Brevet FR2784119A1 — publié le 20000407

La présente invention concerne un acier pour ressorts, ainsi qu'un procédé pour sa fabrication, et notamment un acier pour ressorts convenant à la fabrication de ressorts hélicoïdaux de grande résistance mécanique, destinés à être utilisés dans les véhicules et les machines de façon générale. Les véhicules actuels de hautes performances, qui sont de moins en moins volumineux, et les machines doivent être équipés de ressorts de plus en plus robustes. La résistance à la fatigue, transitoire et permanente, est particulièrement importante pour les performances du ressort. Les ressorts hélicoïdaux sont fabriqués par enroulement à chaud ou à froid. L'enroulement à froid est cependant adopté en général pour les ressorts qui doivent avoir non seulement une résistance mécanique élevée mais aussi un faible diamètre de fil métallique, par exemple ceux qui sont utilisés dans les soupapes des moteurs des véhicules. Récemment, on a utilisé de plus en plus l'enroulement à froid, même pour les ressorts de grand diamètre de fil, tels que des ressorts de suspension. Le procédé classique mis en oeuvre pour les ressorts enroulés à froid a été l'utilisation d'un fil revenu dans l'huile formé d'un acier pour ressorts du système Si-Mn ou du système Si-Cr, tel qu'indiqué dans la norme JIS G 4801. En outre, comme indiqué par exemple dans les documents JP-A-1-83 644 et JP-A-2-57 637 (qui sont des demandes publiées et non examinées de brevet japonais) , pour qu'une résistance mécanique encore plus élevée soit obtenue, on a utilisé en pratique un fil d'acier revenu dans l'huile obtenu par addition de Mo, V et analogues à l'acier pour ressorts de base précité. On sait que la résistance à la fatigue et la résistance à la fatigue permanente peuvent en général être accrues par augmentation de la résistance à la traction et de la dureté de l'acier pour ressorts. Dans le cas d'un ressort de résistance mécanique élevée, ayant une résistance à la traction qui dépasse 1 960 MPa cependant, des types de fractures qu'on n'observe pas dans les aciers de plus faible résistance mécanique utilisés de façon classique, tels qu'une défaillance par fatigue à partir d'inclusions non métalliques et par fracture intergranulaire, apparaissent avec une fréquence élevée. Dans le cas d'un ressort soumis à une mise en forme à froid en outre, l'ouvrabilité (aptitude à la réalisation de ressorts) du fil revenu dans l'huile utilisé comme matériau devient un facteur important. Plus précisément, lorsqu'un fil revenu dans l'huile est utilisé pour la réalisation d'un ressort hélicoïdal par mise en forme à froid, une rupture se produit à l'enroulement lorsque la résistance à la traction du fil revenu dans l'huile est élevée, à cause de la faible déformation par fracture (la déformation par fracture désigne la "fragilité" de l'acier dans le cadre du présent mémoire). Le document JP-A-4-247 824 indique que l'enroulement à chaud est efficace pour l'obtention à la fois d'une résistance mécanique élevée et d'une bonne propriété d'enroulement. On a cependant constaté que ce procédé avait des inconvénients au point de vue de la productivité et des possibilités de mise en oeuvre par rapport au procédé couramment utilisé d'enroulement à froid. Le document JP-A-3-162 550 énonce que la rupture peut être évitée par utilisation avantageuse de l'austénite résiduelle pour la suppression de la déformation par transformation induite par écrouissage qui se produit pendant l'enroulement. L'effet de la quantité d'austénite résiduelle n'est cependant pas certain. Bien qu'on ait constaté que la valeur d'allongement augmentait lorsque la quantité d'austénite résiduelle augmentait dans l'essai de traction, l'angle de flexion de l'éprouvette entaillée dans un essai de flexion n'apparaît pas affecté par une quantité croissance d'austénite résiduelle ou peut même augmenter avec cette quantité. La présente invention a pour objet la mise à disposition d'un fil d'acier destiné à des ressorts de résistance mécanique élevée, possédant à la fois une résistance mécanique élevée et de bonnes propriétés de réalisation de ressorts. L'invention a aussi pour objet la mise à disposition d'un procédé de fabrication d'un tel fil d'acier. Une résistance à la traction élevée supérieure ou égale à 1 960 MPa est indispensable pour l'augmentation de la résistance à la fatigue et de la résistance à la fatigue permanente des ressorts. Une technique particulière fréquemment adoptée récemment pour l'obtention de la résistance mécanique élevée est un traitement de nitruration. On utilise une température élevée de nitruration comprise entre 380 et 580 C. Dans ces conditions, la résistance à la réduction de dureté par revenu est habituellement augmentée par addition de V, Mo, Ti, Nb ou analogues en plus de C et Si utilisés de manière classique. Ces éléments sont aussi ajoutés selon l'invention. Même dans un simple essai de fatigue, un ressort réalisé en acier de résistance mécanique accrue, dont la résistance à la traction dépasse 1 960 MPa, se fracture par un mécanisme de fracture différent de celui des aciers classiques. De manière caractéristique, par rapport aux aciers classiques, les fractures proviennent le plus souvent de petites inclusions non métalliques ou apparaissent sous forme de fractures intergranulaires. Il est donc important de réduire la dimension des inclusions non métalliques qui peuvent former des points de départ de fractures, de nettoyer les limites des grains afin que la résistance intergranulaire soit accrue et en particulier de réduire les teneurs en P et S qui sont des éléments qui réduisent la résistance intergranulaire par ségrégation aux limites des grains. L'addition des éléments précités d'alliage pour l'obtention d'une résistance mécanique élevée dégrade habituellement les propriétés de fabrication de ressorts à une valeur inacceptable. Le fil revenu dans l'huile, très utilisé comme matériau pour des ressorts de résistance élevée mis en forme à froid, est produit par un traitement de barres au cours duquel de l'acier filé sous forme d'un fil est trempé et revenu de façon continue. Ce traitement de barres est caractérisé en ce qu'il permet une exécution efficace de la trempe et du revenu en une très courte période de traitement thermique, mais il a tendance à donner des carbonitrures non dissous qui restent dans la phase continue parce que la période de chauffage destinée à faire passer les éléments d'alliage en solution solide est inférieure à la période de traitement thermique du ressort mis en forme à chaud. Comme ces carbonitrures deviennent des germes pour la formation de grains cristallins pendant la recristallisation, ils affinent les limites des grains cristallins et augmentent la limite élastique. Lorsque la limite d'allongement s'élève, la déformation à la fracture diminue et la sensibilité à l'entaille augmente. Ce comportement conduit à la découverte du fait que les possibilités de fabrication à froid de ressorts