Brevet FR2001076A1 — publié le 19690919

r"' ( 1 p,7 ■ y., i . ; v. ,• L•invention est relative à un acier à haute résistance à la traction, pour structures soudées» Comme le montre le tableau 1 de la spécification, les aciers courants à haute résistance à la traction pour 5 structures soudées sont obtenus par trempe et revenus au cours de leur traitement thermique, qui a pour but d'améliorer leur résistance à la traction et leur résilience à la coupe, leur microstructure se présentant après revenu comme une martensite. En conséquence, l'acier à haute résistance à la 10 traction ainsi trempé et revenu par les procédés courants montre un rapport de flexion élevé (rapport du point de flexion à la résistance à la traction), puis après flexion, sa distorsion et l'énergie nécessaire jusqu'à rupturesont fortement réduites et il s'en suit une faiblesse contre la concentration d'efforts 15 sur les structures» De plus, si l'on doit évaluer le degré de leur sécurité en se basant sur le rapport de flexion, il est nécessaire de prévoir un degré de sécurité pour l'utilisation pratique en accord avec le rapport de flexion. 20 Du fait que le rapport de flexion, s'élève, les efforts tolérables sur cet acier doivent être faibles d'une part, et d'autre part, l'épaisseur des plaques des structures soudées faites de cet acier est susceptible de devenir une lourde charge. De plus, cet acier à haute résistance à la 25 traction doit être, lors de la trempe et du revenu,traité à des températures élevées, par exemple supérieures à 600° C afin d'augmenter sa résilience à la coupe. En raison de cette tendance, la teneur en éléments d'alliage de cet acier est importante pour faire augmenter sa 30 résistance. Ainsi quand la résistance de l'acier est augmentée, l'équivalent carbone est aussi augmenté (cet équivalent carbone est désigné dans la suite comme Oeq et Ceq = (C + 1/24 Si + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo +1/14 V). 35 En conséquence comme les tendances au durcissement d'une zone soumise à la chaleur de soudage sont considérables, sa sensibilité à la formation de criques de soudure est aussi augmentée, avec ce résultat qu'il est nécessaire que les températures de préchauffage de cet acier soient élevées comme 40 on le voit dans le tableau 1 afin d'éviter la formation de fentes de soudure. Tableau 1 Acier Traitement thermique 0 Si Mn 3? S Ni Or Mo V Cu HT 60 QT .15 .47 1.28" •020 .010 .06 .25 .06 HT 70 Q3J 1) .13 .37 .90 .010 .016 .86 .36 .33 HT 80 QT ^ .13 .34 .82 .015 .008 1.01 .51 .40 .25 HT 100 QT .16 .27 .78 .015 .010 1.22 .62 .56 .05 .25 1) Trempe à l'eau et revenu 00 CN CN O' i A» Tableau 1 .1 S !' O O „ Ceq Point de flexion (kg/mm2) Résistance à la traction (kg/mm2) allongement M zone de réduction (*) Energie absorbée vE (kg-m) Température de préchauffage pour éviter les fentes dendritiques O CN 0°C .44 56.3 65.4 18.2 68.2 14.4 100 -2000 .47 68.0 76.2 26.5 68.1 11.9 150 to —20°C .51 76.9 82.8 23.5 66.5 7.7 150 -25°C .60 96.7 101.3 20.5 65.6 8.4 250 oo T—— CN CN O 2) Ceq = C + 1/24 Si +1/6 Mn + 1/40 NI + 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V o-•O 69 C2218 4 1 i r> i f, 7 ! j- -j I 0 / b En. raison des inconvénients mentionnés ci-dessus, inhérents à l'acier courant, l'invention a pour but de réaliser un acier à haute résistance à la traction de structure balnitique avec une résilience à la coupe et une soudabilité élevée. 