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Aciers inoxydables se prêtant facilement à un usinage.
La présente invention concerne des aciers inoxydables et, plus particulièrement, des aciers inoxydables au chrome et ayant des caractéristiques d'usinage amé- liorées,
La série AISI "400" des aciers inoxydables est une série d'aciers ordinaires au chrome pour des applications universelles nécessitant une bonne résistance à la corro- sion, provenant principalement de leur teneur en chrome relativement importante . Tous ces aciers ordinaires au chrome peuvent être forgés et usinés, mais certains sont relativement plus forgeables ou relativement plus usinables que d'autres.
L'usinabilité d'aciers inoxydables est une caractéristique essentielle d'une grande diversité d'applications finales, et certains de ces aciers inoxydables
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de la technique antérieure ont été élaboré particulièrement en vue d'une meilleure usinabilité. Par exemple,-l'acier inoxyda - ble 416 du type AISI contenant en général un maximum de 0,15 % de carbone, un maximum de 1,25 % de manganèse, un maximum de' 1.eO % de silicium, environ 0,06 % de phosphore, un maximum de de 0,60 % de molybdène ou de zirconium, environ 12 à 14 % de chrome, le .complément étant du fer, contient comme additif du soufre à un minimum de 0,15 % environ,
pour qu'on profite de la propriété bien connue du soufre favorisant une usinabilité.
Des aciers comme ceux du type 416 sont des aciers durcissables ayant une micro-structure martensitique et ils contiennent des additions facultatives de molybdène ou de zirconium qu'on considère en général comme ayant un effet avantageux, respec- tivement sur la résistance à la corrosion et l'usinabilité à chaud.
Pour e nombreuses applications nécessitant un travail mécanique poussé, comprenant un usinage, il est nécessaire que ces aciers inoxydables puissent être amenés à un recuit jusqu'à un faible niveau de dureté correspondant à un indice de dureté Brinell (IDB) de 200 environ. On peut traiter thermiquement des aciers comme ceux du type 416 pour augmenter leurs niveaux de dureté, et il est évident que cette Caracté- ristique de durcissement est extrêmement importante dans de nombreuses applications dans lesquelles leur utilisation finale exige un alliage d'une dureté relativement élevée.
Des duretés, obtenues par un traitement thermique d'environ
300 IDB sont couramment obtenues dans ces aciers de la technique antérieure.
En raison de la variété importante et croissante d'applications à des utilisations finales, on a conçu dans la technique antérieure une diversité de variations dans les compositions de base des aciers inoxydables, dans lesquelles les propriétés des aciers varient, grâce à des
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modifications des compositions et des festours de traitoments pour adapter l'acier particulier à une utilisation désirée particulière. On a spécialement compté dans la technique antérieure sur 1' amélioration de l'usinabilité dos aciers inoxydables, par exemple par une addition de quantités variées de soufre, et dans le cas do certains aciers par uno modification de leurs micro-structures, par exemple, par un équilibre particulier d'éléments d'alliages et par un traite- ment thermique spécial.
Par suite, l'industrie do l'élabo - ration des aciers a créé des aciers inoxydables au' chrome ayant des structures entièrement martensitiquos, d'autres ayant des structures entièrement ferritiquos, ainsi que dos aciers ayant une structure double, c'est-à-dire un acier contenant un mélange de martensite et do ferrite, cette dernière phase étant plus mollo que la martensite, ce qui augmente sensiblement l'usinabilité de ces aciers par rapport aux aciers d'une nature martensitiquo. Toutefois, ces modifi- cations de microstructures s'accompagnent de variations inévi- tables do propriétés, comme une diminution de la dureté maximale pouvant être obtenue après un traitement a la chaleur.
En outre, l'adjonction d'additif favorisant l'usinage, comme le soufre, nuit à d'autres propriétés des aciers, comme la résistance à la corrosion, la qualité des surfaces usinées et la forgeabilité.
La demanderesse a maintenant découvert qu'on utilisant des quantités limitées et précises de soufre et de manganèse, et en équilibrant mutuellement ces éléments d'une façon limitée ainsi qu'en équilibrant convenablement d'autres éléments d'alliages, on peut obtenir dos aciers inoxydables contenant du chrome, nouveaux et perfectionnés ayant une usinabilité remarquablement augmentée tout on conservant d'autres propriétés désirables et nécessaires.