peuvent être améliorées par réduction de la quantité des carbonitrures qui ne passent pas en solution solide. A cet effet, il est efficace de réduire la limite d'allongement tout en réglant les carbonitrures pendant la période réelle de traitement thermique. L'addition des éléments précités d'alliage provoque aussi habituellement la présence d'austénite résiduelle aux sites de ségrégation et au voisinage des anciennes limites des grains d'austénite. Dans certains cas, l'austénite résiduelle accroît la ductilité par réduction de l'énergie de déformation par transformation induite par écrouissage, mais elle dégrade en général l'ouvrabilité lors de l'enroulement réel à froid. Bien que l'austénite résiduelle devienne de la martensite par transformation induite par écrouissage, la transformation induite qui se produit pendant la fabrication des ressorts crée des sites locaux de dureté élevée dans l'acier. Lorsque des coups et des rayures formés pendant la manutention ou d'autres petits défauts inévitables de surface se produisent, les voisinages des défauts se transforment en parties de martensite de grande dureté et provoquent une fragilité locale très grande. On a constaté que ces points locaux de dureté élevée dégradaient les performances d'enroulement en devenant des défauts qui conduisent à la rupture pendant l'enroulement des ressorts. Lors de l'enroulement à froid d'un acier de résistance élevée, il est donc efficace d'augmenter l'ouvrabilité en réduisant au minimum l'austénite résiduelle et en supprimant la création de la martensite induite par l'écrouissage. En conséquence, dans un de ses aspects, la présente invention concerne : (1) un fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée, contenant, en pourcentages pondéraux, les ingrédients suivants : C : 0,4 à 0,7 % Si : 1,2 à 2,5 % Mn : 0,1 à 0,5 % Cr : 0,4 à 2,0 %, et Al : 0,00001 à 0,005 %, et les ingrédients étant limités à P : pas plus de 0,015 %, et S pas plus de 0,015 %, le reste étant formé de Fe et des impuretés inévitables, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 um, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d' allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d' allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. Dans un autre de ses aspects, l'invention concerne : (2) un fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée, contenant, en pourcentages pondéraux, les ingrédients suivants : C 0,4 à 0,7 % Si : 1,2 à 2,5 % Mn : 0,1 à 0,5 % Cr : 0,4 à 2,0 % Al : 0,0001 à 0,005 %, et V : 0,050 à 0,4 %, Mn + V ne dépassant pas 0,6 %, et les ingrédients étant limités à P : pas plus de 0,015 %, et S : pas plus de 0,015 le reste étant formé de Fe et des impuretés inévitables, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 pm, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d'allongement (#, /#B) qui n'est pas inférieur à 0 , 8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d'allongement #, /crB) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. Dans un autre de ses aspects, l'invention concerne : (3) un fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée selon le paragraphe (1) ou (2), contenant, en plus des ingrédients chimiques définis, en pourcentages pondéraux : Ni . 0,1 à 2,0 %, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 m, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d' allongement (#0,2/sB) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d'allongement #,/sB) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. Dans un autre de ses aspects, l'invention concerne : (4) un fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée selon l'un des paragraphes (1) à (3), contenant, en plus des ingrédients chimiques définis, en pourcentages pondéraux : Mo : 0,1 à 2,0 %, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 m, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d' allongement (#0,2/sB) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d'allongement (#0,2/sB) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. Dans un autre de ses aspects, l'invention concerne : (5) un fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée selon l'un des paragraphes (1) à (4), contenant, en plus des ingrédients chimiques définis, en pourcentages pondéraux, au moins l'un des deux éléments suivants : Nb : 0,005 à 0,05 %, et Ti : 0,005 à 0,05 %, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 m, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d' allongement (#0,2/sB) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d'allongement (#@,@/sB) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. Dans un autre de ses aspects, l'invention concerne : (6) un procédé de production d'un fil d'acier pour ressorts de résistance élevée, caractérisé en ce qu'il comprend une étape de traitement d'un acier ayant une composition chimique définie par l'une quelconque des revendications 1 à 5 par un traitement thermique à une température de chauffage qui n'est pas inférieure à 920 C, la température du fil lors de la trempe ne dépassant pas 45 C afin que le fil d'acier obtenu ne possède pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 um, et possède une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa et un rapport d'allongement (# /#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9, ou un rapport d'allongement #, /#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 et une quantité d'austénite résiduelle qui n'est pas supérieure à 6 %. D'autres caractéristiques et avantages de l'invention seront mieux compris à la lecture de la description qui va suivre d'exemples de réalisation, faite en référence aux dessins annexés sur lesquels : la figure 1 est un graphique montrant comment varie l'ouvrabilité à la flexion en fonction de la température de chauffage ; la figure 2 est un graphique montrant comment varie l'ouvrabilité à la flexion en fonction de la quantité d'austénite résiduelle ; la figure 3 est un diagramme représentant les plages de l'austénite résiduelle et du rapport d'allongement défini selon l'invention ; et la figure 4 est un diagramme représentant les plages de l'austénite résiduelle et du rapport d'allongement défini selon l'invention. L'invention concerne un fil d'acier qui remplit à la fois la condition d'une résistance mécanique élevée et la condition d'ouvrabilité après trempe-revenu, ainsi qu'un procédé de production d'un tel fil d'acier. On décrit maintenant en détail l'invention. Tous les pourcentages sont pondéraux, sauf indication explicite différente. Le carbone (C) est un élément qui a un effet important sur la résistance mécanique fondamentale. Sa teneur est comprise entre 0,4 et 0,7 % pour que la résistance mécanique soit suffisante. Pour une teneur inférieure à 0,4 %, la résistance à la traction ne peut pas atteindre 1 960 MPa ou plus. La limite supérieure est définie à 0,7 % car une teneur plus importante donne un état presque hypereutectique dans lequel C forme facilement les carbures par combinaison