FR 2536765 A1 19840601 FR 8318994 A 19831129 La présente invention concerne un procédé de fabrication de pla- ques d'acier ayant une résistance élevée à la traction et, plus particulière- ment, un procédé pour fabriquer des plaques d'acier ayant une épaisseur supé- rieure à 25 mm et une résistance à la traction de plus de 785 10 Pa. Il existe un fort besoin en plaques d'acier ayant une résistance à la traction de plus de 785 10 Pa, en même temps qu'une ténacité élevée telle que définie par des essais au choc sur barreau entaillé et une bonne aptitude au soudage Les aciers de la technique antérieure ayant ces niveaux de résistance étaient fabriqués par un procédé de recuit-trempe et revenu. Cependant, on a depuis peu de temps introduit dans le domaine de la production des plaques d'acier ce que l'on appelle un procédé de trempe directe, selon lequel une plaque d'acier est trempée immédiatement après son laminage à chaud. Un acier obtenu par trempe directe fait preuve d'une aptitude au durcissement plus élevée que celle d'un acier classique recuit et trempé ayant la meme compositionchimique En profitant de l'effet avantageux du procédé de trempe directe, on peut diminuer la quantité des composants de l'alliage, ce qui se traduit par une amélioration de l'aptitude au soudage. Cependant, le procédé connu de trempe directe n'est pas satisfai- sant en ce qui concerne l'obtention de propriétés mécaniques uniformes dans les sens de la longueur et de l'épaisseur Ainsi, il est toujours difficile de fabriquer une plaque par le procédé de trempe directe permettant de répon- dre à la demande récente croissante d'une forte ténacité dans une partie quel- conque de la plaque. La non-uniformité dans le sens de la longueur est provoquée par le procédé classique de refroidissement selon lequel on effectue la trempe en continu Conformément à ce procédé de trempe en continu, la plaque est soumise à une trempe continue de son extrémité de tete à son extrémité de queue en passant à travers une zone de refroidissement relativement courte avec une densité élevée d'eau de refroidissement Par ce procédé, il faut plus que quelques minutes pour tremper toute la longueur de la plaque, ce qui est à l'origine de variations de l'instant de départ de la trempe après le laminage dans le sens de la longueur Pendant le déroulement de l'opération, a lieu une reformation et une recristallisation de l'austénite lors de la chute de température de la plaque d'acier Un tel changement de l'état et de la tempé- rature de l'austénite le long de la plaque provoque la non-uniformité des propriétés mécaniques dans le sens de la longueur. On peut éviter un tel problème si l'on utilise un procédé de re- froidissement statique dans lequel on amène la plaque dans une zone de refroi- dissement plus longue que la plaque et on effectue la trempe de toute la longueur de la plaque simultanément La raison pour laquelle le procédé de trempe continue a cependant été adopté dans la plupart des aciéries est que l'on pensait-qu'une vitesse de trempe élevée était nécessaire pour améliorer les propriétés mécaniques et l'aptitude au soudage. La vitesse de trempe augmente avec l'accroissement de la densité de l'eau de refroidissement (quantité d'eau qui s'écoule par unité de temps et par unité de surface) D'autre part, la quantité totale d'eau disponible pour une trempe en ligne est limitée En conséquence, il fallait limiter la longueur de la zone de trempe pour obtenir une densité d'eau élevée et ainsi une vitesse élevée de trempe Quand la longueur de la zone de trempe devient inférieure à la longueur de la plaque à traiter, le procédé continu doit être adopté. La non-uniformité dans le sens de l'épaisseur est provoquée par la différence entre les vitesses de-refroidissement en surface et dans le coeur de la plaque Cette différence est accentuée quand l'épaisseur de la plaque et/ou la densité de l'eau augmentent La différence de la vitesse de refroidissement a pour effet une modification de