Brevet FR2583778A1 — publié le 19861226

La orésente invention est relative à un acier inoxydable utilisable pour constituer des pièces et des organes devant présenter une résistance, une ténacité, et une ductilité élevées ainsi qu'une grande résistance à la corrosion, tels qu'une mince lame de ressort, une mince tôle d'enroulement, une lame de couteau, un corps d'outil de coupe, etc., et qui est particulièrement appro- prié comme matériau pour des pièces nécessitant une résistance et une ductilit6 élevées. On utilise habituellement pour fabriquer les pièces et organes précités des aciers inoxydables mar- tensiques, des aciers inoxydables austenitiques pouvant être écrouis, et des aciers inoxydables pouvant être durcis par précipitation. Les aciers inoxydables martensitiques sont dur- cis par trempe à partir d'un état austénitique à une température élevée pour provoquer une transformation martensitique. Les aciers SUS 410, 410J, 420J1, 420J2, 440A, 440B, 440C, etc., sont des exemples typiques de ces aciers utilisés de fa-on classique. Bien que ces aciers présentent à l'état recuit de faibles résis- tance et ténacité, on atteint une résistance et une ténacité élevées par trempage et adoucissement. Ces aciers sont par conséquent largement utilisés comme matériaux peu coûteux. Cependant, du fait que les aciers inoxydables martensitiques ne donnent pas satisfaction dans des utilisations pour lesquelles une résistance élevée à la corrosion est nécessaire, on utilise dans ce domaine des aciers inoxydables austénitiques pouvant être écrouis. Ces aciers sont des aciers austénitiques Cr-Ni qui sont à l'état métastable aux températures ordinaires et sont durcis par laminage à froid. Les aciers durcis présentent deux phases consistant en austénite et en martensite et présentent en conséquence une résistance et une ductilité excellentes ainsi qu'une excellente résistance à la 2 2583778 corrosion. Des exemples typiques de ces aciers sont: SUS 301, 304, etc. La résistance de ces aciers est fonc- tion du degré d'écrouissage tel que stipulé par la norme JIS G4313 et un écrouissage intensif est nécessaire pour obtenir une résistance élevée. Les aciers inoxydables durcissables par pré- cipitation contiennent des éléments de durcissement par précipitation, ils sont durcis par traitement à chaud, et permettent par conséquent d'obtenir des articles de forme satisfaisante. Ces aciers sont par conséquent utilisés lorsque les impératifs de forme des produits sont. stricts lmportant et que la r6sistance à la corrosion est un facteur.. Des exemples caractéristiques de ces aciers sont SUS 630 qui contient du cuivre, et SUS 631 qui contient de l'aluminium. Le premier est durci par une mise en solution suivie par un vieillissement au cours duquel une phase riche en cuivre est précipitée, mais la dureté de cet acier est au maximum de 140 daN/mm2. Le second est durci en le soumettant tout d'abord à une mise en solution, puis en transformant partiellement ou entière- ment la phase austénite métastable en phase martensite par exemple par travail à froid, et on précipite ensuite un composé intermétallique Ni3Al, par vieillissement. Ceci peut fournir des matériaux ayant une résistance très élevée. Pour transformer la phase austénite de SUS 631 en phase martensite et pour ensuite le vieillir, on peut avoir recours comme procédé à des traitements tels que TH 1050, RH 950, CH, etc., mais la résistance obte- nue au moyen des deux premiers traitements est au maximum de 130 daN/mm2, tandis qu'une dureté pouvant s'élever jusqu'à 190 daN/mm2 peut être obtenue par le traitement CH. Dans ce dernier traitement, l'acier est tout d'abord soumis à un travail à froid pour convertir la phase austénite en les deux phases ---------------- -------à___ austénite-martensite comme dans le cas des 3 