avec V, Nb, Me, Ti, etc. Le silicium (Si) est un élément nécessaire à l'obtention d'une bonne résistance mécanique, d'une bonne dureté et d'une bonne résistance à la fatigue permanente. La limite inférieure est réglée à 1,2 % car la résistance mécanique et la résistance à la fatigue permanente sont insuffisantes à une plus faible teneur. L'addition d'une plus grande quantité de Si augmente la dureté de l'acier mais aussi sa fragilité, et, dans ce cas, une rupture risque d'apparaître lors du refroidissement qui suit le revenu dans l'huile. La limite supérieure est donc réglée à 2,5 % pour que la fragilisation après trempe-revenu soit évitée. Le manganèse (Mn) maîtrise la réduction de la résistance mécanique par fixation du soufre S présent dans l'acier, sous forme MnS. La limite inférieure de la teneur en Mn est réglée à 0,1 % afin que la résistance mécanique obtenue soit convenable. La limite supérieure est réglée à 0,5 %. La raison en est la suivante. Lorsque la teneur en Mn est élevée, des structures locales surfondues ont tendance à apparaître même lors du laminage qui précède le filage. Bien que le laminage soit habituellement réalisé avec soin afin qu'il ne produise pas de telles structures surfondues, la probabilité de leur apparition brutale sous l'effet d'une microségrégation est élevée lorsque la teneur en Mn est élevée. De telles structures surfondues sont la cause d'une rupture du fil dans l'étape suivante de filage. Dans l'étape de mise en forme ou de pelage réalisée avant le filage en outre, le manganèse aggrave la formation de martensite dans une couche superficielle sous l'action de la chaleur de traitement. Le manganèse est aussi un élément qui affecte de façon importante la quantité d'austénite résiduelle. En conséquence, comme le procédé de production décrit dans la suite du présent mémoire nécessite de l'austénite résiduelle après revenu dans l'huile à une valeur qui ne dépasse pas 6 %, l'addition d'une grande quantité de manganèse n'est pas permise. Selon l'invention, la quantité de manganèse ajoutée pour limiter la teneur en S est réglée à une valeur minimale pour l'obtention des propriétés mécaniques nécessaires. Le chrome (Cr) améliore la propriété de trempe et donne une bonne résistance à la réduction de dureté par revenu. Dans le cas d'un acier soumis à la nitruration en outre, le chrome se combine à l'azote pour former des nitrures et durcir l'acier. Cet effet est faible à une teneur inférieure à 0,4 %. D'autre part, une teneur supérieure à 2,0 % provoque la formation de carbures du système Cr qui dégradent les propriétés de fracture. La teneur en Cr est donc définie comme étant comprise entre 0,4 et 2,0 %. Le phosphore (P) a un effet de durcissement de l'acier mais aussi présente une ségrégation qui provoque une fragilisation de l'acier. En particulier, il dégrade la résistance intergranulaire, abaisse la valeur de résistance aux chocs et devient une cause de fissuration retardée et analogue par autorisation de la pénétration de l'hydrogène. Une plus petite teneur en P est donc meilleure. La limite supérieure de P est donc réglée à une valeur qui ne dépasse pas 0,015 %, valeur au-dessus de laquelle la fragilisation devient prononcée. Le soufre (S) , comme le phosphore (P) provoque aussi une fragilisation de l'acier. Bien que l'effet du soufre puisse être réduit par le manganèse, MnS résultant a la forme d'inclusions qui dégradent les propriétés de résistance à la fracture. La teneur en soufre doit aussi être limitée afin que la quantité de manganèse ajoutée puisse être limitée et réduise ainsi les effets nuisibles de l'addition du manganèse. La teneur en soufre doit donc être maintenue à une valeur aussi faible que possible et sa limite supérieure est réglée à 0,015 %, valeur au-dessus de laquelle ces effets nuisibles deviennent prononcés. Le vanadium (V) peut être ajouté pour augmenter la résistance à la réduction de dureté. Une technique particulière souvent adoptée récemment pour l'obtention de ressorts de résistance mécanique élevée est un traitement de nitruration. La température élevée de 380 à 580 C utilisée dans ce traitement a tendance à réduire la dureté de l'acier. Le vanadium est un élément efficace pour empêcher cette réduction. Cet effet du vanadium V est pratiquement nul pour une teneur inférieure à 0,05 %. Lorsque le vanadium est présent à raison de plus de 0,4 % d'autre part, il ne passe pas entièrement en solution solide et des inclusions grossières se forment et abaissent la ténacité de l'acier. Comme le manganèse, le vanadium est aussi un élément qui affecte la formation de l'austénite résiduelle. La quantité d'austénite résiduelle ne peut donc pas être maintenue à une valeur inférieure ou égale à 6 % lorsque les quantités de manganèse et de vanadium atteignent au total une valeur dépassant 0,6 %. La somme des teneurs en Mn et V est donc limitée à une valeur ne dépassant pas 0,6 %. Le nickel (Ni) augmente la propriété de trempe et permet une augmentation stable de la résistance mécanique par traitement thermique. Comme le nickel augmente aussi la ductilité, il empêche la rupture lors de l'enroulement à froid et augmente les propriétés de résistance à la fracture des ressorts. Les effets du nickel ne sont pas observés à une teneur inférieure à 0,1 % et sont saturés pour une teneur supérieure à 2,0 %. Le titane (Ti) et le niobium (Nb) forment des nitrures et des carbures qui contribuent à l'affinage du grain de l'austénite et au durcissement par précipitation. Ces éléments n'ont pas d'effets observables pour une teneur inférieure à 0,005 % et, lorsqu'ils dépassent 0,05 %, ils ont tendance à rester sous forme de précipités non dissous pendant le traitement thermique. Les précipités non dissous, qui ont une grande dimension, ont tendance à jouer le rôle de points de début de fracture et ne contribuent pas à l'affinage du grain de l'austénite et au durcissement par précipitation. L'aluminium (Al) est un élément formateur d'oxyde couramment utilisé pour la désoxydation en sidérurgie. Cependant, lorsqu'une grande quantité d'aluminium est ajoutée à un acier de résistance mécanique élevée destiné à être mis à un petit diamètre, par exemple pour un ressort de soupape, Al2O3 se forme et a tendance à former des points de début de fracture. A1203 formé en sidérurgie n'est pas broyé à cause de sa propriété de faible dureté même après passage dans les étapes de laminage-filage, et l'alumine a tendance à constituer l'origine d'une concentration de contraintes. Comme ses possibilités de déformation diffèrent de celles de la phase continue en outre, une fissuration risque d'apparaître sous charge à cause de la concentration des contraintes autour de Al2O3. Comme Al2O3 a donc tendance à constituer des points de début de fracture, la résistance à la fracture du ressort est réduite. L'aluminium doit donc être limité. La désoxydation est cependant essentielle lors de la fabrication d'acier par les technologies actuellement disponibles. Comme l'addition