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Plus particulièrement, cenfoMnmont 1-a prQ.et invention, la demanderesse a élaboré un acier inoxydable ayant une usinabilité améliorée, constitué essentiellement en poids pour cent par environ
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<tb>
<tb> Chrome <SEP> 11 <SEP> à <SEP> 30
<tb> Carbone <SEP> + <SEP> azote <SEP> jusqu'à <SEP> 1,20
<tb> Molybdène <SEP> + <SEP> zirconium <SEP> " <SEP> 0,60
<tb> Silicium <SEP> " <SEP> 1,0
<tb> Soufre <SEP> jusqu'à <SEP> 0,18 <SEP> à <SEP> 0,50
<tb> Manganèse <SEP> 0,80 <SEP> à <SEP> 5,0
<tb> Nickel <SEP> jusqu'à <SEP> 3,0
<tb> Cuivfe <SEP> " <SEP> 2,0
<tb> Aluminium
<tb> Fer <SEP> '..Complément, <SEP> à <SEP> l'exception
<tb> d'impuretés <SEP> accidentelles,
<tb>
et cet acier a un rapport manganèse-soufre d'au moins environ 3 à 1,
Un mode de réalisation préféré des nouveaux alliages de la présente invention est constitué par un acier inoxydable ordinaire au chrome ayant une usinabilité améliorée et constitué essentiellement en poids par environ 11 à environ
15 % de chrome, jusqu'à environ 0,20 % de carbone, moins d'environ 0,35 % do molybdène + zirconium jusqu'à environ 1,0 % de silicium, environ 0,18 à 0,45 % de soufre, plus de 0,80 à environ 4,0 % de manganèse, le complément étant du fer à l'exception d'impuretés accidentelles et de très faibles quantités d'éléments d'alliages facultatifs qui ne nuisent pas aux propriétés de l'acier,
les quantités de soufre et de manganèse étant choisies do manière que le rapport entre le manganèse et le soufre soit compris entre environ 3:1 et 10:1..
D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront à la lecture de la description détaillée suivante faite avec référence au dessin annexé sur lequel :
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- la fig. est un graphiquo illustrant la relation entre un équivalent de chrome et une teneur en ferrite dans des aciers inoxydables au chrome soumis à des essais ; - la fige 2 représente la relation entre la teneur en ferrite et une usinabilité de perçage d'aciers inoxydables au chrome essayés ;
- la fig, 3 est un graphique représentant la relation entre la teneur en soufre et l'usinabilité, exprimée sous forme d'une différence (lettre D en ordonnée) entre une usinabilité réelle et une usinabilité calculée, d'une série d'alliages d' essais de la variété d'aciers au chrome ordinaires ;
- la fig, 4 est un graphique représentant l'allure do la teneur en manganèse et de l'usinabilité de perçage pour la série précitée de compositions d'essais ; - la fig, 5 est un graphique illustrant le rapport entre le manganèse et le soufre (lettre D en ordonnée) entre l'usinabilité résultant do l'essai et l'usinabilité calculée do ladite série d'alliages d'essais ; - la fige 6 est un graphique illustrant la teneur on manganèse, la teneur en soufre et l'usinabilité de ladite série d'essais.
.. la fige 7 est un graphique d'éprouvettes illustrant la relation entre les usinabilités do certains aciers inoxydables ordinaires au chromo de la technique antérieure et les mêmes aciers conformes à la présente invention, les lettres M T S signifiant un minimum de teneur en soufra, la forgoabi- lité étant accrue au dépend de l'usinabilité;
les lettres
T I S signifiant teneur en soufre intermédiaire, carres- pondant généralement à la meilleure combinaison des propriétés pour une vaste gamme d'applications finales, les lettres TES signifiant la teneur la plus élevée en soufre, correspondant à l'usinabilité la plus élevée au dépend de propriétés mécaniques diminuées, les lettres Q F signifiant qualité pour
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forgeage, le* lettres Q U signifiant qualité pour applications universelles, lettres Q A U signifiant qualité favorisant un usinage et les astérisques indiquant les aciers conformes à la présente invention,
La composition chimique d'un acier ainsi que sa dureté modifient son usinabilité.
On a constaté que, parmi les éléments d'alliages possibles dans des aciers du type envisagé ici, le soufre et le manganèse ainsi que le rapport particulier de ces deux éléments, ont une importance spéciale en ce qui concerne une usinabilité. D'autres éléments d'alliages qui sont ou peuvent être présents, comme le chrome, le molybdène, le nickel, le carbone, l'azote, le silicium, le cuivre ou l'aluminium, affectent l'usinabilité principalement d'une manière indirecte par altération de la structure métallurgique do l'acier, par exemple en créant plus ou moins de ferrite dans la structure, selon les quantités et les proportions de ces éléments qui sont présents.