2583778 aciers inoxydables écrouissables, et il est ensuite s:umis à un vieillissement. La dureté après l'encrouissage est d'environ 150 daN/mm2, en fonction du degré d'encrouis- sage. La. résistance élevée précitée est atteinte par précipitation du composé intermétallique Ni3Al lorsque l'acier est durci par traitement thermique. Parmi les aciers inoxydables décrits ci-dessus, les aciers inoxydables martensitiques doivent être soumis à une trempe et à un recuit afin de parvenir à la résis- tance et à la ténacité désirées. Les traitements ther- miques sont incommodes. Dans l'opération de trempe, les matériaux sont chauffés jusqu'à une température élevée (950 à 1100 C), à partir de laquelle ils sont trempés. Une transformation martensitique rapide est nuisible à la forme des articles traités. Afin d'empêcher cet incon- vénient, il est nécessaire d'utiliser un traitement ther- mique spécial tel qu'une trempe sous pression. Dans le cas des aciers inoxydables austénitiques, un degré élevé d'écrouissage est nécessaire afin d'at- teindre une résistance élevée. Mais si on atteint une telle résistance élevée, la ductilité est sacrifiée et la forme des tôles et des feuillards est souvent dété- riorée. En outre, dans le cas des aciers inoxydables durcissables par précipitation, l'acier SUS 630 n'atteint pas une résistance élevée, et il arrive souvent que l'acier SUS 631 présente une rugosité superficielle et que sa ténacité ainsi que sa ductilité soient altérées, du fait que cet acier contient de 0,75 à 1,50 % d'alu- minium qui pr2sente une forte affinité pour l'oxygène et l'azote, des inclusions du type alumine se forment lors de la fabrication, et des inclusions coagulaires de AiN se forment lorsque l'acier est coulé. La présente invention vise à fournir un acier inoxydable de résistance élevée, de fabrication facile, avec lequel la forme du produit n'est pas altérée et présentant une excellente ductilité. L'acier inoxydable à haute résistance suivant l'invention contient essentiellement pas plus de 0,10 % de C, plus de 1 % mais pas plus de 3,0 % de Si, moins de 0,5 % de Mn, pas moins de 4 % mais pas plus de 8 % Ni, pas moins de 12,0 % mais pas plus de 18,0 % de Cr, pas moins de 0,5 % mais pas plus de 3,5 % de Cu, pas plus de 0,15 % de N, pas plus de 0,004 % de S, la teneur totale en C et N n'étant pas inférieure à 0,10 % et le reste étant du fer et des impuretés accidentelles. La résistance, la ductilité et l'égalité superficielle de l'acier suivant l'invention sont supérieures à celles de l'acier austénitique classique écrouissable et à celles de l'acier inoxydable durcissable par précipita- tion. La composition suivant l'invention est conçue pour que l'acier présente une phase austénite métastable à l'état de solution solide. Des conditions spéciales ne sont pas nécessaires dans la fabrication de cet acier et il peut être fabriqué par le même procédé que celui utilisé pour la fabrication de l'acier inoxydable austéni- tique classique écrouissable ou de l'acier inoxydable durcissable par précipitation. L'acier suivant l'invention contient du silicium, qui est un élément provocateur de martensite et un ren- forçateur de martensite, en quantité plus grande que l'acier classique: supérieure à 1,0 % mais pas supé- rieure à 3,0 %; et il contient C et N, qui sont des renforçateurs de la phase martensite, en quantité non inférieure à 0,10 % au total. La formation de martensite est par conséquent facilement provoquée à partir de l'aus- ténite métastable après la mise en solution par un léger écrouissage, en raison du niveau élevé de Si; la phase martensite ainsi induite est durcie par Si, C et N et l'on peut ainsi obtenir des produits de forme satisfai- sante, et de résistance et ductilité élevées. On ajoute, .1' 2583778 en tant qu'élément de durcissement