d'éléments désoxydants est donc inévitable, un procédé de réduction de la dimension des oxydes est nécessaire. Ce résultat peut être obtenu par formation d'un oxyde composite contenant de l'aluminium (par exemple un oxyde du système Mn-Si-Al) qui est relativement tendre. Comme un tel oxyde composite est broyé et affiné dans les étapes de laminage et de filage, il ne forme pas de points de début de fracture. L'addition d'une petite quantité d'aluminium pour réduire la dureté des oxydes du système de Mn et du système de Si est donc avantageuse. La limite supérieure de la teneur en aluminium est réglée à 0,005 % car Al2O3 apparaît sous forme grossière pour des teneurs plus élevées. La limite inférieure de la teneur en aluminium est réglée à 0,0001 % pour que l'aluminium puisse être utilisé pour une réduction positive de la dureté des oxydes. Lorsque la teneur est inférieure à 0,0001 %, des oxydes tendres contenant de l'aluminium ne se forment pas et en fait les oxydes du système de Si se forment et réduisent la résistance à la fatigue. Le molybdène (Mo) est un élément qui donne une résistance à la réduction de dureté après trempe et revenu. Il réduit la réduction de dureté de l'acier et donne la résistance mécanique nécessaire même lorsque le traitement à température élevée, tel qu'une nitruration, est exécuté. Pour une teneur inférieure à 0,1 %, le molybdène a peu d'effets. Pour une teneur supérieure à 2,0 %, il forme un carbure dans l'acier, ce carbure ayant l'effet nuisible de dégrader les propriétés de résistance à la fracture. La limite supérieure de la teneur en molybdène est donc définie comme étant égale à 2,0 % et la limite inférieure comme étant égale à 0,1 %. Des inclusions non métalliques sont constituées d'oxydes, de nitrures et de sulfures durs. Les plus gros ont un effet nuisible sur la résistance à la fatigue. Dans un fil d'acier de résistance élevée selon l'invention dont la résistance à la traction est supérieure ou égale à 1 960 MPa, des inclusions mêmes petites constituent des points de début de fracture. Pour le niveau de dureté du fil d'acier selon l'invention, la dimension maximale à laquelle les inclusions n'ont pas d'effets nuisibles est de 15 m. Cette valeur est donc déterminée comme limite supérieure de la dimension des inclusions. La dimension des inclusions non métalliques, telle que définie dans le cadre de la présente invention, est déterminée à l'aide d'une unité de traitement d'image connectée à un microscope optique permettant l'observation des inclusions sur une surface de 2 000 mm2 dans une coupe longitudinale d'une partie choisie au hasard du fil d'acier, et par mesure du diamètre du cercle équivalent de la plus grosse inclusion non métallique observée. Un fil d'acier de résistance mécanique suffisante pour permettre la formation d'un ressort de résistance élevée doit avoir une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa. Pour une plus faible valeur, les performances du ressort hélicoïdal ne diffèrent pas de celles d'un ressort réalisé avec un fil d'acier classique. Cependant, comme indiqué précédemment, la limite d'allongement du fil d'acier doit être prise en compte pour les possibilités de fabrication du ressort pendant l'enroulement. Ceci est dû au fait que la mise en forme à froid du ressort est réalisée par déformation plastique à une température proche de la température ambiante si bien que, dans le cas d'un acier dont la contrainte de début de déformation plastique et la contrainte de rupture ne diffèrent pas beaucoup, la mise en forme doit être réalisée dans un état de contrainte juste inférieur à la valeur de rupture. Dans ces conditions, la propriété d'enroulement est mauvaise puisque la probabilité de rupture à la suite d'une légère fluctuation, de chocs ou analogues pendant la fabrication, devient très grande. La propriété d'enroulement d'un acier peut donc être considérée comme augmentant lorsque la différence entre sa contrainte de début de déformation plastique et sa contrainte de rupture augmentent. Au cours d'une étude réalisée dans ce cadre, on a constaté que, lorsque le rapport d'allongement est utilisé comme indice de la différence entre la contrainte de début de déformation plastique et la contrainte de rupture, il suffisait que le rapport d'allongement soit réglé à une valeur ne dépassant pas 0,9 dans le cas d'une résistance à la traction de 1 960 MPa. D'autre part, lorsque le rapport d'allongement est inférieur à 0,8, la propriété de résistance à la fatigue permanente n'est pas suffisante. Le rapport d'allongement ne doit donc pas être inférieur à 0,8. Il faut cependant noter que ces limites ne sont pas absolues car elles varient avec la quantité d'austénite résiduelle. Lorsque la quantité d'austénite résiduelle est inférieure à 6 %, l'enroulement à froid est possible même pour un rapport d'allongement supérieur à 0,9. Le rapport d'allongement (#0,2/#B) défini selon l'invention est maintenant décrit. #0,2désigne la valeur obtenue par utilisation du procédé du décalage pour le calcul de la charge pour un allongement permanent de 0,2 % avec un effort de tension prescrit par la norme JIS Z 2241 (norme établie en 1993), et par division du résultat par la section originale de l'éprouvette. #B est la valeur obtenue par division de la contrainte maximale de traction à la résistance à la traction prescrite par la norme JIS Z 2241 par la section originale de l'éprouvette. Le rapport de #0,2 à #B (#0,2/#B) est appelé rapport d'allongement. La raison de la définition de la quantité d'austénite résiduelle à une valeur qui ne dépasse pas 6 % est maintenant décrite. L'austénite résiduelle reste habituellement à des sites de ségrégation et au voisinage des anciennes limites des grains d'austénite. Bien que l'austénite résiduelle devienne de la martensite par transformation induite par écrouissage, on a constaté que la transformation induite, qui se produit lors de la fabrication des ressorts, assure au contraire une dégradation de la propriété d'enroulement des ressorts par production de sites locaux de dureté élevée dans l'acier. En outre, on a couramment utilisé des ressorts trempés en surface par un traitement de déformation plastique, tel que le grenaillage ou l'essai d'endurance. Lorsque la fabrication comprend plusieurs étapes de déformation plastique de cette manière, la martensite induite par écrouissage, formée dans les étapes précoces, réduit la déformation par fracture et dégrade ainsi l'ouvrabilité et/ou la propriété de fracture du ressort pendant l'utilisation. Lorsque des coups ou d'autres déformations industriellement inévitables existent en outre, une rupture apparaît facilement pendant l'enroulement. L'ouvrabilité est donc accrue par réduction au minimum de l'austénite résiduelle afin que la formation de martensite induite par écrouissage soit réduite. On décrit maintenant le procédé de production du fil d'acier. La température de chauffage est au moins égale à 920 C car l'acier pour ressorts doit être chauffé