la microstructure résultante de l'acier et ainsi une absence d'homogénéité des propriétés mécaniques. Ce problème a déjà été constaté et un certain nombre de solutions pour y remédier ont été avancées. Par exemple, la demande publiée de brevet japonais NI 101 613/1977 décrit un procédé pour diminuer la différence entre les vitesses de refroidis- sement au voisinage de la surface et dans le coeur de la plaque Selon ce procédé, on fait passer la plaque d'acier en alternance à travers une zone de fort refroidissement et une zone de refroidissement doux Cependant, un tel procédé ne peut être appliqué que pour la trempe continue et il est donc impossible d'éviter l'absence d'homogénéité dans le sens de la longueur. Ce problème devient sérieux quand l'épaisseur de la plaque dépasse mm et sa résistance à la traction est supérieure à 785 106 Pa. Un acier ayant une résistance aussi élevée fait preuve d'une résis- tance et d'une ténacité optimales quand il présente une structure mixte de martensite et de bainite inférieure Quand la teneur en éléments alliés ou la vitesse de refroidissement est trop importante, alors la microstructure après la trempe devient exclusivement martensitique et la ténacité se dégrade. Quand l'un ou l'autre de ces deux paramètres est trop bas, alors la bainite supérieure est incluse et aussi bien la ténacité que la résistance sont affec- tées. En d'autres termes, il existe une vitesse optimale de trempe pour une composition chimique donnée d'un acier Ainsi, quand une dispersion impor- tante de la vitesse de trempe existe dans le sens de l'épaisseur de la plaque, il devient impossible d'obtenir une microstructure optimale et ainsi les meilleures propriétés mécaniques sur toute l'épaisseur. L'invention a donc pour but un procédé de fabrication d'une plaque d'acier à résistance élevée possédant des propriétés mécaniques uniformes aussi bien dans le sens de la longueur que dans le sens de l'épaisseur, par une technique de trempe directe D'autre part, l'inventions pour but de fournir un procédé de fabrication d'une plaque d'acier ayant une épaisseur de plus de 25 mm et une résistance à la traction de plus de 785 10 Pa, tout en présentant une excellente aptitute au soudage en plus d'une excellente ténacité. Selon l'invention, ces buts sont atteints par un procédé de fabri- cation d'une t 8 le d'acier ayant une résistance élevée à la traction qui se caractérise en ce qu'il consiste à chauffer un acier comprenant essentielle- ment 0,04 à 0,16 % en poids de carbone, 0,02 à 0,50 % en poids de silicium, 0,4 à 1,2 % en poids de manganèse, 0,2 à 5,0 % en poids de nickel, 0,2 à 1,5 % en poids de chrome, 0,2 à 1,0 % en poids de molybdène, 0,01 à 0,10 % en poids d'aluminium soluble dans les acides, 0,03 à 0,15 % en poids d'un ou plusieurs métaux choisis parmi le vanadium, le titane et le niobium, 0,015 % ou moins en poids de phosphore et 0,006 % ou moins en poids de soufre, le complément étant constitué par du fer et les impuretés usuelles, à une température supé- rieure à celle à laquelle les carbo-nitrures de vanadium et de niobium et les carbures de titane se transforment en une solution solide complète; à laminer l'acier avec une réduction totale de 40 % ou plus et à une température infé- rieure à 9500 C; à soumettre la plaque d'acier laminée à une trempe par un refroidissement simultané immédiatement après l'achèvement du laminage à partir d'une température supérieure à (A 3-50)o C; et à effectuer le revenu de la plaque d'acier à une température inférieure à la température Aci, la densité de l'eau de refroidissement (W) pour la trempe étant déterminée par l'équation (I) ou (II) ci-après en fonction de l'épaisseur (t) de la plaque (I) pour une plaque de plus de 40 mmd'épaisseur W = 0,7 à 1,5 m 3/mn m (II) pour une plaque de plus de 25 mm mais de moins de 40 mm d'épaisseur W = 0,7 à 8,5 0,1 t m 32 mn 2 La présente invention va maintenant Utre décrite plus en détail, mais uniquement à titre d'exemplenon-limitatif, en référence