par précipitation, du cuivre qui agit en synergie avec le silicium et avec lequel il n'y a pas de risque de formation d'inclusion. En o tre, on effectue un vieillissement additionnel, on parvient ainsi à une résistance plus élevée. Par conséquent, l'acier suivant l'invention peut être utilisé comme un acier inoxydable écrouissable, il est supérieur à l'acier classique en ce qui concerne la résistance et la ductilité et il peut également être utilisé comme un acier inoxy- dable durcissable par précipitation. On expliquera maintenant la raison pour laquelle la composition est définie comme précisé plus haut. C est un formateur d'austénite et agit pour inhiber la formation de ferrite-6 à haute température et pour renforcer la phase martensite provoquée par l'ecrouissage. La limite de solution de C est réduite du fait de la teneur élevée en Si de l'acier de l'invention. Une teneur élevée en carbone provoquerait par conséquent un dépôt de carbures de chrome aux limites de grains, qui produit une diminution de la ductilité et de la résistance à la corrosion intergranulaire. La teneur en C est par conséquent limitée à 0,10 %. Si est habituellement utilisé comme desoxydant. Pour cet usage, la teneur en Si n'est pas supérieure à 1,0 % dans les aciers inoxydables austénitiques écrouissa- bles tels que l'acier SUS 301, 304, etc. et les aciers inoxydables durcissables par précipitation tel que l'acier SUS 631. Cependant, dans le cas de l'acier suivant l'in- vention, celui-ci contient Si en une quantité plus élevée, de sorte que l'apparition de la phase martensite est facilement induite par écrouissage, ce qui signifie qu'elle est induite même par un faible écrouissage, que sa formation est favorisée et que le rapport de la phase martensite à la phase austénite est renforcé. La marten- site formée est non seulement renforcée, mais elle est dissoute dans la phase austénite restante pour la durcir 6 2583778 et la dureté après travail est ainsi améliorée. Lors du vieillissement, Si agit aussi pour augmenter l'effet du vieillissement en combinaison avec Cu. Comme indiqué ci-dessus, Si a de nombreux effets. Pour qu'il les mon- tre, il doit être présent en une quantité supérieure à 1,0 %, c'est-àdire plus que la teneur habituelle. Mais si la quantité de Si excède 3,0 % il produit de la fissuration à haute température et pose quelques problè- mes lors de la fabrication. Une teneur supérieure à 1,0 % mais non supérieure à 3 % est donc appropriée. Mn est un élément qui commande la stabilité de la phase austénite. La teneur en Mn est déterminée en prenant en considération l'équilibre avec les autres éléments. Dans l'acier suivant l'invention, une teneur en Mn trop élevée provoque une diminution de la ductilité et pose également quelques problèmes lorsque l'acier est utilisé. Pour cette raison la teneur en Mn est limitée à 0,5 %. Ni est un élément essentiel pour la formation d'une phase austénite à la fois aux températures élevées et à température ambiante. Dans le cas de l'acier de l'invention, de l'austénite métastable doit exister à température ambiante et doit être transformée en phase martensite par écrouissage. Avec moins de 4 % de Ni, une grande quantité de ferrite- & se forme à une température plus élevée et la phase austénite devient plutôt insta- ble que métastable à température ambiante. Par ailleurs, avec plus de 8,0 % de Ni, la phase martensite est diffi- cilement induite par écrouissage. La teneur en Ni est par conséquent choisie de 4,0 à 8,0 %. Cr est un élément essentiel pour obtenir la résistance à la corrosion. Pour conférer à l'acier la résistance désirée à la corrosion, pas moins de 12 % de Cr sont nécessaires. Mais Cr est un formateur de ferrite. Si une quantité trop élevée de Cr se trouve dans l'acier, une grande quantité de ferrite-6 se forme aux températures 7 2583778 élevées, l'acier doit par conséquent contenir une quan- tité plus grande d!