à une température suffisamment élevée non seulement pour permettre la formation d'austénite mais aussi pour assurer une dissolution poussée des précipités. Cette dissolution est nécessaire parce que les précipités formés par Mo, V, Ti, Nb, etc. restent non dissous lorsque le traitement de mise en solution antérieur à la trempe est insuffisant. Les précipités non dissous deviennent des points de début de fracture lors de l'enroulement et ne contribuent pas au durcissement par précipitation car ils grossissent et réduisent le nombre de précipités. L'effet des précipités non dissous est donc contraire au but recherché essentiellement par l'addition des éléments. Ils doivent donc être surveillés soigneusement pendant le traitement thermique. On a constaté que, en règle générale, le durcissement par précipitation et la réduction de la rupture pendant l'enroulement pouvaient être efficacement accrus par détermination de la quantité des précipités du système de Mo, V, Ti et Nb entrant en solution solide à une valeur qui n'est pas inférieure à 0,1 %. La quantité des précipités du système de Mo, V, Ti et Nb en solution solide est décrite plus en détail dans la suite. Le vanadium a une bonne affinité vis-à-vis du carbone et de l'azote et forme des composés de composition fondamentale représentés par le type MC. Dans la région de l'austénite, leur forme change avec le chauffage. L'examen du comportement des carbures non dissous, dans l'exemple du vanadium, montre que des précipités de V4C3 donnent un durcissement par précipitation pendant l'opération de trempe-revenu : V4C3 # 4VY + 3CY (C = 0, 5 %) (1) log[%V]Y[%C]Y =-(30 400/T) + 20,88 (2) Bien que d'autres formes de carbures et de nitrures, par exemple VC et VN existent aussi, on ne les décrit pas en détail car on ne considère qu'une analyse générale. La quantité du carbone en solution solide pour une température déterminée quelconque de chauffage peut être calculée d'après ces équations. Il faut noter que la température est un facteur extrêmement important. Les équations supposent un état d'équilibre. La quantité de carbone en solution solide est considérée comme encore plus petite lors du chauffage réel sur une courte période. Des relations analogues sont aussi connues pour Nb et Ti. NbC NbY + CY (3) log[%Nb]Y[%C]Y =-(7 970/T) + 3,31 (4) TiC # TiY + CY (C + 0,5 %) (5) log[%Ti]Y[%C]Y =-(10 475/T) + 4,68 (6) Ces équations montrent aussi que la quantité de chacun des éléments ajoutés entrant en solution solide augmente lorsque la température de chauffage augmente. Bien qu'aucune formule correspondante ne soit disponible pour le molybdène étant donné la complexité de ses formes oxydées, la quantité de molybdène passant en solution solide augmente aussi lorsque la température augmente. D'autre part, la limite d'allongement diminue lorsque la température de chauffage augmente. Dans l'essai de flexion sur éprouvette entaillée (dans lequel l'angle de flexion auquel une éprouvette entaillée peut être fléchie avant rupture est mesuré), utilisé pour l'évaluation de la ductilité d'un acier pour la surveillance de défauts, il apparaît que l'angle de flexion augmente, c'est-à-dire qu'on constate que la propriété d'enroulement est meilleure lorsque la limite d'allongement diminue. Compte tenu des découvertes précédentes, les inventeurs ont effectué une étude concernant la température de chauffage et ont déterminé que les propriétés établies dans le cadre des premier à sixième aspects de l'invention pouvaient être obtenues par traitement d'un acier ayant la composition chimique définie dans les cinq premiers aspects de l'invention par un traitement thermique à une température de chauffage qui n'est pas inférieure à 920 C. On décrit maintenant un procédé de production du fil d'acier qui permet la conservation de la quantité d'austénite résiduelle à une valeur ne dépassant pas 6 %. Un fil revenu dans l'huile est produit dans un procédé continu en trois étapes de chauffage, trempe et revenu commençant par l'acier filé sous forme de fil et se terminant par la formation de l'austénite. La création de l'austénite résiduelle est affectée par trois conditions : la quantité des éléments d'alliage passant en solution solide, la température du fil pendant la trempe et le revenu. Plus précisément, lorsque les éléments d'alliage jouant le rôle d'éléments de stabilisation de l'austénite, c'est-à-dire le carbone, le manganèse, le nickel et le molybdène, pénètrent dans l'austénite en solution solide, de l'austénite résiduelle se forme facilement. En outre, lorsque des éléments d'alliage sont ajoutés, le point Ms et le point Mf diminuent, et ne descendent pas au-dessous du point Mf à la température de trempe sous l'action d'un catalyseur ordinaire de trempe, la martensite ne se forme pas complètement, et l'austénite résiduelle apparaît facilement. L'austénite résiduelle qui se forme est décomposée dans l'étape suivante de revenu. Lorsque la température de revenu est réglée à une faible valeur ou lorsque la période de revenu est courte pour l'obtention cependant d'une résistance mécanique élevée, la décomposition est incomplète et l'austénite reste dans le fil d'acier. Bien que la quantité d'austénite résiduelle crée puisse être facilement réduite par addition de petites quantités seulement d'éléments d'alliage, il ne s'agit pas d'une solution possible dans le cadre de l'invention car les éléments ajoutés prescrits par les cinq premiers aspects de l'invention sont indispensables pour l'augmentation de la résistance à la réduction de dureté et pour l'obtention d'une résistance mécanique élevée. Les inventeurs ont découvert que, pour que la quantité d'austénite résiduelle ne dépassant pas 6 % soit obtenue lors du revenu dans l'huile d'un fil de composition chimique définie dans l'un des cinq premiers aspects de l'invention, il était important de régler la température de trempe à une valeur aussi faible que possible et d'effectuer un refroidissement avec des précautions. Plus précisément, les inventeurs ont constaté qu'on pouvait obtenir de bons résultats lorsque la température du fil lors de la trempe ne dépassait pas 45 . Exemple Le tableau 1 indique les compositions chimiques d'aciers selon l'invention et d'aciers comparatifs. Les aciers selon l'invention réalisés afin qu'ils aient ces compositions chimiques ont subi un laminage à chaud sous forme de barres de 8 mm de diamètre puis ont subi un patentage, un écroûtage, un filage et un revenu dans l'huile pour l'obtention de fils revenus dans l'huile de 3,2 mm de diamètre. Aucune rupture de fil n'a eu lieu et aucun problème ne s'est posé pendant le filage. Les résistances à la traction des fils revenus dans l'huile n'étaient pas inférieures à 1 960 MPa afin que la résistance nécessaire à la résistance à la fatigue et à la résistance à la fatigue permanente soient obtenues. Les dimensions des inclusions indiquées dans le tableau 1 ont été obtenues par des mesures dans une couche proche de la surface. Le tableau 2 représente