,5 < ( Cr - 40.C - 2.Mn - 4.Ni + 6.Si + 4.Mo +
11.V - 30.N) < 9.
La figure 1 montre qualitativement les améliorations apportées par le
procédé selon l'invention. On obtient expérimentalement la valeur du
nombre N de cycles à rupture nécessaire pour rompre une éprouvette en
acier soumise à une sollicitation cyclique en traction en fonction de la
pseudo contrainte alternée C (il s'agit de la contrainte subie par
l'éprouvette sous déformation imposée, selon la norme DMC0401 de
Snecma utilisée pour ces essais).
Une telle sollicitation cyclique est représentée schématiquement en
figure 2. La période T représente un cycle. La contrainte évolue entre une
valeur maximale Cmax et une valeur minimale Cmin.
En testant en fatigue un nombre statistiquement suffisant
d'éprouvettes, les inventeurs ont obtenu des points N=f(C) à partir
desquels ils ont tracé une courbe statistique moyenne C-N (contrainte C
en fonction du nombre N de cycles de fatigue). Les écarts types sur les
contraintes sont ensuite calculés pour un nombre de cycle donné.
Sur la figure 1, la première courbe 15 (en trait fin) est
(schématiquement) la courbe moyenne obtenue pour un acier élaboré
selon l'art antérieur. Cette première courbe moyenne C-N est entourée par
deux courbes 16 et 14 en trait fin pointillé. Ces courbes 16 et 14 sont
situées respectivement à une distance de +3 ci, et -3 a, de la première
courbe 15, c-il étant l'écart-type de la distribution des points
expérimentaux obtenus lors de ces essais en fatigue, et _`_.3 correspond
en statistique à un intervalle de confiance de 99,7%. La distance entre ces
deux courbes 14 et 16 en trait pointillé est donc une mesure de la
dispersion des résultats, La courbe 14 est le facteur limitant pour le
dimensionnement d'une pièce.
Sur la figure 1, la deuxième courbe 25 (en trait épais) est.
(sc'léniatlguement) la c ~urbe moyenne obtenue a partir des résultats
en fc tioL.le. eff~ Ltués su un élaboré s 'lon l;lvt_'ntion sous
Une solllcitatlon selon la fleure ~. Cette deuxième courbe moyenne C-N est
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entourée par deux courbes 26 et 24 en trait épais pointillé, situées
respectivement à une distance de +3 s-, et -3 e de la deuxième courbe
25, ~~_ étant l'écart-type de la distribution des points expérimentaux
obtenus lors de ces essais en fatigue. La courbe 24 est le facteur limitant
pour le dimensionnement d'une pince.
On note que la deuxième courbe 25 est située au dessus de la
première courbe 15, ce qui signïfie que sous une sollicitation en fatigue à
un niveau de contrainte C, les éprouvettes en acier élaboré selon
l'invention se rompent en moyenne à un nombre N de cycles plus élevé
que celui où les éprouvettes en acier selon l'art antérieur se rompent.
De plus, la distance entre les deux courbes 26 et 24 en trait épais
pointillé est plus faible que la distance entre les deux courbes 16 et 14 en
trait fin pointillé, ce qui signifie que la dispersion en tenue à la fatigue
de
l'acier élaboré selon l'invention est plus faible que celle d'un acier selon
l'art antérieur.
La figure 1 illustre les résultats expérimentaux résumés dans le
tableau 1 ci-dessous.
Le tableau 1 donne les résultats pour une sollicitation en fatigue
oligocyclique selon la figure 2 avec une contrainte Cmin nulle, à une
température de 250 C, à N = 20 000 cycles, et N = 50 000 cycles. Une
fatigue oligoeyclique signifie que la fréquence de sollicitation est de
l'ordre
de 1 Hz (la fréquence étant définie comme le nombre de périodes T par
seconde).
Tableau 1
Conditions d'essai en
f Acier selon l'art antérieur Ader clabore selon l'invention
fatiguée oligocvclique_
E
N T i-rpérature C Dispe sio.n~ C i Dl~~persi~r~ 1
_ r~
2.101 1 200 C 700 , 1 120 ~M 1 ~1 _ C~1 1 ~~ } i~1
f
f f
f
É 5.10 ~00~~ 100 1 l 1 ~~ ~1 130`` 1 {J
On nota-' que pour une val 'Lir donnée du nombrE N Cie cles, la
vagie r m in~male de contr ante en iatioue nécessaire' pour rompre lui acier
ion If .' 'nti n est `_upr f ieure d la . al'ur minim 3i h ~ tr nt'_' il
f=Jti ~t'e 1 0(~ %l 'C-" `- ~i" ~i,,,,f,., . ion L - t
~. L~~~l~ ~ ~ _ ~i i~~V 'v~ i i~ ~~ ~~li e f~l~ui f iii i ifi L Üf i ULiCi
JCIUI 1 I C7I L,
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antérieur. La dispersion (=6 c) des résultats à ce nombre N de cycles pour
un acier selon l'invention est inférieure à la dispersion des résultats pour
un acier selon l'art antérieur (dispersions exprimées en pourcentage de la
valeur minimale Ni).
Avantageusement, la teneur en carbone de l'acier martensitique
inoxydable est inférieure à la teneur en carbone en dessous de laquelle
l'acier est hypoeutecto'ide, par exemple une teneur de 0, 49%. En effet,
une telle teneur faible en carbone permet une meilleure diffusion des
éléments d'alliage et un abaissement des températures de remise en
solution des carbures primaires ou nobles, ce qui entraîne une meilleure
homogénéisation.
Par exemple, l'acier martensitique a, avant sa refusion sous laitier,
été élaboré à l'air.