éléments formateurs d'austénite (C, N, Ni, Mn, Cu, etc. ) pour inhiber la formation de la ferrite- 8. Si de grandes quantités de formateurs d'austénite sont contenus dans l'acier, l'austénite est à son tour stabilisée à température ambiante et l'acier n'est pas durci par écrouissage et vieillissement. De ce fait, la limite supérieure de la teneur en Cr est 18,0 %. Cu durcit l'acier au vieillissement, en com- binaison avec Si. En quantité trop faible, son effet n'est pas sensible et s'il est en trop grande quantité il provoque la fissuration. La quantité appropriée est estimée comme étant de 0,5 à 3,5 %. N est un formateur d'austénite et est très effi- cace pour durcir à la fois la phase austénite et la phase martensite. Cependant, si l'acier contient des quantités élevées de N, ceci peut provoquer des soufflures lorsque l'acier est coulé. Par conséquent la teneur en N est limitée à pas plus de 0,15 %. S forme MnS en présence de Mn et provoque une diminution de la ductilité, il constitue par conséquent un élément particulièrement nuisible dans l'acier de l'invention. Sa limite supérieture est abaissée jusqu'à 0,004 % afin d'éviter une diminution de la ductilité. C et N ont des effets analogues et sont inter- changeables. Bien que les limites supérieures respectives de ces éléments soient telles que défini plus haut, la quantité totale de ces deux éléments ne doit pas être in- férieure à 0,10 % pour utiliser leur effet. En plus des éléments mentionnés ci-dessus, on peut tolérer dans l'acier suivant l'invention une faible quantité résiduelle de Al et de Ti, qui sont utilisés comme désoxydants, de Ca et des métaux des terres rares qui sont utilisés comme agent désulfurants, etc., et des impuretés diverses inévitables telles que P. L'acier 8 2583778 suivant l'invention peut contenir pas plus de 0,020 % de Al, pas plus de 0,020 % de Ti, pas plus de 0,040 % de P, pas plus de 0,01 % de Ca et pas plus de 0,02 % de métaux des terres rares. De préférence l'acier inoxydable à haute résistance suivant l'invention ne contient pas plus de 0,08 % de C, plus de 1,0 % mais pas plus de 3,0 % de Si, moins de 0,46 % de Mn, pas moins de 4,5 % mais pas plus de 7,5 % de Ni, pas moins de 14 % mais pas plus de 17 % de Cr, pas moins de 0,8 % mais pas plus de 3,0 % de Cu, pas plus de 0,13 % de N, et pas plus de 0, 0035 % de S. De façon plus préférée encore l'acier inoxydable à haute résistance suivant l'invention ne contient pas plus de 0,075 % de C, plus de 1,5 % mais pas plus de 2,95 % de Si, moins de 0,42 % de Mn, pas moins de 5,50 % mais pas plus de 7,30 % de Ni, pas moins de 14,5 % et pas plus de 16,5 % de Cr, pas moins de 1,0 % et pas plus de 2,65 % de Cu, pas plus de 0,125 % de N et pas plus de 0,003 % de S. Dans tous les cas la teneur totale en C et N ne doit pas être inférieure à 0,10 %. L'invention sera maintenant décrite à titre d'exemple en se référant aux dessins annexés dans lesquels: la figure 1 montre la relation entre la résistance à la traction et l'allongement des aciers suivant l'in- vention, des aciers classiques et des aciers de comparai- son à l'état laminé à froid et à l'état vieilli. Les cer- cles, les carrés et les triangles désignent respectivement les aciers suivant l'invention, les aciers classiques et les aciers de comparaison. Les symboles en blanc indiquent l'état laminé à froid et les symboles en noir l'état vieilli. Les traits pleins, les traits interrompus et les traits mixtes indiquent respectivement la répar- tition des caractéristiques des aciers suivant l'inven- tion, des aciers classiques et des aciers de comparaison. La figure 2 montre la relation entre la résistance 9 2583778 à la traction et l'allongement de l'acier H1 suivant