5 l'invention a pour objet un procédé de fabrica tion d'un acier à haute résistance à la traction pour structures soudées, procédé caractérisé par ce qu'on réalise un acier qui contient, G 0,005 à 0,15 Si 0,05 à 0,6 Mn 0,1 à 1,4 5^, Fi 0,5 à 4,5 f», Cr 0,1 à 1,4 # et Mo 0,1 à 0,8 et une 10 addition d'Al 0,01 à 0,09 $ ou Ti 0,001 à 0,15 % ou les deux, la valeur de Mn + Ni + Cr + Mo étant fixée à 1,6 à 4,2 fo et le reste de la composition de l'acier étant constitué par Pe et quelques impuretés inévitables, et après qu'il a été chauffé au-dessus de A^ comme point de transformation, on le refroidit de 15 800 à 500° C en 2,1 à 54 secondes, avec un refroidissement continu de 500 à 200° C en plus de 15 secondes, dans le cas où. Mn + Ni + Cr + Mo se situe entre 1,6 et 3,2 $6, on le refroidit de 800 à 500° C en 2,3 à 70 secondes avec an refroidissement continu de 500 à 200° C en plus;de 20 secondes, dans le cas où. 20 Mn + Ni + Cr + Mo se situe entre 3»2 et 3,9^t on le refroidit de 800 à 500° C en 2,4 à 80 secondes,avec un refroidissement continu de 500 à 200° C en plus de 24 secondes, dans le cas où. Mn + Ni + Cr + Mo se situe de 3,8 à 4,2 %, de sorte qu'il se forme la structure bainitique fine. 25 La composition chimique et le traitement thermique de l'acier suivant l'invention seront exposés en détail ci-après avec référence aux dessins annexés. - la figure 1 est un graphique montrant une relation entre la proportion de Ni et l'énergie absorbée pour 30 le choc Charpy à la coupe V sur l'acier suivant l'invention, - la figure 2 est un graphique qui montre une relation entre la quantité Mn + Ni + Cr + Mo, le point de flexion, et la résistance à la traction de l'acier suivant l'invention, 35 - la figure 3 est un graphique indiquant la relation entre la proportion de V, le point de flexion et la résistance à la traction de l'acier suivant l'invention, - la figure 4 est aussi un graphique qui donne le rapport entre la proportion de V et l'énergie absorbée au 40 choc Charpy V à la coupe pour l'acier, 69 02218 5 o r r\ ■» p -T / . - la figure. 5 est un diagramme de transformation au refroidissement continu lors du traitement thermique suivant l'invention, - la figure 6 est un graphique qui montre la 5 relation entre la proportion de Mn + Ni + Cr + Mo et la durée de refroidissement de l'acier suivant l'invention, - la figure 7 est un graphique qui montre le rapport entre 11 équivalent carbone et les propriétés mécaniques de l'acier suivant l'invention, 10 - les figures 8 et 9 sont des photographies qui montrent la microstructure de l'acier suivant l'invention. Tout d'abord, la composition chimique de l'acier suivant l'invention est constituée der C 0,05 à 0,15 Si 0,05 à 0,6 Mn 0,1 à 1,4 Ni 0,5 à 4,5 Cr 0,1 à 1,4 $>, 15 et Mo 0,1 à 0,8 fo et aussi une addition d'ion ou des deux Al 0,01 à 0,09 f°t et Ti 0,001 à 0,15 #, et si nécessaire avec addition d'un ou deux des éléments, V moins de 0,12 Nb moins de 0,05 % et B moins de 0,005 Si la teneur en C vient à dépasser 0,15 une 20 zone soumise à la chaleur de soudage deviendrait extrêmement dure, des fentes de soudure seraient susceptibles de se produire, et il se formerait une structure martensite dûe au traitement thermique, raison pour laquelle la teneur en C mentionnée ci-dessus est fixée, à moins de 0,15 $ et à plus de 0,05 # afin d'assurer me 25 résistance à la traction importante. Quand la teneur en Si dépasse 0,6 la soudabilité de l'acier devient plus mauvaise et en même temps, comme la présence de 0,05 de Si est considérée comme favorable en général dans le cas d'acier qui doit être travaillé, la 30 teneur acceptée est fixée entre 0,05 et 0,6 %. Comme C, Mn est un élément d'alliage efficace pour augmenter la résistance à la traction de l'acier, mais si cette teneur est augmentée, la soudabilité de l'acier devient plus mauvaise comme dans le cas de la détermination de la teneur 35 en C. Par suite, la teneur