Ainsi, la'demanderesse a constaté que l'usinabilité de ces aciers peut être calculée conformément à l'équation
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UPC 1i,0 46,5 1,iS + 1,6,71 Mn/S + (équation 1) + 0,25 ferrite - 0,20 IDB dans laquelle ; U P C = usinabilité de perçage calculée l.n. = logarithme par rapport à la base.0 S *= poids pour cent de soufre Mn/S = rapport entre le manganèse et le soufre ferrite= volume pour cent d'une ferrite à température élevée, I D B = Indice de dureté Brinell.
La teneur en ferrite est de son côté fonction des quantités des éléments présents favorisant la ferrite et l'austénite exprimés sous forme d'équivalent de chrome, conformément à l'équation suivante
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Equivalent de chrome = % Cr + % si + 1,5 (% Mo) - + 10 (% Al) - % Ni - % Cu - (Equa- tion 2) - 30 (% C + % N)
La relation entre l'équivalent de chrome ce certains aciers d'essais (Tableau I) est mentionnée plus loin et la teneur en ferrite des aciers est représentée par un graphique sur la fig. 1.
De ce fait, l'utilisation de l'équation 2 et do la relation exprimée sur la fig. 1 ainsi que de l'équation 1, plus la connaissance de la dureté, permet de calculer l'usinabilité de perçage d'un acier donné. La relation de l'équation 1 est applicable à des aciers ayant une teneur en soufre comprise entre environ 0,18 % et environ 0,50 %, dans lesquels le rapport entre le manganèse et le soufre est compris entre environ 3:1et 10:1 et dans lesquels la teneur en ferrite peut atteindre environ 50 % et l'indice de dureté Brinell est compris entra environ 175 et 275. Des relations similaires peuvent être obtenues de cotte façon pour d'autres aciers auxquels l'invention peut s'appliquer.
Si les valeurs d'usinabilité ainsi calculées pour des aciers particuliers (corrigées on fonction d'une @ d'un équivalent de chrome constant, par exemple un équivalent correspondant à 0 % de ferrite, et un indice do dureté normalisé Brinell de 200) sont comparées à dos valeurs d'usinabilité obtenues par des essnis d'usinabilité réelle de ces aciers, la différence entre les valeurs calculées et les valeurs trouvées aux essais sert d'indication valable de l'effet do l'usinnbilité sur une variable étudiée* comme par exemple une teneur en soufre, une teneur on manganèse ou un rapport manganèse-soufre.
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De cette manière, la demanderesse a constaté un effet avantageux croissant du soufre sur l'usinabilité jusque une valeur d'environ 0,50 %,et du manganèse jusqu'à une valeur d'environ 3 ou 4 %. Toutefois, la demanderesse a également découvert que l'usinabilité dépend en outre du rapport entre le manganèse et le soufre, augmentant très rapidement jusqu'à un rapport manganèse soufre d'environ 3:1, augmentant ensuite plus lentement jusqu'à un rapport d'environ 10:1, puis augmentant de moins en .aoins ou n'augmentant pas lors des nouvelles augmentations de ce rapport.
La demanderesse a également découvert que pour obtenir une usinabilité maximale, le manganèse doit être limité à 0,35 %, de préférence en-dessous de 0, 15 %. Cet élément peut être entièrement ou partiellement remplacé par du tungstène, de manière que le tot,l de ces deux éléments, bien qu'il puisse atteindre de façon admissible environ 0,60 %, soit de préférence limité à la valeur maximale précitée.
Ces résultats , obtenus par l'élaboration et l'essai d'une série d'aciers, sont mentionnés sur le Tableau I qui donne non seulement les compositions des aciers mais aussi pour chaque acier l'équivalent de chrome (déterminé par l'équation 2 ci-dessus), la teneur réelle observée en ferrite, l'indice de dureté Brinell (IDB), la valeur de l'usinabilité de perçage observée ou constatée à l'essai, ainsi que l'usinnbilité de perçage corrigée pour 0 % de ferrite et la dureté normalisée (200 IDB).
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T A B D EAU I.