l'invention et de l'acier de-comparaison e. Les aciers suivant l'invention (H1-H7), les aciers classiques (A-C) et les aciers de comparaison (a-f) ayant les compositions représentées au tableau 1 ont été préparés et laminés à chaud par le procédé habi- tuel, et ils ont été laminés à froid avec des degrés de réduction variés afin de former des échantillons de tôles d'acier laminé à froid à haute résistance. La quantité de martensite produite par le travail à froid (cc) , la dureté, la résistance à la traction et l'allongement des échantillons de tôles d'acier ainsi fabriqués ont été mesurés. Ensuite, ces tôles d'acier laminé à froid à haute résistance ont été durcies par vieillissement, et on a mesuré la dureté, la résistance à la traction et l'allongement. Les résultats sont donnés dans le tableau 2 dans lequel la différence de dureté avant et après vieillissement (A H) est également indiquée. La relation entre la résistance à la traction et l'allongement est représentée à la figure 1 à la suite des résultats donnés au tableau 2. En outre, on a présenté à la figure 2 la relation entre la résistance à la traction et l'allongement de l'acier H1 de l'invention et de l'acier de comparaison e, dont les propriétés à l'état laminé à froid, et la différence de dureté avant et après vieillissement (4 H) sont proches des aciers de l'invention. Tableau 1 Element Acier de 1 ' invention Hi H2 H3 H4 H5 H6 H7 C Si Mn S Ni Cr N Cu AI remarques 0.028 0.059 0.060 0.030 0.065 0.075 0.042 2.67 2.72 1.22 1. 41 1.42 2.49 2.18 0.46 0.42 0.32 0.20 0.35 0.22 0.36 0.002 0.001 0.002 0. 001 0.003 0.002 0.002 6'.50 6.56 6.53 6.56 7.32 5.93 5.85 15.88 15.97 16. 46 16.52 16.20 15.80 15.10 0.103 0.099 0.062 0.112 0.096 0.125 0.098 1.75 1.74 1.79 1.79 0.98 2.43 2.65 Acier classique A 0.105 B 0.120 C 0.085 0.52 0.50 0.41 1.05 1.13 0.57 0.004 0.006 0.005 7.09 7.54 7.39 16.82 17. 50 16.72 0.025 0.015 0.011 0.05 0.07 0.05 - SUS301 1.18 SUS631 1.18 SUS631 Acier de comparaison a b c d e f 0.013 0.027 0.104 0.063 0.074 0.071 2.69 2.01 0.28 0.22 2.78 2.83 0.30 0.42 1.00 1. 00 1.47 2.10 0.008 0.005 0.007 0.006 0.008 0.002 9.91 7.96 6.59 6.60 5.59 7.91 12.01 14.93 16.07 15.68 15.43 13.40 0.016 1.70 0.061 0.91 0.017 1.79 0.062 1.80 0.061 1.92 0.086 0.03 o1 O ru n co tw a4 CJO Table u 2 échantillon Reduction No. Laminé Vieilli à400'C x 1 hr a Dureté Rés.Trac. All.Dureté. Rés.Trac.All. AH (%) (%) Hv(10) (daN/mm2) (%) Hv(10) (daN/mm2) _%) Aciers de 1' invention H1 H2 H3 H4 H5 H6 H7 63.0 68.5 72.0 74.5 63.5 64.5 67.0 69.5 55.0 63.5 57.5 73.0 47.0 55.0 43.5 49.0 54.0 45.5 51.5 57.3 6.7 5.0 4.0 3.1 6.1 4.4 4.0 3.4 5.3 3.2 5.7 4.3 5.4 4.4 5.9 5.0 4.1 7.2 6. 3 4.4 3.2 2.5 2.1 1.7 3.1 2.3 2.0 1.6 2.7 2.1 2.8 2.2 2.5 2.2 3.0 2.1 1.7 3.1 2.6 2.0 t J4 en Co Co Tableau 2 (suite) échantillon No. Laminé Vieilli à 400 C x 1 hr Reduction a Dureté Rés.Trac.All.Dureté (%) (%) Hv(10) (daN/mm2) (%) Hv(10) Rés.Trac.All. (daN/mm2) (%) Aciers classiques A B Aciers de comparaison a b c d e f 39.5 43.5 47.0 32.5 45.0 44.5 49.0 58.0 43.0 55.5 56.0 65.0 60.5 69.0 67.0 76.0 48.0 50.5 55.5 59.5 46.5 54.0 6.7 5.1 4.5 4.5 2.4 7.0 5.6 4.6 4.3 2.9 5.2 3.1 4.4 1.9 2.6 2.0 5.6 5.0 4. 0 3.3 4.8 2.7 3.5 2.4 1.5 1.8 1.4 1.7 1.2 1.1 2.1 1.0 2.8 1.4 2.0 1.6 2.3 1.5 1.8 1.7 1.5 1.2 2.1 0.9 * été vieilli à 480 C pendant 1 heure. DO Ln co -o Co L'acier classique C a Comme on le voit au tableau 2, les quantités de martensite induites des aciers suivant l'invention sont supérieures à celles des aciers classiques pour la même réduction, du fait que la martensite est plus faci- lement induite par laminage à froid dans les aciers sui- vant l'invention. Dans ces aciers, plus de martensite est procuite avec un taux de réduction moindre. Comme on le voit à la figure 1, les aciers sui- vant l'invention présentent une résistance à la