en Mn est fixée à plus de 0,1 ia si l'on se place au point de vue de la résistance à la traction et en même temps à moins de 1,4 % si l'on se place au point de vue de la soudabilité d'une part, et en raison de la 40 nécessité d'éviter la formation de la structure martensite du fait 69 02218 6 2001076 du traitement thermique d'autre part. Bien que Ni soit connu comme un élément d'alliage efficace pour l'amélioration de la résistance à la coupe, il existe des limites définies à sa teneur efficace à ce point de 5 vue. Notamment, la figure 1 montre l'influence de la teneur en Ni sur la résilience à la coupe après un traitement thermique suivant l'invention. Dans ce dessin, les abscisses indiquent le 10 pourcentage de Ni et les ordonnées l'énergie absorbée VEO (kg-m) lors du test de choc Charpy V 2 mm. Comme il ressort directement de cette relation, l'addition de Ni en proportion supérieure à 0,5 se montre efficace pour augmenter la résilience à la coupe mais une 15 addition supérieure à 4,5 % cesse de se montrer efficace à ce point de vue, de sorte que la teneur en Ni est fixée entre 0,5 et 4,5 Il est désirable que la teneur en Cr soit supérieure à 0,1 $ afin que la structure bainitique se forme, et 20 pour augmenter la résistance à la traction, mais une proportion supérieure a 1,4 % de cet élément affecterait défavorablement la soudabilité de l'acier, et en même temps il n'est pas nécessaire de s'attendre à une augmentation de la résistance à la traction par le traitement thermique suivant l'invention, de 25 sorte que la teneur en Cr mentionnée ci-dessus est fixée de 0,1 à 1,4 5^. De même, il est désirable que la teneur en Mo soit supérieure à 0,1 i» afin que l'on obtienne la structure bainitique et pour augmenter la résistance à la traction, mais 30 une proportion supérieure à 0,8 fo de Mo provoquerait un durcissement de la zone soumise à la chaleur de soudage, et rendrait plus mauvaise la soudabilité, et en même temps, comme dans le cas de Cr, on ne doit pas rechercher une augmentation de la résistance à la traction par le traitement thermique 35 suivant l'invention, de sorte que la teneur en Mo mentionnée ci-dessus est fixée entre 0,1 et 0,8 fo. Si l'on se réfère à la figure 2 qrui montre l'influence de la composition chimique sur la résistance d'un acier type de l'invention, les abscisses indiquent le pourcentage 40 de Mn + Ni + Cr + Mo comme un paramètre de la composition - 7 2001076 chimique et les ordonnées indiquent le point de flexion et la résistance à la traction. Comme il ressort directement de cette relation, on constate que la valeur de Mh + Ni + Cr + Mo doit être nécessai 5 rement supérieure à 1,6 $, supérieure à 2 fo, supérieure à 3,8 et supérieure à 4,2 ^ respectivement, si l'on veut obtenir des o résistances à la traction qui soient respectivement de 70 kg/mm , O o supérieures à 80 kg/mm , supérieuresà 90 kg/mm et supérieur^ à 100 kg/mm2. 10 La teneur en Al doit être supérieure à 0,01 à 0,09 à l'effet de produire la désoxydation et de produire des particules crista.113.nes fines dans la fabrication de l'acier, mais si Al dépasse 0,09 i° il en résultera tin abaissement de la résilience à la coupe d'une part, et s1 il se trouve en 15 proportion inférieure à 0,01 fo Al ne pourra réaliser son rôle propre d'autre part. Il est aussi possible d'obtenir l'effet voulu de désoxydation et de production de particules cristallines fines en utilisant ïi qui donnera à peu près le même effet qu'Ai. 20 Dans ce cas, la teneur en Ti sera de préférence maintenue dans les limites de 0,001 à 0,15 %• De cette façon il peut aussi être possible d'envisager une utilisation combinée des deux éléments Al et