aux dessins annexés dans lesquels la figure 1 est un graphique montrant la variation de la vitesse de refroidissement en fonction de la position dans le sens de l'épaisseur la figure 2 est un graphique montrant la relation entre le temps de maintien après le travail de l'acier mais avant la trempe et la dureté après la trempe; et la figure 3 est un graphique illustrant la relation entre l'épais- seur de la plaque et la densité de l'eau de refroidissement, en prenant la différence entre les résistances à la traction (ATS) et la différence entre les ténacités (Aâv Ts) comme paramètres. Un dispositif de trempe intense pose un problème d'obtention d'une vitesse uniforme de refroidissement et, par conséquent, un problème d'obten- tion d'une qualité uniforme sur toute l'épaisseur. La courbe supérieure de la figure 1 montre la dispersion dans le sens de l'épaisseur de la vitesse de refroidissement d'une plaque de 50 mm d'épaisseur refroidie par un dispositif de refroidissement par cylindres (densité de l'eau de refroidissement de 5,0 m 3/mn m) qui est un dispositif de refroidissement intense d'un type couramment utilisé à l'heure actuelle. Cette courbe montre que la vitesse de refroidissement en surface est environ le triple de celle à l'intérieur du coeur. La courbe inférieure montre la dispersion de la vitesse de refroi- dissement lorsqu'on procède à une trempe par écoulement laminaire avec une densité d'eau de refroidissement de 1,0 m 3/mn m 2 sur une plaque de même épais- seur Dans ce cas, la différence entre les vitesses de refroidissement en surface et dans le coeur est minime. A l'examen de cette figure, il est évident qu'un réglage du refroi- dissement est nécessaire pour une plaque de section importante en vue d'obte- nir une vitesse uniforme de refroidissement dans le sens de l'épaisseur. Cependant, la vitesse de refroidissement elle-même décroît également avec une diminution de la densité de l'eau Ainsi, l'intervalle optimal de la densité de l'eau, pour laquelle l'uniformité est conservée sans détérioration de l'aptitude au soudage, doit être déterminé La figure '3 résume la façon dont les propriétés mécaniques subissent l'influence de la densité de l'eau et de l'épaisseur de la plaque pour un acier haute résistance ayant une résistance à la traction de plus de 785 10 Pa. La figure 3 montre la façon dont la différence entre les résis- tances et/ou les ténacités en surface et dans le coeur varie en fonction de l'épaisseur de la plaque et de la densité de l'eau de refroidissement Quand la densité de l'eau de refroidissement dépasse 1,5 m 3/mn m pour une plaque ayant plus de 40 mm d'épaisseur, la différence entre les résistances en sur- -face et dans le coeur devient supérieure à 49 106 Pa et/ou la différence entre les températures de transition de l'aspect de fracture devient supé- rieure à 200 C Dans les plaques ayant moins de 25 mm d'épaisseur, l'unifor- mité dans le sens de l'épaisseur est maintenue indépendamment de la densité de l'eau Pour une plaque ayant une épaisseur comprise entre 25 et 40 mm, la densité de l'eau doit répondre à l'équation suivante W = 0,7 à 8,5 0,1 t m 32 mn 2 t étant l'épaisseur de la plaque. D'autre part, quand la densité de l'eau tombe au-dessous de 3 2 0,7 m 3/mn m la vitesse de trempe devient tellement faible qu'une augmenta- tion de la teneur en éléments alliés devient nécessaire, l'aptitute du soudage est ainsi détériorée, sinon il est impossible de préserver le niveau élevé de résistance Ainsi, la densité de l'eau doit être supérieure à 0,7 m 3/mn m. La densité optimale de l'eau, déduite des recherches de la Deman- deresse, est inférieure au tiers-de celle d'un dispositif classique de trempe à cylindres Cela veut dire que la longueur de la zone de refroidissement peut être plus que triplée par comparaison avec le dispositif classique, à la con- dition que la même quantité d'eau de refroidissement puisse être fournie Une telle zone de refroidissement longue est applicable à une installation