traction, et un allongement supérieurs aux aciers classiques et de comparaison, à la fois à l'état laminé à froid et à l'état vieilli, et les aciers suivant l'invention présentent une augmentation remarquable de la résistance à la traction par vieillissement. C'est-à-dire que les aciers suivant l'invention sont supérieurs aux aciers inoxydables austé- nitiques écrouissables et aux aciers inoxydables dur- cissables par précipitation, en résistance à la traction et à l'allongement, à la fois lorsqu'ils sont utilisés à l'état laminé à froid et lorsqu'ils sont utilisés à l'état vieilli. Du fait que le degré de laminage à froid peut être réduit, on peut obtenir une forme satisfaisante. Il ressort d'une comparaison du tableau 1 et du tableau 2 que l'on obtient des valeurs supérieures de a H dans des aciers dans lesquels Si et Cu coexistent. On comprend que le vieillissement est provoqué par l'action en synergie de Si et de Cu. Il ressort de la figure 2 que l'acier de compa- raison e qui contient des quantités plus élevées de In et de S est inférieur aux aciers de l'invention en al]on- gement au niveau de résistance après vieillissement. On comprend que la ductilité est inférieure lorsque l'acier contient Mn et Sn en quantités Dlus élevées. Par ailleurs, les valeurs de 4H de l'acier clas- sique C et de l'acier de comparaison a sont élevées, mais la résistance à la traction à l'état laminé à froid est faible et Dar conséquent l'augmentation de la résistance à la traction par vieillissement n'est pas si grande. La valeur élevée de AH de l'acier comparatif C est basée sur la précipitation du composé intermétallique Ni3A1. Comme on l'a indiqué ci-dessus, l'acier suivant l'invention est supérieur aux aciers inoxydables austéni- tiques écrouissables classiques et aux aciers inoxydables durcissables par précipitation en ce qui concerne la ré- sistance et la ductilité. L'élément de précipitation est Cu, qui ne produit pas d'inclusions indésirables, par conséquent, une surface saine et lisse, qui est une carac- téristique des aciers inoxydables est conservée. L'acier suivant l'invention est bon marché du fait qu'il ne con- tient pas d'éléments co1teux. 2583778 REVENDICATIONS 1. Acier inoxydable à haute résistance consis- tant essentiellement en pas plus de 0,10 % de C, plus de 1,0 % mais pas plus de 3,0 % de Si, moins de 0,5 % de Mn, pas moins de 4,0 % mais pas plus de 8,0 % de Ni, pas moins de 12,0 % mais pas plus de 18,0% de Cr, pas moins de 0,5 % mais pas plus de 3,5 % de Cu; pas plus de 0,15 % de N et pas plus de 0,004 % de S, dans lequel la teneur to- tale en C et en N n'est pas inférieure à 0,10 %, le reste étant du fer et des impuretés diverses. 2. Acier inoxydable à haute résistance suivant la revendication 1, dans lequel la teneur en C n'est pas supérieure à 0,08 %, la teneur en Si n'est pas inférieure à 1,0 % mais pas supérieure à 3,0 %, la teneur en Mn est inférieure à 0,46 %, la teneur en Ni n'est pas in- férieure à 4,5 % mais pas supérieure à 7,5 %, la teneur g as en Cr n'est pas inférieure à 14,0 % maislsuperieure à 17,0 %, la teneur en Cu n'est pas inférieure à 0,8 % mais pas supérieure à 3,0 %, la teneur en N n'est pas supérieure à 0,13 % et la teneur en S n'est pas supérieure à 0,0035 %. 3. Acier inoxydable à haute résistance suivant la revendication 2, dans lequel la teneur en C n'est pas supérieure à 0,075 %, la teneur en Si n'est pas inférieure à 1,5 % mais pas supérieure à 2,95 %, la teneur en Mn est inférieure à 0,42 %, la teneur en Ni n'ést pas infé- rieure à 5,50 % mais pas supérieure à 7,30 %, la teneur en Cr n'est pas inférieure à 14,5 % mais pas supérieure à 16,5 %, la teneur en Cu n'est pas inférieure à 1,0 % mais pas supérieure à 2,65 %, la teneur en N n'est pas supérieure à 0,125 % et la teneur en S n'est pas supé- rieure à 0,0030 %.