Ti. Bien que 1'élément Y soit efficace pour augmenter 25 la résistance à la traction, une proportion trop importante pourrait abaisser la résilience à la coupe. Dans la figure 3, les abscisses indiquent le pourcentage de V et les ordonnées le point de flexion et la résistance à la traction et l'on y verra que le point de flexion 30 et la résistance à la traction augmentent quand on augmente l'addition de V. La figure 4 montre la relation entre la teneur en V et la résilience à la coupe oîi les abscisses indiquent le pourcentage de V et les ordonnées l'énergie absorbée VEo (Kg-m) 35 au teste de choc Charpy V à la coupe. D'après cette relation, la teneur en Y qui ne provoque pas d'abaissement de la résilience à la coupe est considérée comme inférieure à 0,12 f° et c'est la raison pour laquelle cette teneur de 0,12 $ est déterminée comme appropriée pour l'effet recherché comme mentionné ci-dessus 40 De même les éléments Nb et B sont aussi efficaces 6e D2218 8 2001076 pour augmenter la résistance à la traction, mais une teneur trop importante conduirait à un abaissement de la résilience à la coupe, de sorte que la teneur en Nb est indiquée comme devant être inférieure à 0,4 i° et celle de B comme inférieure à 0,005 5 comme limites respectives pour éviter un abaissement important de la résilience à la coupe. En outre il doit être noté que quelques autres impuretés inévitables sont présentes dans la composition chimique de l'acier. 10 les conditions du traitement thermique suivant l'invention seront maintenant exposées en détail ci-dessous. La figure 5 est un graphique représentant le diagramme (CCT) de transformation au refroidissement continu à partir de 900° C en descendant, l'acier étant constitué de 15 C 0,11 Si 0,20 , ,Mn 0,28 %, Ni 2,51 #, Cr 1,12 %, Mo,0,28 56, et Al 0,025 Dans le graphique de la figure 5» les abscisses indiquent la durée du refroidissement (en secondes, divisions logarithmiques) à partir de 800° 0, et les ordonnées indiquent 20 les températures (° C,divisions égales) par rapport aux états de transformation de l'acier, notamment, A montre le domaine de l'austénite, F le domaine de la ferrite initiale, B le domaine de la structure bainitique, et M le domaine de la martensite, et la ligné a - b - c montre un point de départ 25 de la transformation en structure martensite (point Ms), la ligne d - e un point où se termine presque la transformation de la structure martensite (point Mf) et la ligne e - f un point qui est presque la terminaison de la transformation de la structure bainite (point Bf). 30 La courbe de refroidissement 1 montre une courbe de refroidissement critique pour la formation de la ferrite•initiale, la courbe de refroidissement 2 me courbe de refroidissement critique pour que toute la structure devienne de la bainite, et la courbe de refroidissement 3 une courbe 35 de refroidissement critique pour que toute la structure se transforme en martensite. De ce diagramme CCT, il ressort clairement que la ferrite initiale est formée si le refroidissement se fait plus lentement que la courbe de refroidissement 1 et qu'alors 40 la résistance à la traction et la résilience à la coupe sont v ^ -• •V-"._ ~ A o n 9 91 B « 0 ' 9 2001076 abaissées; toute la structure- est transformée en martensite si le refroidissement est plus rapide que la courbe de refroidissement 3» et il est obtenu une résistance à la traction élevée, mais la résilience à la coupe est nettement abaissée, et il se forme une 5 structure mixte bainite et martensite si le refroidissement s'opère entre les courbes 2 et 3, mais on peut s'attendre à une augmentation de la résilience à la coupe en raison de la