les conditions de traitement thermique et les propriétés mécaniques des fils revenus dans l'huile composés d'aciers selon l'invention et d'aciers comparatifs . Les fils revenus dans l'huile selon l'invention ont été chauffés à des températures plus élevées que les aciers comparatifs pour éviter les carbonitrures non dissous de vanadium, molybdène, titane, niobium, etc. En outre, la température de trempe des exemples selon l'invention ne dépassait pas 45 C pour l'obtention d'un rapport d'allongement compris entre 0,8 et 0,9 et pour la réduction de la quantité d'austénite résiduelle, si bien que la formation des ressorts a pu être réalisée sans rupture. La température de revenu a été réglée à une valeur plus grande dans les exemples selon l'invention pour que la décomposition de l'austénite résiduelle produite soit favorisée, c'est-à-dire pour que la quantité d'austénite résiduelle soit réduite à une valeur qui ne dépasse pas 6 %. Pour que cette résistance à la déformation soit réduite pendant la formation des ressorts, le rapport d'allongement a été réglé à une valeur qui n'était ni inférieure à 0,8 ni supérieure à 0,9. Lorsque le fil revenu dans l'huile a une résistance qui augmente, sa sensibilité aux entailles s'élève et il est plus probable que la rupture commence à partir d'un petit défaut pendant la mise en forme. Les possibilités de fabrication de ressorts pour chaque fil revenu dans l'huile ont été évaluées par traitement dans un essai de flexion sur éprouvette entaillée. Cet essai a été réalisé avant la formation du ressort par passage à force d'un morceau fortement allié contre le fil revenu dans l'huile afin qu'il soit entaillé sur une profondeur de 25 m, par application au côté opposé à l'entaille d'une flexion en trois points avec un poinçon de 6,5 mm de rayon pour l'application d'une contrainte de traction à l'entaille, et par mesure de l'angle de flexion jusqu'à la rupture. La figure 1 montre comment l'angle de flexion de l'éprouvette entaillée varie avec la température de chauffage pendant le revenu dans l'huile dans le cas des aciers selon l'invention et des aciers comparatifs. La figure 2 montre comment l'angle de flexion de l'éprouvette entaillée varie avec la quantité d'austénite résiduelle. Les aciers selon l'invention ont une meilleure propriété de flexion sur l'éprouvette entaillée et une plus grande augmentation de l'ouvrabilité lorsque la température de chauffage augmente, par rapport aux aciers classiques de résistance élevée. Les aciers selon l'invention avaient aussi une meilleure relation entre la propriété de flexion sur éprouvette entaillée et la quantité d'austénite résiduelle que les aciers classiques et avaient une ouvrabilité particulièrement bonne lorsque la quantité d'austénite résiduelle était inférieure ou égale à 6 %. Compte tenu de ces relations, le tableau 2 indique les conditions optimales de revenu dans l'huile, du rapport d'allongement, de la quantité d'austénite résiduelle, des possibilités de fabrication de ressorts, de la propriété de fatigue et de la propriété de fatigue permanente pour chacun des systèmes constituants. Les valeurs nominales indiquées dans la colonne du tableau 2 appelée "valeur nominale de fabrication" représentent la rupture évaluée (taux de rupture) pendant la formation (enroulement). 0 indique un taux de rupture inférieur à 0,001 %, A un taux de rupture compris entre 0,001 et 1 %, et X un taux de rupture supérieur à 1 %. Les valeurs de la colonne "propriétés de fatigue" indiquent la relation temps-résistance mécanique pour 5.107 flexions et une amplitude de contrainte pour une contrainte moyenne de charge de 686 MPa. Les valeurs supérieures ou égales à 450 MPa sont indiquées par 0 (bon) et les valeurs inférieures par X (mauvais). Les valeurs de la colonne de "propriétés de fatigue permanente" indiquent des valeurs nominales au point de vue de la déformation résiduelle par cisaillement. La déformation résiduelle inférieure ou égale à 3,5.104 est indiquée par 0 (bonne) et une valeur supérieure est indiquée par X (mauvaise). Le tableau 3 indique les spécifications des ressorts fabriqués. L'évaluation des possibilités de fabrication des ressorts et l'évaluation de la résistance à la fatigue et de la résistance à la fatigue permanente ont été réalisées avec deux types de ressorts. Les ressorts de spécification (1) ont été utilisés pour déterminer la résistance à la fatigue et la résistance à la fatigue permanente et les ressorts de spécification (2) ont été utilisés pour la détermination des possibilités de fabrication de ressorts par fabrication à froid. Les résultats d'évaluation sont indiqués dans le tableau 2. Les ressorts de spécification (1) ont été essayés après nitruration et grenaillage. Les fils revenus dans l'huile des aciers classiques donnant les bonnes possibilités de fabrication de ressorts avaient de mauvaises propriétés de résistance à la fatigue et de résistance à la fatigue permanente. Au contraire, les fils revenus dans l'huile d'aciers selon l'invention n'ont pas présenté de rupture pendant la formation des ressorts et étaient aussi bons ou meilleurs que les aciers comparatifs au point de vue de la résistance à la fatigue et de la résistance à la fatigue permanente. La figure 3 représente la relation entre la quantité d'austénite résiduelle et le rapport d'allongement dans le cas où les aciers de composition chimique indiquée dans les exemples 2 à 5, 8 et 9 du tableau 1 sont traités thermiquement afin que la quantité d'austénite résiduelle et le rapport d'allongement varient. Les valeurs indiquées sur le graphique correspondent aux numéros d'exemples. Dans tous les cas, la trempe a commencé à une température de 960 C et le revenu a été réalisé entre 420 et 500 C. Dans l'exemple 8 cependant, dans le cas de cette comparaison, la trempe a été réalisée expérimentalement à une valeur inférieure ou égale à 5 C afin que la transformation avant revenu soit bien favorisée. Les propriétés de fatigue permanente et d'enroulement ont été évaluées. Les exemples désignés par 0 et 0 pouvaient être enroulés et avaient une bonne propriété de fatigue permanente. Les exemples 0 et # avaient de mauvaises propriétés d'enroulement et une résistance à la fatigue permanente insuffisante. Lorsque la composition chimique est en dehors de la plage selon l'invention comme dans le cas de l'exemple 8, la quantité d'austénite résiduelle et le rapport d'allongement peuvent être placés dans les plages indiquées selon l'invention uniquement par introduction d'un procédé industriellement inacceptable, tel que le réglage de la température de trempe à une valeur extrêmement basse. Lorsque les compositions chimiques sont en dehors de la plage selon l'invention comme dans le cas des exemples 9 et 11, le traitement industriel est délicat car il est difficile d'obtenir la quantité d'austénite résiduelle et le rapport d'allongement selon l'invention par un traitement ordinaire. Les tableaux 4 et 5 indiquent des exemples dans lesquels