FR 2743574 A1 19970718 FR 9600407 A 19960116 Fil-machine adapté au renforcement. L'invention concerne les fils machine en acier permettant d'obtenir des fils métalliques prêts à l'emploi aptes à être utilisés pour renforcer des articles en matières plastiques ou en caoutchouc, notamment des tuyaux, des courroies, des nappes, des enveloppes de pneumatiques. L'expression "fil prêt à l'emploi" est employée ici dans son assertion habituelle dans le domaine de la métallurgie, signifiant que ce fil peut être utilisé, pour l'application prévue, sans le soumettre à un traitement thermique susceptible de modifier sa structure métallurgique et sans le soumettre à une déformation, par exemple un tréfilage, susceptible de modifier son diamètre. La demande de brevet WO-A-9211481 i décrit un procédé pour obtenir un fil prêt à l'emploi comportant un substrat en acier dont la structure comporte plus de 90 % de martensite revenue écrouie, L'acier ayant une teneur en carbone au moins égale à 0,05 % et au plus égale à 0,6 %, ce substrat étant revêtu d'un alliage métallique autre que l'acier, par exemple du laiton. Le procédé pour obtenir ce fil comporte un traitement de trempe sur un fil écroui en chauffant le fil au-dessus du point de transformation AC3 pour lui donner une structure d'austénite homogène et en le refroidissant ensuite rapidement, à une vitesse au moins égale à 1 50 C/seconde, au dessous du point de fin de transformation martensitique. Après ce traitement de trempe, on effectue sur le fil un dépôt d'au moins deux métaux, on chauffe ensuite le fil pour provoquer par diffusion la formation d'un alliage de ces métaux, généralement du laiton, puis on refroidit ensuite le fil et on l'écrouit. Le procédé décrit dans ce document comporte en particulier les avantages suivants - utilisation d'un fil-machine de départ ayant une teneur en carbone inférieure à celle d'un acier perlitique, - grande souplesse dans le choix des diamètres des fils-machine et des fils prêts à l'emploi ainsi obtenus, - tréfilage réalisé à partir du fil-machine avec des vitesses élevées et avec des casses réduites, - le traitement de diffusion est réalisé en même temps que le revenu du fil, ce qui limite les coûts de fabrication. Cependant le procédé décrit dans ce document présente les inconvénients suivants a) La température de revenu nécessaire pour obtenir une bonne diffusion du revêtement ne correspond pas toujours de façon précise à celle nécessaire pour obtenir une résistance suffisante avant tréfilage. b) Les propriétés mécaniques obtenues après le revenu varient rapidement avec la variation de température introduite par suite de la dispersion inévitable des systèmes de chauffage. c) La trempabilité de l'acier est insuffisante, c'est-à-dire qu'il est nécessaire de refroidir à une vitesse élevée afin d'obtenir une structure totalement, ou pratiquement totalement, martensitique. Si la vitesse de refroidissement est trop faible, d'autres phases que la martensite peuvent apparaître, comme par exemple la bainite. Cette vitesse élevée de trempe est une contrainte importante de fabrication. II est connu de façon générale que, dans les procédés de réalisation de pièces en aciers martensitiques, I'addition d'un élément d'alliage comme le vanadium ou le chrome permet d'améliorer la trempabilité et la résistance par suite de la précipitation de carbonitrures et/ou carbures de vanadium ou de chrome lors du revenu. Cependant les durées habituelles de traitement sont de plusieurs dizaines de minutes, voire de quelques heures, afin de permettre la précipitation. La demanderesse a constaté de façon totalement inattendue que la précipitation, sous forme de carbonitrures et/ou carbures, d'un élément d'alliage comme le