de refroidissement statique qui est avantageuse pour obtenir des propriétés mécaniques uniformes dans le sens de la longueur. La figure 2 représente la relation entre la dureté brute après la trempe et la durée de séjour après le travail à chaud de l'acier à la tempé- rature de déformation avant la trempe Comme on peut le voir à l'examen de cette figure, la dureté diminue avec l'augmentation de la durée de séjour. La baisse de la dureté est probablement due à la reformation et/ou à la re- cristallisation de l'austénite Quand on adopte le procédé de trempe continue dans un système de refroidissement direct, une diminution supplémentaire de l'aptitude au durcissement devrait avoir lieu en raison de la chute de tempé- rature pendant la durée de séjour Il en résulte une non-uniformité des pro- priétés mécaniques dans le sens de la longueur. La conclusion qu'on peut tirer de ces figures est qu'un système de refroidissement statique avec refroidissement contrôlé est nécessaire pour la trempe directe en ligne d'une plaque épaisse ayant un niveau de résistance de plus de 785 10 Pa, afin de garantir l'uniformité dans le sens de la lon- gueur et celui de l'épaisseur. Cependant, la baisse de la vitesse de refroidissement par un re- froidissement contrôlé devrait &tre compensée par l'utilisation efficace de Nb, V et Ti, ce qui n'est possible que par le système de trempe directe. En ce qui concerne l'influence de V, Nb ou Ti sur l'aptitute au durcissement de l'acier, deux résultats contradictoires ont été obtenus jusqu'à présent dont l'un améliore et l'autre affecte ce paramètre. Cependant, les recherches de la Demanderesse ont révélé que ces éléments améliorent l'aptitude au durcissement à chaque fois qu'ils sont présents dans l'austénite sous forme d'une solution solide Par contre, si ces éléments restent non dissous dans l'austénite sous forme de carbures ou de carbo-nitrures, l'aptitude au durcissement va se détériorer. Dans le cas d'un procédé de recuit-trempe, la température de recuit doit être inférieure à la température de formation de grains grossiers. On utilise donc une température de l'ordre de 9000 C qui est inférieure à la température de dissolution de ces carbures et carbo-nitrures On peut calculer la température de dissolution des carbures ou carbo-nitrures en utilisant les produits de solubilité décrits dans la littérature. La grosseur du grain de l'acier obtenu par trempe directe est affinée par des déformations et recristallisations successives au cours du procédé de laminage et ainsi la plaque peut être recuite au-dessus de la température de formation de grains grossiers du gain qui est supérieure à la température de dissolution de ces précipités, en permettant d'obtenir toujours une grosseur de grain affinée; Ces éléments ne sont pas seulement avantageux pour l'aptitude au durcissement, mais aussi pour le renforcement de la résistance après revenu. Les aciers qui contiennent ces éléments font preuve d'une grande résistance au ramollissement grâce à la précipitation des carbures et/ou des carbo- nittures fins de ces éléments au cours de l'opération de revenu Par l'uti- lisation efficace de ces éléments dans un procédé de trempe directe, on peut maintenir une résistance élevée à la traction sans augmenter l'équivalent de carbone de l'acier. A cet égard,la teneur en Nb, V et Ti et la température de chauf- fage de la plaque sont des facteurs importants pour l'invention La proportion totale de Nb, V et Ti doit être d'au moins 0,03 % mais si la somme dépasse 0,15 %, la ténacité des soudures diminue En conséquence, la proportion totale de ces éléments ne doit pas dépasser 0,15 %. L'optimisation de chaque étape du procédé de trempe directe est aussi une exigence importante de l'invention. La température de chauffage des plaques doit être supérieure à la température de dissolution des carbures et/ou carbo-nitrures de Nb, V et Ti, comme précédemment indiqué. L'aptitude au durcissement élevé qu'on obtient par le procédé de