martensite présente dans le mélange. Maintenant, afin d'obtenir à la fois une résistan-10 ce à la traction et une résilience à la.coupe satisfaisantes, la formation de la structure bainite est essentielle, et pour l'obtenir l'acier devra être refroidi dans le domaine des courbes de refroidissement 1 et 3 en considération du fait que le refroidissement descendant à 500°C approche de la température du point Ms. 15 Notamment, la durée du refroidissement de 800 à 500°C devra se situer entre et S1 secondes. II est bien connu que les conditions de refroidissement en descendant à partir de 500°C représentant le critère le plus important pour la transformation en martensite. Il a été ainsi constaté qu'à partir de la cour-20 be de refroidissement critique 2 oh toute la structure se transforme en bainite la durée de refroidissement de 500 ^ 200° C doit être de Sg secondes et par suite, si le refroidissement de 500 à 200°C dure plus de Sg secondes, il ne se formera pas du tout de structure martensitique. 25 Si l'on considère les conditions mentionnées ci- dessus, la durée de refroidissement de 800 à 500°C doit se situer entre et secondes, et ensuite la durée de refroidissement de 500 à 200°C doit être supérieure à Sg secondes, afin que toute la structure puisse se transformer en bainite. 30 Oes chiffres de durée de refroidissement critique sont en rapport avec la composition chimique de l'acier, et à ce sujet le tableau 2 indique et les compositions chimiques de différents types d'acier suivant l'invention tels qu'ils sont obtenus d'après un diagramme de transformation par 35 refroidissement continu (CCT). la figure 6 montre la relation qui existe entre, les compositions chimiques et , Sg et 3^, et les abscisses indiquent le pourcentage de Mn + Ni + Cr + Mo comme paramètre de la composition chimique, et les ordonnées , Sg et en 40 secondes ( divisions logarithmiques) de façon à indiquer leur relation. 6° n22 : G 10 2001076 Les conditions de refroidissement nécessaires pour la formation de la structure "bainite, en se basant sur le rapport entre le pourcentage de Mn + Ni + Cr + Mo tel qu'il est donné dans la figure 2 et la résistance à la traction, seront obtenues 5 en se référant aux zones de pourcentage de Mn + Ni + Cr + Mo comme suit. Si Mn + Ni + Cr + Mo se situe entre 1,6 et 1,2 la durée de refroidissement de 800 à 500° C sera de 2,1 à 54 secondes et la durée du refroidissement continu de 500 à 200° C 10 sera supérieure à 15 secondes. Si Mn + Ni + Cr + Mo se situe entre 3»2 et 3,8 la durée du refroidissement de 800 à 500° C sera de 2,3 à 70 secondes et la durée du refroidissement continu de 500 à 200° C sera supérieure à 20 secondes. 15 Si Ma + Ni + Cr + Mo se situe entre 3,8 et 4,2 la durée de refroidissement de 800 à 500° C sera de 2,4 à 80 secondes et la durée du refroidissement continu de 500 à 200° C sera supérieure à 24 secondes. Suivant ces directives, il est possible d'obtenir 20 un acier présentant une structure bainite fine par le traitement thermique suivant l'invention, ce qui permettra d'obtenir une résistance à la traction et une résilience à la coupe suffisante. Si une résilience à la coupe plus élevée était nécessaire, celle-ci pourrait être obtenue en faisant subir 25 à l'acier un revenu à une température inférieure à comme point de transformation. En conséquence, cette opération de revenu ' pourra être employée en cas de besoin. 