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Fonte <SEP> Composition <SEP> Composition <SEP> Equi- <SEP> Teneur <SEP> Dure- <SEP> Usina- <SEP> U.sinabi-
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o ., . Composition valeiit en fer- té bili té lité d' e:: " C r2n S Si Ni Cr Mo Cu Ti Zr Al Mn/S de rite, IDB d'essai sai corriCr Volume "" gc'e à 200
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<tb> IDB <SEP> et
<tb> 0% <SEP> ferrite
<tb> 165 <SEP> , <SEP> 0,23 <SEP> 0,49 <SEP> 0,10 <SEP> 0,12 <SEP> 0,25 <SEP> 14,16 <SEP> 0,12 <SEP> 0,05 <SEP> ' <SEP> 4,90 <SEP> 6,6 <SEP> 0 <SEP> 206 <SEP> 63 <SEP> 64
<tb> 166 <SEP> 0,23 <SEP> 0,45 <SEP> 0,09 <SEP> 0,39 <SEP> 0,24 <SEP> 14,18 <SEP> 0,12 <SEP> 0,05 <SEP> 5,00 <SEP> 6,9 <SEP> 0 <SEP> 201 <SEP> 67 <SEP> 67
<tb> 165A <SEP> 0,113 <SEP> 0,45 <SEP> 0,14 <SEP> 0,10 <SEP> 0,28 <SEP> 12,66 <SEP> 0,13 <SEP> 0,05 <SEP> 3,21 <SEP> 8,6 <SEP> 0 <SEP> 185 <SEP> 74 <SEP> 71
<tb>
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166A 0,1070,43 0,15'0,36 0,28 12,74 0.o 0,06 2,87 9,
1 0 196 78 77
EMI9.5
<tb> 169 <SEP> 0,22 <SEP> 0,45 <SEP> 0,10 <SEP> 0,43 <SEP> 0,33 <SEP> 14,18 <SEP> 0,12 <SEP> 0,05 <SEP> 0,04' <SEP> 4,50 <SEP> 7,6 <SEP> 0 <SEP> 203 <SEP> 66 <SEP> 67
<tb> 170 <SEP> 0,22 <SEP> 0,45 <SEP> 0,10 <SEP> 0,40 <SEP> 0,36 <SEP> 14,14 <SEP> 0,11 <SEP> 0,06 <SEP> 0,11 <SEP> 4,50 <SEP> 8,2 <SEP> 0 <SEP> 195 <SEP> 66 <SEP> 65
<tb> 171 <SEP> 0,23 <SEP> 0,45 <SEP> 0,10 <SEP> 0,45 <SEP> 0,33 <SEP> 14,12 <SEP> 0,12 <SEP> 0,07 <SEP> 0,22 <SEP> 4,50 <SEP> 9,1 <SEP> 0 <SEP> 192 <SEP> 70 <SEP> 63
<tb>
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172 z3 0,46 0,10 0, 4: 0,35 14,04 0,12 0,07 0,54 4,60 13,1 0 190 76 ni\ 169A 0,110 0,40 0,15 0,35 0,24 1,ô8 0,12 0,06 0,05 2,67 9,7 1 190 83 â8 :
170A 0,101 0,39 0,15 0,34 z.4 13,00 0,13 0,06 0,11 ,60 10,7 15 187 85 79*' 171A 0,100 0,42 0,..;;5 0,39 0,39 12,68 0,13 0,11 0,14 1, 68 10,6 9 194 99 9b.j 172A 0,103 0,41 0,24 0,39 0,39 12,68 0,13 0,11- 0,55 ï, 71 14,6 36 1138 102 .
173 0,109 0,45 0, 1 0,42 0,38 i:, 83 z. 0,10 2,14 9,1 0 194 94 93 . l74 0,100 0,4: 0, .i 0,39 0,38 12,68 0,1;:' 0,10 0,05 ., I-4 9,4 1 195 94 j":.
175 0,1180,44 0,26 0,39 0,39 12,62 0,12 0,12 0,10 1,69 9,1 1 201 98 9?'" 177 0,108 0,45 0,17 0,41 0,36 12,14 0,13 -0-,10 z-.* 6 5 8,4 0 191 89 87 178 0,1050,44 0,17 0,39 0,35 12,08 0,12 0,10 0, 034 2; 5$ 9,0 ' 0 192 89 87
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TABLEAU I . (Suite)
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<tb> Equi- <SEP> Teneur <SEP> Dure- <SEP> Usina- <SEP> UsinabiFonte <SEP> Composition <SEP> Composition <SEP> valent <SEP> enfer- <SEP> té <SEP> bili <SEP> té <SEP> lité <SEP> d'es
<tb>
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H C An S Si Ni Cr Zoo Cu Ti Zr Al Mn/S de rite, IDB d'essai sai corri.