trempe directe semble être en rapport avec la déformation de l'austénite, comme dans le procédé appelé "ausforming" Comme on le voit sur la figure 2, il est préférable d'effectuer la trempe avant l'achèvement de la recristal- lisation ou, en d'autres termes, avant que l'effet de la déformation dispa- raisse. Pour cette raison, une température de laminage relativement faible pour laquelle la recristallisation devient difficile, est recommandée avant la trempe. Plus précisément, le programme des passes de laminage avec une réduction totale de plus de 40 % est indispensable au-dessous de 9500 C pour obtenir les meilleurs résultats - La température au début de la trempe doit être suffisamment élevée- pour ne pas affecter l'aptitude au durcissement Cette température doit être supérieure à (A 3-50) C pour l'acier objet de l'invention. La température du laminage final doit être choisie de manière à maintenir la température du débit de trempe au-dessus de (A 3-50)0 C Le laps de temps entre la dernière passe de laminage et le point de départ de la trempe est, de préférence, aussi bref que possible du point de vue de l'apti- tude au durcissement, comme cela a été précédemment mentionné à propos de la figure 2. La composition chimique de l'acier objet de l'invention est carac- térisée par l'utilisation avantageuse de Nb, V et Ti, comme-précédemment mentionné La proportion des autres éléments de l'alliage est limitée pour les raisons suivantes. C est l'élément le plus fondamental pour obtenir une bonne résis- tance mécanique Pour maintenir un degré de résistance de plus de 785 10 Pa, une proportion d'au moins 0,04 % de carbone est requise Cependant, l'aptitude au soudage se dégrade et la susceptibilité à la fissuration à froid devient trop élevée quand la proportion de carbone dépasse 0,16 %,si bien qu'on limite la teneur en carbone à l'intervalle 0,04 à 0,16 %. Le silicium est inévitable dans l'élaboration de l'acier et cet acier doit contenir au moins 0,02 % de Si Si toutefois, la teneur en Si dépasse 0,5 %, la ténacité de la soudure diminue en raison de l'augmentation du constituant martensite-austénite dans la zone de la soudure affectée par la chaleur Ainsi, la teneur en Si est limitée à l'intervalle 0,02 à 0,5 %. Une teneur d'au moins 0,40 % de Mn est nécessaire pour assurer l'aptitude au durcissement, mais si cette teneur dépasse 1,20 %, non seulement l'aptitude au soudage se dégrade mais aussi la tendance à la fragilisation par revenu devient plus grande Ainsi, la teneur en Mn est limitée à l'inter- valle 0,4 à 1,20 %. P et S sont des impuretés nuisibles à la ténacité et la proportion de ces éléments doit donc être limitée à une valeur au-dessous respectivement de 0,015 et 0,006 %. Le chrome contribue à améliorer l'aptitude au durcissement et un minimum de 0,2 % de Cr est exigé pour le degré souhaité de résistance de l'acier selon l'invention Cependant, lorsque sa teneur dépasse 1,5 %, on observe non seulement une augmentation du C eq mais aussi une susceptibilité accrue à la fissuration SR L'intervalle est donc limité à l'intervalle 0,2-1,5 %. Mo est un élément très efficace pour augmenter la résistance méca- nique d'un acier trempé et soumis au revenu, puisqu'il améliore non seulement l'aptitude au durcissement, mais aussi la résistance au ramollissement par revenu Ainsi, un minimum de 0,2 % de Mo est nécessaire pour obtenir le degré requis de résistance mécanique de l'acier selon l'invention Cependant, Mo est un élément d'alliage coûâteux et on préfère maintenir sa teneur entre 0,2 et 1,0 %. L'aluminium est également un élément indispensable pour la désoxy- dation Au moins 0,01 % d'aluminium soluble dans les acides est nécessaire pour éviter la contamination par des inclusions d'oxyde Cependant, quand sa teneur dépasse 0,10 %, la ténacité de la plaque diminue Pour cette raison, l'aluminium soluble doit être présent en une proportion de 0,01 à 0,1 %. Le nickel est un élément très efficace pour améliorer la ténacité. Il sert également