vanadium, le molybdène ou le chrome pouvait se faire rapidement dans des fils de diamètre inférieur à 3 mm. Or, cette précipitation lors du revenu permet d'éviter les inconvénients précités a) et b), et la présence de ces éléments d'alliage lors de la trempe permet d'éviter l'inconvénient c) précité en rendant possible une trempe plus douce. Ainsi, I'invention a pour objet un fil-machine destiné à obtenir, par déformation et traitement thermique, un fil métallique prêt à l'emploi, ce fil machine étant caractérisé en ce qu'il est en acier microallié ayant une teneur pondérale en carbone comprise entre 0,2 % et 0,6 %, L'acier comportant en outre au moins un élément d'alliage choisi dans le groupe formé par le vanadium, le molybdène et le chrome, L'acier comportant au moins 0,05 % et au plus 0,5 % en poids de l'élément d'alliage ou de l'ensemble des éléments d'alliage Le fil métallique prêt à l'emploi obtenu à partir du fil-machine conforme à l'invention présente les caractéristiques suivantes a) il comporte un acier microallié ayant une teneur en carbone au moins égale à 0,2 % et au plus égale à 0,6 % en poids ; cet acier comporte en outre au moins un élément d'alliage choisi dans le groupe formé par le vanadium, le molybdène et le chrome, L'acier comportant au moins 0,05 % et au plus 0,5 % en poids de l'élément d'alliage ou de l'ensemble des éléments d'alliage b) cet acier présente une structure constituée pratiquement en totalité de martensite revenue écrouie c) le diamètre du fil est au moins égal à 0,10 mm et au plus égal à 0,50 mm; d) la résistance à la rupture du fil est au moins égale à 2800 MPa. De préférence le fil prêt à l'emploi comporte un revêtement en alliage métallique autre que l'acier, disposé sur un substrat en acier microallié ayant les caractéristiques précitées. Un procédé pour produire un fil prêt à l'emploi comprend les opérations suivantes a) on part du fil-machine conforme à l'invention; b) on déforme ce fil-machine de telle sorte que le diamètre du fil après cette déformation soit inférieur à 3 mm c) on arrête la déformation et on effectue un traitement thermique de trempe sur le fil déformé, ce traitement consistant à chauffer le fil audessus du point de transformation AC3 pour lui donner une structure d'austénite homogène, puis à le refroidir au moins pratiquement jusqu'au point de fin de transformation martensitique MF, la vitesse de ce refroidissement étant au moins égale à 600C/s, de façon à obtenir une structure constituée pratiquement de martensite d) on chauffe ensuite le fil à une température, dite température de revenu, au moins égale à 2500C et au plus égale à 7000C, de façon à provoquer la formation d'une précipitation d'au moins un carbonitrure et/ou carbure de l'élément d'alliage ou d'au moins un élément d'alliage et la formation d'une structure constituée pratiquement en totalité de martensite revenue e) on refroidit ensuite le fil à une température inférieure à 2500C.; f) on déforme ensuite le fil, le taux de déformation E étant au moins égal à 1. De préférence, après l'étape c) précédemment définie, on effectue sur le fil un dépôt d'au moins deux métaux susceptibles de former par diffusion un alliage, L'acier microallié précité servant ainsi de substrat et, lors de l'étape d) précédemment définie, le chauffage à la température de revenu sert également à provoquer la formation, par diffusion, d'un alliage de ces métaux, par exemple du laiton. Les fils prêts à l'emploi peuvent être utilisés tels quels. On peut également former des assemblages comportant au moins un tel fil. De tels assemblages sont par exemple des torons, des câbles à fils, notamment des câbles à couches de fils ou des câbles constitués de torons de fils. Les fils prêts à l'emploi ou les assemblages conformes aux définitions précédentes, peuvent être utilisés pour renforcer des articles qui sont par exemple des tuyaux, des courroies, des nappes, des enveloppes de pneumatiques. L'invention sera aisément comprise à l'aide des exemples de réalisation qui suivent. I. Définitions et tests 1. Mesures dvnamométriaues Les mesures de résistance à la rupture sont effectuées en traction selon la méthode décrite dans la norme française AFNOR NF A 03-151 de juin 1978. 