Cr Voltuae *¯ gee à 200 IDB et O IDB 0y5 ferrite et
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179 0,1070,39 0,19 0,37 0, 3$ 11,76 0,12 0,10 0308,--- 2,06. 8, 0 192 90
EMI10.4
<tb> 181 <SEP> 0,107. <SEP> 0,52 <SEP> 0,26 <SEP> 0,42 <SEP> 0,40 <SEP> 12,44 <SEP> 0,12 <SEP> 0,12 <SEP> 2,00 <SEP> 8,7 <SEP> 0 <SEP> 195 <SEP> 97
<tb> 182 <SEP> 0,104 <SEP> 0,51 <SEP> 0,32 <SEP> 0,39 <SEP> 0,40 <SEP> 12,38 <SEP> 0,16 <SEP> 0,13 <SEP> 1,59 <SEP> 8,8 <SEP> 0 <SEP> 195 <SEP> 99
<tb> 183 <SEP> 0,107 <SEP> 0,52 <SEP> 0,52 <SEP> 0,41 <SEP> 0,41 <SEP> 12,48 <SEP> 0,24 <SEP> 0,10 <SEP> .
<SEP> 1,00 <SEP> 9,0 <SEP> 0 <SEP> 201 <SEP> 103 <SEP> 10
<tb> 184 <SEP> 0,105 <SEP> 0,51 <SEP> 0,62 <SEP> 0,41 <SEP> .0,39 <SEP> 12,46 <SEP> 0,40 <SEP> 0,10' <SEP> .0,84 <SEP> 9,2 <SEP> 0 <SEP> 198 <SEP> 99
<tb> 183A <SEP> 0,107 <SEP> 0,55 <SEP> 0,34 <SEP> 0,42 <SEP> 0,38 <SEP> 12,82 <SEP> 0,13 <SEP> 0,12 <SEP> 1,62 <SEP> 9,1 <SEP> 0 <SEP> 197 <SEP> 102 <SEP> 1(
<tb>
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184A 0,096 0,51 0,39 0,39 0,38 12,74 0,54 D,i1 1,31 10,2 1 204 102 ' 1( 185 0,111 0,72 0,32 0,42 0,36 12,64 0,21 t),10 2,25 '9,1 0' 194 107 1( 186 0,100 0,72 0,38 0,39 0,36 12,62 0,37 0,10 1,90 9,5 1 197 108 1( 185A 0,102 0,34 0,31 0,39 0,38 12,54 0,13..012 1, 09 8,9 0 190 97 - 186A 0,097 0,33 0,36 0,36 0,38 12,44 0,51 0,32 0,92 9y5 0 202 98 187 '0,107 0, 56 z8 0,40 0,38 12,50 0, 21 0,ll'-- 2,00 9,0 0 197 100 188 - 0,103 0,55 0,33 0,40 0,38 12,48 0,51 Q,I2 1, 67 9,
4 1 200 103 1C
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<tb> 189 <SEP> 0,104 <SEP> 0,56 <SEP> 0,20 <SEP> 0,42 <SEP> 0,36 <SEP> 12,66 <SEP> 0,13 <SEP> 0,10 <SEP> 2,80 <SEP> 9,0 <SEP> 0 <SEP> 191 <SEP> 93
<tb> 1188 <SEP> 0,099 <SEP> 0,36 <SEP> 0,33 <SEP> 0,41 <SEP> 0,47 <SEP> 12,74 <SEP> 0,17 <SEP> 0,12 <SEP> 1,09 <SEP> 9,2 <SEP> 0 <SEP> 195 <SEP> 102 <SEP> 10
<tb> 1189 <SEP> 0,090 <SEP> 0,55 <SEP> 0,34 <SEP> 0,39 <SEP> 0,48 <SEP> 12,68 <SEP> 0,17 <SEP> 0,12 <SEP> 1, <SEP> 69 <SEP> 9,4 <SEP> 0 <SEP> 195 <SEP> 105 <SEP> 10
<tb> 1190 <SEP> 0,097 <SEP> 0,81 <SEP> 0,33 <SEP> 0,39 <SEP> 0,47 <SEP> 12,70 <SEP> 0,17 <SEP> 0,12 <SEP> 2,46 <SEP> 9,2 <SEP> 0 <SEP> 192 <SEP> 108 <SEP> . <SEP> le <SEP>
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TABLEAU I.