à augmenter l'aptitude au durcissement avec un minimum d'accroissement du C eq Cependant, c'est un métal très coûteux et sa propor- tion est donc limitée à l'intervalle 0,2-5,0 %. Cu et/ou B peuvent être ajoutés si nécessaire Le cuivre contribue à un renforcement de la résistance par amélioration de l'aptitude au durcis- sement et du durcissement par précipitation Si toutefois sa proportion dépasse 0,5 %, on observe une augmentation de la susceptibilité à la fissura- tion SR ainsi que des défauts en surface des plaques laminées Ainsi, la teneur en Cu doit être inférieure à 0,5 %. B en tant que micro-élément d'alliage est efficace pour améliorer l'aptitude au durcissement de l'acier sans augmenter le C eq Cependant, l'addition de plus de 0,002 % n'apporte aucun avantage supplémentaire si bien qu'on limite sa proportion au-dessous de 0,002 %. L'ajustement de la forme de l'inclusion des sulfures par MTR (métal de terres rares) ou Ca, est également efficace pour améliorer la té- nacité de la même façon que pour l'acier de l'art antérieur. Une diminution de l'azote et de l'oxygène est également préférable pour améliorer la ténacité. Les aciers préparés par le procédé selon l'invention ont les compo- sitions chimiques indiquées dans le tableau I. o o-' o o, o o, Tableau I Compositiorn chimique de l'acier Echantillon A 3 d'acier N OO Si Mn P S Ou Ni Oi Mo V Nb Ti B Al Sol O eq (C) * 0,08 0,22 0,80 0,005 0,002 1,99 0,49 0,48 0,107 0,001 0,050 0,498 844 2 0,09 0,28 0,831 0,003 0,001 2,00 0,50 0, 49 0,100 0,018 0,520 844 e 3 0,10 0,26 0,761 0,002 0,001 3,08 0,50 0,51 0,109 0,048 0,550 822 4 0,08 0,38 0,60 0,004 0,003 0,3 > 41,00 0,40 0,47 0,093 0,001 0,065 0, 425 866 0,11 0,06 0,84 0,004 0,004 2,05 0,49 0,51 0,061 0,023 0,011 0,063 0,534 819 6 0,06 0,05 0,82 0,004 0,004 1,98 0,50 0,48 0,018 0,023 0,012 0,061 068 830 7 0,11 0,39 0,87 0,004 -0,003 0,34 0,89 0,55 0,46 0,001 0,066 0,519 858 8 0,03 0,21 0,89 0,002 0,001,5 0,51 0,78 0,14 0,001 0,053 0,053 88 o 7 %M ' % 4 Ow w U-1 w CD w ui Fli C) C) _n il La température de chauffage de la plaque, le pourcentage de réduction à une température inférieure à 9500 C, la température du début de refroidissement, la densité de l'eau de refroidissement, le traitement thermique après laminage et l'épaisseur de la plaque sont indiqués dans le Tableau II ciaprès. w w u.n CD M Tablceàu II j-n o, %un E)rou Vette Teae e uto rprature Dmnsité de l'eau' 'Toeitem 9 nt, Epaisseur Pcier161 e ch raturf e des(%aucdesous du début de de refroidissement thennique de la Acie Nl phaqufaes (O S C) ades 950 us refroidissemant(m 3 2 après laminage plaque(mm) 1 la 1200 60 850 1,0 Revenu 50 l'invention 1 lb 50 témxin 1 le 1200 60 850 5,0 Revenu 50 témoin 2 2 a 1150 50 830 1,0 Revenu 50 l'invention 2 2 b 1150 10 880 1,4 Revenu 50 témoin 3 3 a 1180 60 850 0, 9 Revenu 50 l'invention 3 3 b 1180 50 850 1,0 Revenu 75 l'1 invention 3 31180 60 750 1,0 Revenu 75 témoin 4 > 4 a 1150 50 850 1 O Revenu 40 1 ti ny Mti on 4 4 b 1150 50 850 5,0 Revenu 40 témoin 5 a 1150 50 850 1,0 Revenu 50 l'invention 5 b 950 50 * 850 1,0 Revenu 50 ténxo Ln 6 6 a 1100 50 850 1,0 Revenu 50 l'invention 6 6 b 1100 50 850 0,6 Revenu 50 témoin 7 'la 1150 50 850 f 1, Revenu 50 témoiln 8 8 à 1150 50 850 j 1,0 Revenu 50 ténnln Nu w #.I o'* Ob Les propriétés mécaniques, c'est-à-dire les valeurs de l'essai de traction et les valeurs des essais à la résistance aux chocs Charpy des - plaques d'acier de diverses éprouvettes qu'on mesure à une épaisseur de t/2 et t/4 (t étant l'épaisseur de la tôle) sont indiquées dans la Tableau III ci- après. Ibtas:L E. RT. Ai. limite élastique :résistance à la traction :allongeroent Tableau TTT Eprouvette t/2 t/4 Acier Tô 11 e Valeur des essais de traction Vaerde essai Valeur des essais de traction lerdes ecsai NO NI, L E R T AC % v Ts v F S L E H T At % v TS v Es x 9,81 106 Pax 9,81 1 îO Pa oc ken x 9,81 l O Pax 9,81 10 Pa oc ke 1 la 98,0 103,5 25,3 65 22,9 100,4 105,1 214,4 66 21,8 l'invention 1 lb 90,3 96,7 23,1 60 22,9 q 92,4 