2. Déformation Par définition, la déformation E est donnée par la formule E = Ln (So/Sf) Ln étant le logarithme népérien, So étant la section initiale du fil avant cette déformation et Sf étant la section du fil après cette déformation. 3. Structure des aciers La structure des aciers est déterminée visuellement avec un microscope optique avec un grossissement de 400. La préparation des échantillons par attaque chimique, ainsi que l'examen des structures sont effectuées conformément à la référence suivante : De Ferri Metallographica vol. nO II, A. Schrader, A. Rose, Edition Verlay Stahleisen GmbH. Düsseldorf. 4. Détermination du Doint MF Le point de fin de transformation martensitique MF est déterminé conformément à la référence suivante : Ferrous Physical Metallurgy, A. Kumar Sinhu, Edition Butterworths 1989. On utilise dans ce but la relation MF = M5-2150C avec MS = 539 - 423 x C% - 30,4 x Mn% - 17,7 x Ni% - 12,1 x Cr% - 7,5 x Mo% - 7,5 x Si% + 10 x Co , Dans laquelle C%, Mn%, Ni%, Cr%, Mo%, Si et Co représentent les pourcentages pondéraux des corps chimiques dont ils sont les symboles. On admet que le vanadium peut être utilisé dans cette formule en ayant le même effet que le molybdène, alors que la référence précitée ne mentionne pas le vanadium. 5. Dureté Vickers Cette dureté, ainsi que la méthode pour la déterminer, sont décrites dans la norme française AFNOR A 03-154. 6. Taux de diffusion du laiton Ce taux est déterminé par diffraction des rayons X avec une anode au cobalt (30 kV, 30 mA), on évalue l'aire des pics des phases a et ss (le cuivre pur étant déterminé en étant confondu avec la phase ss), après déconvolution des deux pics. Le taux de diffusion Td est donné par la formule Td = [aire du pic a] I [aire du pic a + aire du pic ssl Le pic a correspond environ à l'angle de 500 et le pic ss correspond environ à l'angle 51 . II) Exemoles On utilise quatre fils machine de diamètre 5,5 mm référencés A, B, C et D, les fils machine C et D étant conformes à l'invention. La composition pondérale de l'acier de ces fils est donnée dans le tableau 1 qui suit Tableau 1 C% Mn% Si% V% S% Fils A, B 0,427 0,619 0,222 0 0,003 Fil C 0,428 0, 621 0,224 0,103 0,003 0,003 Fil D 0,419 0,611 0,222 0,156 0,003 0,003 Les autres éléments de ces fils machine sont à l'état d'impuretés inévitables et dans des quantités négligeables. Les valeurs de MF et de AC3 pour ces fils machines sont données dans le tableau 2. Tableau 2 MF | AC3 FILS A et B 1 23 OC 7690C FILC 1220C 7790C FILD ~ 1250C 7860C Les valeurs de AC3 en degrés Celsius sont données par la formule suivante de Andrews (JISI, juillet 1967, pages 721-727): AC3 = 910 -203NmC% 15,2 Ni% + 44,7 Si% + 104 V% + 31,5 Mo% - 30.Mn + 13,1 W% - 20 Cu% + 700 P% + 400 Al% + 120 As% + 400 Ti% dans laquelle C%, Ni%, Si%, V%, Mo%, Mn%, W%, Cu%, P%, Al%, As% et Ti% représentent les pourcentages en poids des corps chimiques dont ils sont les symboles. Les fils A et B sont donc identiques et non microalliés, les fils C et D étant microalliés et différents entre eux. On tréfile ces fils machine jusqu'à un diamètre de 1,3 mm, le taux de déformation E étant ainsi égal à 2,88. On effectue ensuite sur ces quatre fils un traitement de trempe de la façon suivante - chauffage