diverses autres compositions chimiques ont été étudiées. La figure 4 indique la relation entre le rapport d'allongement et la quantité d'austénite résiduelle dans les exemples des tableaux 4 et 5. Sur ces figures, 0 désigne un exemple selon l'invention, A et # désignent un exemple comparatif. A désigne l'exemple comparatif déterminé comme ayant une probabilité élevée de rupture lors de la formation des ressorts. # désigne l'exemple comparatif considéré comme ayant une mauvaise propriété de fatigue ou de fatigue permanente. Lors de l'essai de flexion sur éprouvette entaillée décrit précédemment, les fils revenus dans l'huile des aciers selon l'invention avaient une excellente ouvrabilité indépendamment de leur résistance à la traction élevée supérieure ou égale à 1 960 MPa. Les exemples 27 et 28 avaient des dimensions d'inclusions supérieures à la limite supérieure définie selon l'invention et possédaient une mauvaise propriété de fatigue. Les exemples 29 à 31 et 33 étaient en dehors des plages pour le rapport d'allongement ou l'austénite résiduelle. Les exemples 29 et 30 avaient une mauvaise propriété de fatigue et une mauvaise propriété de fatigue permanente et les exemples 31 et 33 donnaient de mauvaises propriétés de fabrication de ressorts. Les exemples 25 et 26 dont les teneurs en P et S dépassaient les limites selon l'invention avaient une mauvaise propriété de fatigue. Les exemples 23, 24,29, 30 et 31 étaient inférieurs aux exemples selon l'invention à la fois au point de vue de la propriété de fatigue et de la résistance à la fatigue permanente. L'exemple 32 avait une composition chimique entrant dans la plage de l'invention mais sa résistance est insuffisante et sa résistance à la fatigue était mauvaise. La présente invention, indépendamment de la composition chimique, peut donner une excellente ouvrabilité et d'excellentes performances des ressorts par exécution du traitement thermique de réglage du rapport d'allongement et de la quantité d'austénite résiduelle aux valeurs indiquées dans les exemples selon l'invention. Cependant, à moins que l'acier utilisé n'ait une composition chimique telle que définie selon l'invention, c'est-à-dire une composition déterminée pour assurer une bonne propriété de fatigue et une bonne résistance à la fatigue permanente, la production du fil d'acier correspondant aux conditions d'ouvrabilité en pratique et de performances des ressorts en pratique n'est pas possible dans un traitement thermique industriel. Tableau 1 Exemple C Si Mn P S Ni Cr Mo 1 0,50 2,02 0,39 0,006 0,006 0,01 0,79 0,09 2 Aciers 0,65 2,04 0,41 0,007 0,006 0,02 1,22 0,10 3 selon 0,64 2,02 0,41 0,006 0,006 0,02 0,81 0,10 4 l'inven- 0,51 2,03 0,42 0,006 0,006 0,51 0,81 0,10 5 tion 0,64 2,02 0,42 0,006 0,006 0,50 1,20 0,10 6 0,65 2,03 0,42 0,007 0,008 0,02 1,18 0,09 7 0,55 1,42 0,68 0,013 0,007 0,01 0,68- 8 Aciers 0,65 1,45 0,69 0,008 0,008 0,02 0,69 - 9 compa- 0,76 1,45 0,56 0,017 0,009 0,01 0,52 0,16 10 ratifs 0,63 1,35 0,70 0,011 0,011 0,01 1,50 0,50 11 0,73 2,01 0,75 0,009 0,009 0,02 1,02 0,22 Tableau 1 (suite) Exemple V Ti Nb Al Dimension des Point Point inclusions, m Ms Mf 1 0,09- - 0,0009 10 292 62 2 Aciers 0,10 - - 0,0008 13 213-17 3 selon 0,10- - 0,0010 9 224-6 4 l'inven- 0,10- - 0,0011 12 277 47 5 tion 0,10- - 0,0007 12 209-21 6 0,09 0,02- 0,0011 11 214-17 7- - - 0,0012 11 266 36 8 Aciers 0,20 - - 0,0011 12 193-38 9 compa- 0,47 - - 0,0015 9 158-72 10 ratifs 0,20 - - 0,0010 13 220-10 11 0,36- 0,02 0,0009 10 158-75 Tableau 2 Température Temps de Température Temps de Température Exemple de chauffage, chauffage, s de trempe, trempe, s de revenu, c c c 1 950 144 45 35 460 2 Aciers 950 144 40 35 480 3 selon 950 144 40 35 480 4 l'inven- 950 144 45 35 460 5 tion 950 144 40 35 460 6 950 144 40 35 460 7 900 112 60 30 442 8 Aciers 900 122 60 30 440 9 compa- 930 128 60 30 475 10 ratifs 930 176 60 42 530 11 950 176 60 42 490 Tableau 2 (suite) Temps de Résistance à Rapport Quantité Angle de Exemple revenu, s la traction, d'allonge- d'austénite flexion, MPa ment, #0 2/#B résiduelle, % 1 58 1 978 0,89 1,8 58 2 Aciers 58 2 152 0,81 5,7 60 3 selon 58 2 062 0,83 2,6 65 4 l'inven- 58 2 014 0,89 2,5 62 5 tion 58 2 202 0,83 5,9 51 6 58 2 225 0,83 5,8 57 7 48 1 963 0,91 0,3 58 8 Aciers 49 2 049 0,92 2,0 41 9 compa- 51 2 116 0,95 6,5 24 10 ratifs 70 2 202 0,93 3,7 28 11 51 2 275 0,71 9,7 21 Tableau 2 (suite) Aptitude à Amplitude de la Propriété de fatigue Exemple la mise en propriété de permanente Déformation forme fatigue, MPa résiduelle de cisaillement 1 O O 686 482 0 3,1 x 10-4 2 Aciers O O 686 508 0 2,5 x 10-4 3 selon 0 0 686 482 0 2,9 x 10-4 4 l'inven- 0 0 686 473 0 3,0 x 10-4 5 tion 0 0 686 501 0 2,8 x 10-4 6 O O 686 482 0 2,7 x 10-4 7 0 X 686 423 X 11,4 x 10-4 8 Aciers 0 X 686 441 X 6,5 x 10-4 9 compa- # 0 686 490 0 3,1 x 10-4 10 ratifs O 686 501 0 2,9 x 10-4 11 X 0 686 508 0 2,6 x 10-4 Tableau 3 Article Spécifications Spécifications des ressorts (1) des ressorts (2) Diamètre de fil, mm 3,20 3,20 Diamètre moyen de spires, mm 21,2 13,2 Spires au total 6,5 12 Hauteur libre, mm 50,0 85 Indice de raideur 6,615 4,125 Tableau 4 Exemple C Si Mn P S Ni Cr 12 0,65 1,98 0,35 0,009 0,009- 1,32 13 0,58 1,76 0,30 0,008 0,004- 0,76 14 0,57 2,01 0,29 0,005 0,003- 0,01 15 0,55 1,99 0,29 0,004 0,007- 0,81 16 Aciers 0,65 2,00 0,31 0,006 0,005- 1,05 selon ###### 17 0,65 2,02 0,31 0,006 0,005- 1,25 l'inven- ###### ###### ###### ###### ###### ###### ###### 18 tion 0,65 1,98 0,30 0,005 0,006 0,50 1,03 19 0,61 1,98 0,28 0,012 0,005- 1,12 20 0,55 1,59 0,31 0,007 0,006- 0,60 21 0,65 1,59 0,28 0,009 0,005 - 0,81 22 0,55 1,59 0,20 0,009 0,004- 1,51 23 0,63 2,01 0,35 0,007 0,008- 0,75 24 0,50 0,88 0,42 0,007 0,004- 1,05 25 0,57 1,78 0,48 0,019 0,010 - 0,98 26 0,61 1,57 0,35 0,011 0,021- 0,77 27 0,61 1,97 0,42 0,008 0,006- 0,75 Aciers 28 0,59 1,56 0,52 0,008 0,004- 0,11 compa- ###### ###### ###### ###### ###### ###### ###### 29 ratifs 0,52 1,82 0,77 0,008 0,007- 0,79 30 0,57 2,11 0,49 0,009 0,008 - 0,49 31 0,61 2,01 0,45 0,010 0,009 0,30 0,89 32 0,55 1,64 0,40 0,005 0,004- 0,74 33 0,65 2,02 0,31 0,006 0,005- 1,25 Tableau 4 (suite) Exemple Mo V Ti Nb Al Dimension des inclusions, pm 12- - - 0,0010 10 13 0,24- - - 0,0012 8 14- 0,21- - 0,0010 11 15- 0,10- - 0,0010 10 16 Aciers 0,10 0,10 - - 0,0008 8 selon #################### 17 0,10 0,11- - 0,0009 9 l'inven- ##### ##### ###### ###### ####### ############# 18 0,11 0,12- - 0,0008 10 ~~~~~~ tion ~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~ 19- - - 0,02 0,0009 11 20 0,45 0,08- - 0,0011 12 21- 0,10- 0,05 0,0007 9 22- 0,30- - 0,0035 11 23- - - 0,0010 10 24- - - 0,0011 12 25- 0,10- 0,0010 9 26 0,10- - 0,0009 11 27 0,10- - - 0,0115 21 Aciers 28- - - 0,0013 25 compa- ##### ##### ####### ####### ####### ############## 29 ratifs - 0,20- - 0,0011 12 30- - - 0,0010 11 31- - - 0,0010 12 32- 0,11- - 0,0012 11 33 0,10 0,11- - 0,0009 9 Tableau 5 Température Temps de Température Temps de Température Exemple de chauffage, chauffage, s de trempe, trempe, s de revenu, c c c 12 