98,2 24,2 30 24, t 6 nnin 1 l 100,2 10 o 4,8 23,8 63 21,8 102,5 107,1 238 25 20, t&aain 2 2 a 95,8 100,8 23,6 82 27,8 97,4 102,2 25,4 89 28,4 l'invention 2 2 b 89,0 95, 3 23,8 25 24,3 92,3 98,3 23,2 45 24,3 t&nwin 3 3 a 107,4 110,5 23,4 108 23,3 107,4 110,8 226 24-7 l'invention 3 3 b 94,9 100,9 21,8 76 23,3 96,8 102 y 4 2512 ' Io 3 3 c 83,5 92,8 20,-6 35 1,5,6 94, 21 3 135 i, tm 1 4 4 a 93,0 98,3 22,6 95 21,8 94,2 1002 22 5 92 4 4 b 96,0 102,0 20,6 85 20599, 6 106,3 1 3 1 6 ni 5 à 108,2 115,3 21,3 98 19,8 109,6 116,5 ' 20,5 90 18, 3 l'invention 5 b 84,2 92,3 18,3 53 18,3 86,3 94,5 17,8 '47 17,5 ténoin 6 6 a 79,0 814,3 24,3 115 26,8 79,6 85,3 25,3 122 j 26,5 l'invention 6 6 b 69,2 75,2 24,1 60 28,6 69,6 76,1 24,8 51 27,2 tém Yin 7 7 a 69,8 77,2 23, 1 75 27,6 t 70,5 78,8 22,5 65 j 65 ténoin 18 a 742 7 Q 1 I, *a = i Pni 91 P, 1 8 A 74.2 n J-q 7 Q r, 9 P r, 1 n Pr, q 1711 A Rn i 91 A P P r, r, Comme on le voit dans le tableau III, l'éprouvette NO la c'est-à- dire la plaque d'acier selon l'invention, présente une résistance à la trac- tion d'environ 100 kg/mm même avec un C eq de 0,498 qui est au dessous de la valeur antérieure des aciers à haute résistance de l'art antérieur de la catégorie de 785 10 Pa et une excellente valeur v Ts inférieure à 600 C. La plaque d'acier lb présente la même composition que la plaque la, mais-a été obtenue par un recuit à une température de 900 C suivi d'une trempe dans une installation de trempe à cylindres (densité de l'eau de refroidissement = ,0 m 3/mn m) La limite élastique (L E) de l'échantillon lb est plus petite que celle de la de 8 kg/mm et la valeur v Ts dans la portion t/4 est inférieure à celle de l'éprouvette la de plus de 300 C On prépare l'éprouvette lc à partir de la même charge, dans les mêmes conditions de laminage et on effectue le refroidissement dans la même installation de trempe à cylindres et avec la même densité d'eau de refroidissement La résistance mécanique de l'éprouvette le est sensiblement la même que celle de l'éprouvette la et la valeur v Ts dans la portion t/2 est la même que pour la Cependant, dans la portion t/4, la valeur v Ts est très inférieure à celle de-l'éprouvette la car, dans la portion t/4, la vitesse de refroidissement est trop élevée de sorte que l'acier est entièrement transformé en structure martensite. On fabrique l'éprouvette 2 a selon le procédé objet de l'invention, alors que l'éprouvette 2 b est obtenue avec une réduction de 10 % au-dessous de9500 C Dans l'éprouvette 2 b, étant donné que là réduction au-dessous de 9500 C est trop faible, on ne peut pas produire des effets suffisants du travail de l'acier et du traitement thermique, de sorte que la résistance mécanique et la ténacité sont plus faibles que celles de l'éprouvette 2 a. Les éprouvettes 3 a et 3 b sont des plaques d'acier préfabriquées par le procédé de l'invention, qui ont des épaisseurs de 50 mm et 75 mm res- pectivement et présentent d'excellentes propriétés de résistance mécanique et de ténacité On prépare l'éprouvette 3 c à partir de la même charge que les éprouvettes 3 a et 3 b et on amorce le -refroidissement à partir de 7500 C, c'est-à-dire au-dessous du point Ar et sa résistance mécanique est inférieure 63 y d'environ 78,4 10 Pa à celle de l'échantillon 3 b de même épaisseur, alors que la valeur v Ts est inférieure de plus de 300 C On considère qutil en est ainsi du fait d'une aptitude au durcissement insuffisante. On obtient l'éprouvette 4 b en utilisant la même densité d'eau de refroidissement que dans le procédé classique La composition chimique, les conditions de laminage etc sont les mêmes que pour l'éprouvette 4 a Bien que l'éprouvette 4 b présente une résistance mécanique légèrement plus élevée que l'éprouvette la, la différence entre les valeurs v Ts dans les portions t/2 et t/4 est importante Ainsi, la valeur v Ts dans la portion t/4 est infé- rieure à celle de l'éprouvette 4 a d'environ 600 C. On prépare l'éprouvette 5 b à une température de chauffage de pla- que