à 10000C maintenu pendant 5 secondes - refroidissement rapide jusqu'à la température ambiante (environ 200%). Les conditions du refroidissement de trempe sont les suivantes - Fils A, C et D : vitesse de 1300C/sec. en utilisant comme gaz de trempe un mélange d'hydrogène et d'azote (75 % en volume d'hydrogène, 25 % en volume d'azote). - Fil B : vitesse de 1800C/sec. en utilisant de l'hydrogène pur. On mesure la dureté Vickers sur chacun des fils obtenus référencés Al, B1, C1 et D1, les lettres A, B, C et D identifiant chacune le fil-machine de départ précité. Les valeurs obtenues sont indiquées dans le tableau 3. Tableau 3 Fil Al Fil B1 Fil C1 Fil D1 650 685 690 700 Le fil Al est inutilisable par suite de sa dureté trop basse, ce qui est dû au fait que sa structure n'est pas constituée uniquement de martensite, mais contient à la fois de la martensite et de la bainite. Les fils B1, C1 et D1 sont constitués chacun pratiquement uniquement de martensite et leur dureté Vickers est satisfaisante. Les fils C1 et D1, en acier microallié, sont obtenus avec une trempe facile à effectuer (vitesse relativement basse, avec un mélange gazeux peu coûteux et non dangereux), alors que le fil B1 est obtenu avec un procédé difficile et coûteux (vitesse de trempe élevée, en utilisant de l'hydrogène pur), ce procédé permettant d'obtenir une dureté suffisante mais qui est cependant inférieure à celle des fils microalliés C1 et D1. On constate donc que le vanadium permet d'améliorer la trempabilité de l'acier, c'est-à-dire la formation d'une phase unique de martensite lors de la trempe. On dépose ensuite de façon connue sur les trois fils B1, C1 et D1, par électrolyse, une couche de cuivre puis une couche de zinc. La quantité totale des deux métaux déposés est de 390 g pour 100 g de chacun des fils, avec 64 % en poids de cuivre et 36 % en poids de zinc. On obtient ainsi les trois fils B2, C2 et D2. On chauffe ensuite par effet Joule le fil témoin B2, pendant 5 secondes chaque fois, à trois températures de revenu Tr (5250C, 5900C, 6700C), puis on refroidit à la température ambiante (environ 200C), afin d'évaluer l'effet de ce traitement thermique sur la résistance à la rupture Rm et sur le taux de diffusion Td du laiton, formé par l'alliage du cuivre et du zinc, pour le fil ainsi obtenu B3, dans chaque cas. Les résultats sont donnés dans le tableau 4. Tableau 4 Tr Rm Td 5250C 1239 0,82 5900C 1 120 0,92 6700C 964 0,95 On remarque que, pour la température de 5250C, le taux de diffusion Td est insuffisant (inférieur à 0,85), mais que la résistance à la rupture est plus élevée que pour les autres températures. Une très bonne diffusion du laiton est obtenue pour le traitement à 6700C (diffusion supérieure à 0,85) mais la résistance à la rupture est notablement plus faible qu'à 5250C et n'est pas suffisante pour permettre d'obtenir par tréfilage ultérieur une résistance à la rupture élevée. La résistance à la rupture est un peu supérieure pour le traitement à 5900C que celle obtenue à 6700 C, avec une diffusion légèrement inférieure du laiton, bien que satisfaisante, mais cette résistance est elle aussi insuffisante pour garantir une résistance élevée après tréfilage. On constate d'autre part que le taux de diffusion augmente lorsque la résistance à la rupture diminue, ce qui est un inconvénient car, dans la pratique, le taux de diffusion doit être d'autant plus élevé que la résistance à la rupture est plus élevée, pour permettre une déformation ultérieure (par exemple par tréfilage) sans rupture du fil. On constate donc ici au contraire que l'aptitude à la déformation baisse lorsque la résistance à la rupture augmente, ce qui va à l'encontre du but recherché. Les deux fils C2 et D2, contenant du