6e 02218 11 (Tableau 2 2001076 No.. G Si Mn P J S Ni Cr Mo Y Nb B 4 .12 .18 CA 00 « ..012 .016 .61 .28 .37 5 .12 .16 .93 .012 .017 .70 .31 .31 6 .12 .16 .86 .012 .018 .66 .32 .35 .11 14 .13 .19 .87 .012 .018 .71 .37 .33 .04 15 .11 .20 .92 .012 .018 .75 .35 .37 .12 .0024 10 .07 .27 .43 .011 .013 1.61 .65 .46 11 .06 .14 .56 .009 .012 1.45 1.34 .55 18 .11 .20 .28 .012 .006 2.51 1.12 .28 A (A* Al Ti Mn+Ni+Cr+Mo (Secondes) (Secondes) (Secondes) •0t8 .028 2.09 61 8.8 1.4 .015| .028 2.25 62 8.2 1.5 .016! .015 i i 2.19 -68- 7.4 1.-4 .011! .025 2.28 63 6.9 1.9 .017! .016 2.39 94 8.8 1.8 .031 3.15 70 14.6 1.4 ,.036! .008 .025 3.90 4.19 110 128 20 15.8 2.3 1.8 A» 0G 022:6 i2 2001076 On trouvera maintenant exposés ci-dessous en détail quelques exécutions de l'invention. Le tableau 3 montre les compositions chimiques, les conditions thermiques et les propriétés mécaniques de 5 différentes qualités d'acier suivant l'invention. Les exécutions de ce tableau 3 ont été traitées dans les conditions du traitement thermique suivant l'invention mais n'ont été soumises à aucun traitement de revenu de façon à montrer nettement que l'on peut obtenir de cette façon une 10 résistance à la traction et une résilience à la coupe importantes. Au contraire, le tableau 4 montre quelques exécutions qui ont été refroidies dans les conditions de refroidissement suivant l'invention puis ont subi un revenu. Comme il ressort de ces exécutions, la résilience 15 à la coupe peut être améliorée avec certitude par le revenu, et plus encore, cette amélioration de la résilience à la coupe peut être obtenue seule sans abaisser la résistance à la traction, suivant les températures mises en oeuvre pour opérer le revenu. La figure 7 indique la relation entre l'équivalent 20 carbone (Ceq) et le point de flexion, la résistance à la traction et le rapport de flexion, . les abscisses y indiquant le Ceq, et les ordonnées le point de flexion, la résistance à la traction et le rapport de flexion de façon à montrer leur rapport et en même temps pour permettre la comparaison avec un acier à haute 25 résistance à la traction qui a .été trempé et qui a subi un revenu par les méthodes courantes. La courbe 1 dans le dessin indique le point de flexion de l'acier suivant l'invention, la courbe 2 la résistance à la traction du même acier, et la courbe 3 ■ le 30 rapport de flexion du même, pendant que la courbe 1 1 indique le point de flexion d'un acier courant, la courbe 2 ' sa résistance à la traction, et la courbe 3 1 son rapport de flexion. Comme il est facile de le comprendre d'après ce 35 rapport, même sur la base d'un Ceq égalp le point de flexion et la résistance à la traction d'un acier suivant 1|invention sont plus élevés5 et le rapport de flexion de cet acier est plus faible que celui d'un acier courant. Il est facile de remarquer en conséquence que 40 le Ceq d'un acier suivant lsinvention peut être plus faible que 69 02218 13 2001076 celui d'un acier courant qui aurait le même degré de résistance à la traction. En d'autres termes, pour un même degré de résistance à la traction, la zone affectée par la chaleur de soudage 5 de l'acier suivant l'invention.soumis à la chaleur de soudure sera moins durcie et sa sensibilité à la formation de fentes de soudures sera aussi inférieure à celle d'un acier courant, ce qui fait apparaître une soudabilité meilleure que celle de ce dernier. 