de 9500 C à laquelle les carbures et/ou les carbo-nitrures de V, Nb et Ti ne sont pas siffusamment dissous dans l'austénite Pour cette raison, quand on la compare avec l'éprouvette 5 a qui a été chauffée au-dessous de la tempé- rature de dissolution des carbures et des carbo-nitrures, la résistance méca- nique et la ténacité sont très inférieures à celles de l'éprouvette 5 a. L'éprouvette d'acier NO 6 présente une faible teneur en carbone de 0,06 % et un C eq de 0,468, c'est-à-dire plus bas que ceux des plaques de l'art antérieur de 50 mm d'épaisseur ayant une résistance à la traction de l'ordre de 785 10 Pa Cependant, l'éprouvette 6 a préparée selon l'invention possède une résistance mécanique et une ténacité suffisantes qui sont néces- saires à une plaque d'acier ayant une résistance à la traction de 785 10 Pa. On prépare l'éprouvette 6 b avec une densité d'eau de refroidissement de 0,6 m 3/ mn m En raison de l'insuffisance de la vitesse de refroidissement, la résis- tance mécanique de cette éprouvette est inférieure à celle des plaques d'acier classiques de la catégorie de 785 10 Pa, et sa ténacité est beaucoup plus faible que celle de l'éprouvette 6 a. L'éprouvette 7 a est une éprouvette témoin qui ne contient pas de Nb, V et Ti Bien que son C eq soit élevé, c'est-à-dire de 0,519, il est impossible d'obtenir une résistance à la traction de plus de 785 10 Pa. Etant donné que l'éprouvette 8 a présente une faible teneur en carbone de 0,03 %, son C eq est élevé, à savoir de 0,533, mais cette éprou- vette ne répond pas à l'exigence d'une résistance de l'ordre de 785 10 Pa. En outre, la micro-structure après la trempe et la ténacité ne sont pas satis- faisantes. Pour toutes les éprouvettes, on a effectué le traitement de revenu à une température située entre 600 et 6300 C et le laps de temps entre la der- nière passe de laminage et le début de la trempe était de 15 à 30 secondes, Grâce au procédé de l'invention, on peut obtenir des propriétés mécaniques uniformes aussi bien dans le sens de la longueur que dans celui de l'épaisseur d'une plaque d'acier, même si elle a une épaisseur de plus de mm En outre, on peut fabriquer des plaques d'acier ayant une résistance mécanique élevée avec un faible équivalent de carbone (C eq). REVENDICATIONS 1 Procédé de fabrication d'une plaque d'acier ayant une résis- tance élevée à la traction, caractérisé en ce qu'il consiste: à chauffer un acier comprenant essentiellement 0,04 à 0,16 % en poids de carbone, 0, 02 à 0,50 % en poids de silicium, 0,4 à 1,2 % en poids de manganèse, 0,2 à ,0 % en poids de nickel, 0,2 à 1,5 % en poids de chrome, 0,2 à 1,0 % en poids de molybdène, 0,01 à 0,10 % en poids d'aluminium soluble dans les acides, 0,03 à 0,15 % en poids d'un ou plusieurs métaux choisis parmi le vanadium, le titane et le niobium, 0,015 % ou moins en poids de phosphore et 0,006 % au moins en poids de soufre, le complément étant constitué par du fer et les impuretés usuelles, à une température supérieure à celle à laquelle les carbo-nitrures de vanadium et de niobium et les carbures de titane se transforment en une solution solide complète; à laminer l'acier avec une réduction totale de 40 % ou plus et à une température inférieure à 9500 C; à soumettre la plaque d'acier laminée à une trempe par un refroi- dissement simultané immédiatement après l'achèvement du laminge à partir d'une température supérieure à (A 3-50)OC; et à effectuer le revenu de la plaque d'acier à une température inférieure à la température Act, la densi- té de l'eau de refroidissement (W) pour la trempe étant déterminée par l'équation (I) ou (II) ci-après en fonction de l'épaisseur (t) de la plaque (I) pour une plaque de plus de 40 mm d'épaisseur W = 0,7 à 1,5 m 3/mn m (II) pour une plaque de plus de 25 mm mais de moins de 40 mm d'épaisseur 8,5 -0,1 t 3 2 W = 0,7 à ' /mn m 2 Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit acier contient en outre 0, 002 % ou moins en poids de bore et/ou 0,5 % ou moins en poids de cuivre.