vanadium, sont chauffés à 59O0C pendant seulement 5 secondes pour effectuer un revenu, puis refroidis à la température ambiante (environ 200C). On détermine ensuite le taux de diffusion Td du laiton et la résistance à la rupture Rm des fils ainsi obtenus C3 et D3. Les résultats sont donnés dans le tableau 5. Tableau 5 Rm(MPa) Td Fil C3 1229 0,92 Fil D3 1261 0,92 On constate que, dans les deux cas, le taux de diffusion du laiton est supérieur à 0,9, c'est-à-dire que la diffusion est très bonne, et que la résistance à la rupture est également très bonne, très supérieure à celle obtenue pour le fil témoin B3 lorsque la diffusion du laiton est supérieure à 0,9. La présence du vanadium permet donc, de façon inattendue, d'avoir à la fois une bonne diffusion du laiton et une bonne résistance à la rupture grâce à la formation de fins précipités de carbonitrure et/ou carbure de vanadium, qui était en solution après la période de trempe, et ceci malgré le temps très court de revenu. II est connu que le vanadium précipite dans les aciers pour des temps de revenu très longs, allant d'environ dix minute à plusieurs heures, mais il est surprenant de constater une telle précipitation pour des temps si courts, inférieurs à la minute, par exemple inférieurs à 10 secondes. On déforme ensuite par tréfilage les fils B3, C3 et D3 pour obtenir un diamètre final d'environ 0,18 mm, ce qui correspond à un taux de déformation ~ de 4, et on obtient ainsi les fils B4, C4 et D4 prêts à l'emploi, sur lesquels on détermine la résistance à la rupture Rm. Les résultats sont donnés dans le tableau 6. Tableau 6 Tr Rm(MPa) Td B4 525 C 2960 0,82 B4 590 C 2820 0,92 B4 670 C 2530 0,95 C4 590 C 2945 0,92 D4 590"C 2983 0,92 Les valeurs de Tr sont celles indiquées précédemment pour le revenu et les valeurs de Td sont celles indiquées précédemment et qui ont été déterminées après l'opération de laitonnage, avant tréfilage, les valeurs de Td n'étant pratiquement pas modifiées lors du tréfilage. On constate que les fils C4 et D4 se caractérisent à la fois par un bon taux de diffusion du laiton (supérieur à 0,9) et par une excellente résistance à la rupture (supérieure à 2900 MPa). Les fils témoins B4 ont des valeurs de résistance à la rupture notablement inférieures à celle des fils C4 et D4, sauf pour le fil B4 initialement traité à une température de revenu de 5250C, mais alors le taux de diffusion du laiton est insuffisant (inférieur à 0,85), c'est-à-dire que le tréfilage est délicat à effectuer et conduit à des ruptures fréquentes du fil lors de sa déformation, ce qui rend l'obtention du fil beaucoup plus difficile que dans le cas des fils C4 et D4. Les exemples précédents utilisaient un acier au vanadium, mais l'invention s'applique aussi aux cas où l'on utilise au moins un des métaux molybdène et chrome et aux cas où l'on utilise au moins deux des métaux choisis dans le groupe constitué par le vanadium, le molybdène et le chrome. Le fil-machine conforme à l'invention est élaboré de la manière qui est habituelle pour un filmachine destiné à être transformé en fil fin prêt à l'emploi pour renforcer les enveloppes de pneumatiques. On part d'un bain d'acier en fusion ayant la composition indiquée pour le fil-machine conforme à l'invention. Cet acier est élaboré d'abord au four électrique ou au convertisseur à l'oxygène, puis désoxydé en poche à l'aide d'un oxydant, comme le silicium, qui ne risque pas de produire des inclusions d'alumine. Le vanadium est ensuite introduit en poche sous forme de morceaux en vrac de ferro-vanadium par addition au bain métallique. Ceci reste valable si l'élément d'alliage doit être du chrome ou du molybdène. Une fois prêt, le bain d'acier est coulé en continu sous forme de billettes ou de