10 De plus, le rapport de flexion plus faible pour l'acier suivant l'invention que pour l'acier courant donne au premier la possibilité de donner une sécurité contre la concentration des efforts si l'on compare avec l'acier courant, et l'on peut ainsi arriver à un facteur de sécurité plus faible 15 et à un effort admissible élevé pour les besoins de l'utilisation. _ : Le n° 8 et le n° 18 du tableau 3 sont représentés par les figuras 8 et 9 respectivement avec un groississement de 500 à titre d'exemples de microstructures de l'acier. Comme il ressort directement de ces microstruc-20 tures, l'acier suivant l'invention peut être considéré comme représentant la structure bainitique fine. Le tableau 5 montre la dureté maximum de la zone affectée par la chaleur de soudure de l'acier n° 18 avec une résistance à la traction de l'ordre de 100 kg/mm2 ainsi que 25 le pourcentage de fentesdendritiques au test des fentes de soudure par arrachement d'une forme en V. Comme il ressort directement de ces résultats, les propriétés de durcissement de la zone affectée par la chaleur de soudage sont relativement faibles pour me résistance 30 à la traction de l'ordre de 100 kg/mm , et il a été constaté qu'il était possible d'éviter parfaitement les fentes de soudure dûes à l'opération de soudure par m préchauffage à 75° C en utilisant le procédé de soudure à l'arc couvert courant. En conséquence, si l'on fait me comparaison avec 35 les aciers courants dont la résistance à la traction est de l'ordre de 100 kg/mm qui figurent dans le tableau 1 et l'acier suivant l'invention, on constatera que l'acier suivant l'invention fait preuve d'une soudabilité nettement meilleure. En bref, en écartant cette idée commune d'après 40 laquelle il est difficile d'obtenir m acier à haute résistance 69 02218 14 2001076 à la traction avec une large gamme de résistance à la traction en raison de l'affaiblissement de la résilience à la coupe de la structure bainitique, l'invention doit être considérée comme très utile du fait qu'elle réalise un acier nouveau à haute 5 résistance à la traction, de structure bainitique,avec une résilience à la coupe élevée et une faible sensibilité à la formation de fentes de soudure. De plus, l'acier à haute résistance à la traction suivant l'invention peut être utilisé, celà va sans dire, pour 10 la fabrication de tôles d'acier, et de produits en acier forgé, d'acier coulé, d'acier profilé, de tubes en acier, de barres d'acier et de produits tréfilés. Bien entendu l'invention n'est pas limitée aux exemples de réalisation ci-dessus décrits et représentés, à 15 partir desquels on pourra prévoir d'autres variantes de réalisation, sans pour celà sortir du cadre de l'invention. l'invention s'étend également aux aciers conformes à ceux obtenus par les procédés ci-dessus ou similaires» Tableau 3 i A' 0 Si Mn P S Ni Cr Mo V Nb B Al Ti Ceq 1 .11 .37 .91 .012 .018 .77 j .41 .34 .015 * .46 2 .13 .28 1.30 .017 .002 .52 | .20 .17 .028 .46 3 .14 |.25 1.27 .012 .018 .53 ! .24 .19 .048 .47 4 .12 j .18 .83 .012 .016 .61 ; .28 .37 ! | .018 .028 .43 5 .12 | .16 .93 .012 .017 .70 .31 .31 i | .015 .028 .44 6 .12 .16 .86 .012 . .018 .66 .32 .35 .11 .016 .015 .44 7 .07 .21 .39 .010 .011 2.32 .44 .44 .018 .40 8 .07 .26 .42 .011 .012 1.59 .49 .48 .029 .41 9 .06 .26 .42 .010 .01 r 1.08 .54 .51 .019 .40 10 .07 .27 .43 .011 .013 1.61 .65 .46 .035 « 44 11 .06 .14 .56 .009 .012 1.45 1.34 .55 .015 .60 | 12 .06 .18 .56 .008 .009 1.54 1.33 .44 .024 .58 13 .07 .31 .45 .008 .006 2.00 1.27 .44 .023 .57 14 .13 .19 .87 .012 .018 .71 .37 .33 .04 .011 .025 .46 1 15 .11 .20 .92 .012 .018 .75 .35 .37 .12 .0040 .017 .016 .54 16 .09 .18 .54 .008 .019 4.02 .63 .22 .035 .02 .0024 .013 .48 17 .13 .30 1.00 .002 .006 .84 .50 .45' .064 .015 .55 18 .11 .20 . 28 .002 .006 2.51 1.12 .58 .025 .47 A' Tableau 3 -o 1) T (°C) 2) SA (Secondes) 3) SB (Secondes) Point de flexion ' (Wmm2) résistance à la traction (Wmm2) 4) allongement m zone de réduction do) ! | vEo (kR-m) o 900 16 328 61.2 73.4 32.3 68.0 11 .8 o 900 12 460 63.3 73.2 ■31.5 - ! 21.6 o CN 900 15 362 58.3 77.9 31.5 15.2 900 21 152 62.7 76.1 18.0 65.2 | 9.3 900 25 257 59.9 71.0 19.5 , 67.5 9.6 900 18 128 68.3 78.6 18.0 65 » 2 : 9.6 900 35 92 67.3 •78.2 15.5 69.7 15.0 900 42 181 63.9 77.3 17.5 j 70.8 14.7 i I c~~ 900 48 257 61.9 74.4 17.0- j 73.9 ' 17.4 « 900 28 282 67.0 79.4 15.5 ! 