935 144 45 35 480 13 395 144 40 35 470 14 950 144 45 35 450 15 950 144 40 35 450 16 Aciers 950 144 40 35 450 selon 17 950 144 45 35 460 l'inven- ########## ######### ######### ####### ######### 18 950 144 40 35 460 ~~~~~~ tion ~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~ 19 935 144 40 35 460 20 950 144 40 35 440 21 950 144 45 35 460 22 950 144 40 35 440 23 930 122 45 35 460 24 950 144 40 35 480 25 950 144 40 35 460 26 950 144 40 35 460 27 950 144 45 35 460 Aciers 28 950 144 40 35 460 compa- ############################################ 29 950 144 80 42 490 ratif ~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~ 30 950 144 80 42 490 31 950 144 80 35 460 32 950 144 45 35 480 33 900 122 60 30 440 Tableau 5 (suite) Temps de Résistance à Rapport Quantité Angle de Exemple revenu, s la traction, d'allonge- d'austénite flexion, MPa ment, #0 2/#B résiduelle, % 12 58 2 155 0,83 4,7 54 13 50 2 135 0,80 2,9 65 14 58 2 067 0,82 3,5 62 15 58 2 101 0,84 4,2 65 16 Aciers 58 2 209 0,94 3,7 52 selon 17 58 2 172 0,92 3,0 55 l'inven- ####### ########## ######### ########### ######## 18 58 2 168 0,88 4,8 50 ~~~~~~ tion ~~~~~~~ ~~~~~~~~~~ ~~~~~~~~~ ~~~~~~~~~~~ ~~~~~~~~ 19 58 2 138 0,84 2,8 62 20 58 2 015 0,82 2,6 66 21 58 2 182 0,87 3,8 52 22 58 2 090 0,91 3,5 57 23 58 2 171 0,87 7,5 41 24 58 2 118 0,79 7,9 38 25 58 2 192 0,87 5,6 40 26 58 2 188 0,87 5,6 48 27 58 2 178 0,85 3,7 55 Aciers 28 58 2 196 0,86 5,1 59 compa- ###### ######### ######### ########## ######## 29 ratifs 51 2 005 0,75 2,2 52 30 51 1 986 0,76 3,5 62 31 58 2 086 0,92 7,8 21 32 58 1 850 0,80 3,1 69 33 49 2 070 0,92 8,4 25 Tableau 5 (suite) Aptitude à Amplitude de la Propriété de fatigue Exemple la mise en propriété de permanente Déformation forme fatigue, MPa résiduelle de cisaillement 12 O O 686 499 0 2,1 x 10-' 13 0 0 686 506 0 1,9 x 10-4 14 O O 686 498 0 2,7 x 10-4 15 0 0 686 496 0 3,0 x 10-4 16 Aciers O 0 686 510 O 2,6 x 10-4 selon 17 0 0 686 508 0 2,5 x 10-4 1 ' inven ######### ############## ######################## 18 taon O O 686 509 0 2,7 x 10-4 ~~~~~~ tion ~~~~~~~~~ ~~~~~~~~~~~~~~ ~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~~ 19 0 0 686 501 0 2,7 x 10-4 20 0 0 686 487 0 2,9 x 10-4 21 0 0 686 495 0 3,2 x 10-4 22 0 0 686 500 0 3,1 x 10-4 23 0 0 686 502 0 3,0 x 10-4 24 0 X 686 426 X 6,3 x 10-4 25 0 X 686 440 0 2,4 x 10-4 26 0 X 686 432 0 2,6 x 10-4 27 0 X 686 435 0 3,1 x 10-4 Aciers 28 0 X 686 433 0 3,0 x 10-4 compa- ########## ############## ######################## 29 ratifs 0 X 686 419 X 7,4 x 10-4 30 0 X 686 410 X 8,1 x 10-4 31 X X 686 406 X 9,9 x 10-4 32 0 X 686 401 0 2,8 x 10-4 33 X 0 686 465 0 2,9 x 10-4 Comme l'indique la description qui précède, l'invention concerne un fil revenu dans l'huile qui a une résistance à la traction élevée qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa et qui en outre permet la fabrication de ressorts sans rupture dans une mise en forme à froid. En conséquence, lorsque le ressort formé est soumis à un recuit de relaxation des contraintes, une nitruration et un grenaillage, un ressort peut être réalisé avec des propriétés de résistance à la fatigue et de résistance à la fatigue permanente qui sont bonnes ou meilleures que celles des ressorts formés des aciers classiques. Bien entendu, diverses modifications peuvent être apportées par l'homme de l'art aux fils et procédés qui viennent d'être décrits uniquement à titre d'exemple non limitatif sans sortir du cadre de l'invention. REVENDICATIONS 1. Fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée, caractérisé en ce qu'il contient, en pourcentages pondéraux, les ingrédients suivants : C : 0,4 à 0,7 % Si . 1,2 à 2,5 % Mn : 0,1 à 0,5 % Cr : 0,4 à 2,0 %, et Al : 0,00001 à 0,005 %, et les ingrédients étant limités à P pas plus de 0,015 %, et S pas plus de 0,015 %, le reste étant formé de Fe et des impuretés inévitables, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 pm, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d'allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d' allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. 2. Fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée, caractérisé en ce qu'il contient, en pourcentages pondéraux, les ingrédients suivants : C : 0,4 à 0,7 % Si : 1,2 à 2,5 % Mn : 0,1 à 0,5 % Cr : 0,4 à 2,0 % Al : 0,0001 à 0,005 %, et V : 0,050 à 0,4 %, Mn + V ne dépassant pas 0,6 %, et les ingrédients étant limités à P : pas plus de 0,015 %, et S : pas plus de 0,015 le reste étant formé de Fe et des impuretés inévitables, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 um, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d' allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d' allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. 3. Fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce qu'il comprend, en plus des ingrédients chimiques définis, en pourcentages pondéraux : Ni : 0,1 à 2,0 %, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 pm, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d'allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d'allongement #0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. 4. Fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en ce qu'il comprend, en plus des ingrédients chimiques définis, en pourcentages pondéraux : Mo : 0,1 à 2,0 %, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 m, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d'allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d'allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. 5. Fil d'acier pour ressorts de résistance mécanique élevée selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en ce qu'il comprend, en plus des ingrédients chimiques définis, en pourcentages pondéraux, au moins l'un des deux éléments suivants : Nb : 0,005 à 0,05 %, et Ti : 0,005 à 0,05 %, le fil d'acier n'ayant pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 m, ayant une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa, et ayant un rapport d'allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9 ou un rapport d'allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 avec une quantité d'austénite résiduelle qui ne dépasse pas 6 %. 6. Procédé de production d'un fil d'acier pour ressorts de résistance élevée, caractérisé en ce qu'il comprend une étape de traitement d'un acier ayant une composition chimique définie par l'une quelconque des revendications 1 à 5 par un traitement thermique à une température de chauffage qui n'est pas inférieure à 920 C, la température du fil lors de la trempe ne dépassant pas 45 C afin que le fil d'acier obtenu ne possède pas d'inclusions non métalliques dont la dimension dépasse 15 m, et possède une résistance à la traction qui n'est pas inférieure à 1 960 MPa et un rapport d'allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 ni supérieur à 0,9, ou un rapport d'allongement (#0,2/#B) qui n'est pas inférieur à 0,8 et une quantité d'austénite résiduelle qui n'est pas supérieure à 6 %.