blooms. Ces demi-produits sont ensuite laminés de façon classique en fil-machine ayant un diamètre de 5,5 mm, d'abord en billettes, s'il s'agit de blooms, ou directement en fil-machine s'il s'agit de billettes. De préférence, on a au moins une des caractéristiques suivantes pour le fil-machine conforme à l'invention - la teneur en carbone est au moins égale à 0,3 % et au plus égale à 0,5 % (% en poids), cette teneur étant avantageusement de 0,4 % environ; - L'acier vérifie les relations suivantes : 0,3 % s Mn s 0,6 % 0,1 % - I'élément d'alliage, ou l'ensemble des éléments d'alliage, représente au plus 0,3 % en poids de l'acier De préférence, on a les caractéristiques suivantes pour le fil prêt à l'emploi obtenu avec le fil-machine conforme à l'invention: - la résistance à la rupture est au moins égale à 2900 MPa - le diamètre est au moins égal à 0,15 mm et au plus égal à 0,40 mm. De préférence, on a au moins une des caractéristiques suivantes pour le procédé de transformation du fil-machine conforme à l'invention de façon à obtenir le fil prêt à l'emploi - la teneur en carbone de l'acier du fil machine utilisé est au moins égale à 0,3 % et au plus égale à 0,5 % (% en poids), cette teneur étant par exemple environ 0,4 % ; - L'acier du fil machine utilisé vérifie les relations suivantes 0,3 % s Mn S - I'élément d'alliage ou l'ensemble des éléments d'alliage de l'acier du fil machine utilisé représente au plus 0,3 % en poids de cet acier - la vitesse de refroidissement lors de la trempe est inférieure à 150 C/seconde; - la température de revenu est au moins égale à 4000C et au plus égale à 6500C; - on refroidit le fil à la température ambiante après l'avoir porté à la température de revenu - le taux de déformation E après le traitement de revenu est au moins égal à 3. La déformation du fil dans les exemples précédents était réalisée par tréfilage, mais d'autres techniques sont possibles, par exemple un laminage, associé éventuellement à un tréfilage, pour au moins une des opérations de déformation. Bien entendu, I'invention n'est pas limitée aux exemples de réalisation précédemment décrits, c'est ainsi par exemple que le fil-machine conforme à l'invention peut servir à la réalisation d'un fil prêt à l'emploi dont le substrat en acier est revêtu d'un alliage autre que le laiton, cet alliage étant obtenu avec deux métaux, ou plus de deux métaux, par exemple les alliages ternaires cuivre - zinc - nickel, cuivre - zinc - cobalt, cuivre - zinc - étain, I'essentiel étant que les métaux utilisés soient susceptibles de former un alliage, par diffusion, à une température au plus égale à la température de recuit. REVENDICATIONS 1. Fil-machine destiné à obtenir, par déformation et traitement thermique, un fil métallique prêt à l'emploi, caractérisé en ce qu'il est en acier microallié ayant une teneur pondérale en carbone comprise entre 0,2 % et 0,6 %, L'acier comportant en outre au moins un élément d'alliage choisi dans le groupe formé par le vanadium, le molybdène et le chrome, dans une proportion d'au moins 0,05 % et au plus 0,5 % en poids dudit élément d'alliage ou de l'ensemble desdits éléments d'alliage 2. Fil-machine selon la revendication 1, caractérisé en ce que sa teneur pondérale en carbone est comprise entre 0,3 % et 0,5 %. 3. Fil-machine selon la revendication 2, caractérisé en ce que sa teneur en carbone est environ 0,4 % en poids. 4. Fil-machine selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que l'acier dont il est constitué vérifie les relations suivantes : 0,3 % S 5. Fil-machine selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que l'élément d'alliage, ou l'ensemble des éléments d'alliage, représente au plus 0,3 % en poids de l'acier dont il est constitué.