69.7 14.1 900 32 880 81.7 93.4 14.0 j 63.9 1 12.1 \ i 900 26 780 80.8 92.9 14.0 ; 69.7 14.7 ] i 900 32 910 81 .1 94.5 | 15.0 66.4 1 '5 « 6 "i i 900 49 460 65.6 72.9 ! I 15.0 ; 68.6 12.4 i CO 900 45 481 69.6 79.0 j 17.0 : 68.6 j 13.6 1 1 C -i cn '■ "t> 900 36 252 96.1 108.9 j 14.0 j 66.4 16.4 i 900 42 322 85.4 104.3 29.3 | - 6.6 ! 900 35 ' 980 86.8 102.3 19.5 J 67.3 13.6 +> a) a Q) K> O ra o •H -d O i k O ' o Tj ' Q) • a) 'd VU) u 3 m t «i CQ CM Pî o •H -p c\S co ♦H "(1) -p r ctf CD & -p aj h "■Q) a 0) -p 6H A' 69 02218 17 2001076 Tableau 4 ' A - 1) 2) No. 0 Si Mn P S Ni Cr Mo Al Ceq N O ^ o SA ' Secondes 18 .11 .20 .28 .012 .006 t 2.51 1.12 .28 .025 .47 900 1 35 1 1) Tï Température d'austénisation 2) SA: durée de refroidissement de 800 à 500°C A» 5) SB (Secondes) Température du revenu (°c) Point de flexion (kg/mm2) résistance à la traction p (kg/mm ) 4) allongement (*) zone de réduction (0 vEo (kg-m) vE-50 (kg-m) 980 580 75.4 " 88.1 27.5 71 «0 23.8 23.0 500 84.6 100.2 22.3 68.5 15.3 4 5.8 r 3) SB: durée de refroidissement de 500 à 200°C 4) JIS N° 4 éprouvette d'examen de la traction diamètre 14mm GL = 50 mm 18 2001076 Tableau 5 ^ No. Ceq Point de flexion (kg/mm } résistance à la traction (kg/mm2) allongement (» zone de t réduction (*) 18 .47 86.8 102.3 19.5 i 67.3 1 % A.» dureté maximum de la zone affectée par la chaleur de soudure Hv Température de préchauffage et pourcentage de fentes au teste de fentes de soudure par arrachement d'une pièce en Y Température de préchauffage pour éviter les fentes sans préchauffage 50°C 75°C (oC) 358 100 20 0 75 1) JIS N° 4 éprouvette d'examen de la traction G-L = 50 mm Eï3p^ss||î £ O 0 *"» o f p 19 2001076 REVENDICATIONS 1° - Procédé de fabrication d'un acier à haute résistance à la traction pour structures soudées, procédé caractérisé par ce qu'on réalise un acier qui contient C 0,005 5 à 0,15 Si 0,05 à 0,6 Mn 0,1 à 1,4 Ni 0,5 à 4,5 ?6, Cr 0,1 à 1,4 et Mo 0,1 à 0,8 $, et une addition d'Al 0,01 à 0,09 ou Ti 0,001 à 0,15 % ou les deux, la râleur de Mn + Ni + Cr + Mo étant fixée à 1,6 à 4,2 ^ et le reste de la composition de l'acier étant constitué par Fe et quelques impuretés inévi-10 tables, et après qu'il a été chauffé au-dessus de A^ comme point de transformation, on le refroidit de.800 à 500° C en 2,1 à 54 secondes, avec un refroidissement continu de 500 à 200° C en plus de 15 secondes, dans le cas où Ma + Ni + Cr + Mo se situe entre 1,6 et 3,2 #, on le refroidit de 800 à 500° C 15 en 2,3 à 70 secondes , avec un refroidissement continu de 500 à 200° C en plus de 20 secondes, dans le cas où Mn + Ni + Cr + Mo se situe entre 3,2 et 3,8$,et on le refroidit de 800 à 500° C en 2,4 a 80 secondes,avec un refroidissement continu de 500 à 200° C en plus de 24 secondes, dans le cas où Mn + Ni + Cr + Mo 20 se situe de 3,8 à 4,2 fot de sorte qu'il se forme la structure bainitique fine. structures soudées conforme à celui obtenu par le pro'cédé' ci-dessus, caractérisé par ce qu'il contient- C 0,05 à 0,15 25 Si 0,05 à 0,6 £f Mn 0,1 à 1,4 #, Ni 0,5 à 4,5 Cr 0,1 à 1,4 % et Mo 0,1 à 0,8 % et une addition d1 Al 0,01 à 0,09 $ ou de Ti 0,001 à 0,15 f°t ou des deux, la valeur de Mn + Ni + Cr + Mo étant fixée entre 1,6 et 4,2 , 30 caractérisé par ce qu'il contient une ou deux additions de V moins de 0,12 Nb moins de 0,04 et B moins de 0,005 f°i le reste de la composition de l'acier étant constitué de Fe et quelques impuretés inévitables. 2° - Acier à haute résistance à la traction pour 3° - Acier conforme aux revendications 1 et 2