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TABLEAU EAU I.
(Suite)
EMI12.1
<tb> Cox <SEP> osition <SEP> Boni- <SEP> Teneur <SEP> Dure- <SEP> Usina- <SEP> UsinabiFonte <SEP> Composition <SEP> Composition <SEP> valent <SEP> enfer- <SEP> té <SEP> bilité <SEP> lité <SEP> d'es
<tb> N <SEP> C <SEP> Mn <SEP> Si <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> Cu <SEP> Ti <SEP> Zr <SEP> Al <SEP> Mn/S <SEP> de <SEP> rite, <SEP> IDB <SEP> d'essai <SEP> sai <SEP> corriIDB <SEP> et
<tb> 0% <SEP> ferrite!
<tb> 1312 <SEP> 0, <SEP> 096 <SEP> 0,62 <SEP> 0,14 <SEP> 0,35 <SEP> 0,42 <SEP> 13,58 <SEP> 0,19 <SEP> 0,09 <SEP> 4,44 <SEP> 10,2 <SEP> 20 <SEP> 210 <SEP> 89 <SEP> 86
<tb> 1313 <SEP> 0,107 <SEP> 0,63 <SEP> 0,14 <SEP> 0,35 <SEP> 0,41 <SEP> 13,58 <SEP> 0,19 <SEP> 0,09 <SEP> 4,50 <SEP> 9,9 <SEP> 20 <SEP> 210 <SEP> 88 <SEP> 85
<tb> 1314 <SEP> 0,105 <SEP> 0,610,14 <SEP> 0,35 <SEP> 0,41 <SEP> 13,58 <SEP> 0,19 <SEP> 0,09 <SEP> 4,35 <SEP> 10,
0 <SEP> 20 <SEP> 217 <SEP> 88 <SEP> 86
<tb> 1315 <SEP> 0,103 <SEP> 1,07 <SEP> 0,28 <SEP> 0,40 <SEP> 0,46 <SEP> 13,22 <SEP> 0,19 <SEP> 0,12 <SEP> 3,83 <SEP> 9,7 <SEP> 3 <SEP> 215 <SEP> 114 <SEP> 116
<tb>
<tb>
<Desc/Clms Page number 13>
TABLEAU 1 (suite)
EMI13.1
<tb> Equi- <SEP> Teneur <SEP> Dureté <SEP> Usinabi- <SEP> Usinabilite
<tb> Fonte <SEP> C <SEP> o <SEP> m <SEP> p <SEP> o <SEP> s <SEP> i <SEP> t <SEP> i <SEP> o <SEP> n <SEP> va- <SEP> en <SEP> fer- <SEP> IDB <SEP> lité <SEP> d'essai <SEP> corn <SEP> C <SEP> Mn <SEP> S <SEP> Si <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> Cu <SEP> Ti <SEP> Zr <SEP> Al <SEP> Mn/S <SEP> lent <SEP> rite, <SEP> d'essai <SEP> rigée <SEP> à <SEP> 200
<tb> de <SEP> Cr <SEP> Vol.
<SEP> % <SEP> IDB <SEP> et <SEP> 0 <SEP> %
<tb> ferrite
<tb> 1316 <SEP> 0,094 <SEP> 1,06 <SEP> 0,27 <SEP> 0,40 <SEP> 0,48 <SEP> 13,22 <SEP> 0,19 <SEP> 0,12 <SEP> 3,93 <SEP> 9,9 <SEP> 5 <SEP> 213 <SEP> 115 <SEP> 117
<tb> 1317 <SEP> 0,102 <SEP> 1,06 <SEP> 0,27 <SEP> 0,40 <SEP> 0,46 <SEP> 13,28 <SEP> 0,19 <SEP> 0,12 <SEP> 3,93 <SEP> 9,8 <SEP> 10 <SEP> 213 <SEP> 115 <SEP> 115
<tb> 1318 <SEP> 0,098 <SEP> 1,61 <SEP> 0,27 <SEP> 0,40 <SEP> 0,46 <SEP> 13,14 <SEP> 0,19 <SEP> 0,13 <SEP> 5,96 <SEP> 9,7 <SEP> 1 <SEP> 213 <SEP> 114 <SEP> 116
<tb> 1319 <SEP> 0,099 <SEP> 1,64 <SEP> 0,27 <SEP> 0,40 <SEP> 0,46 <SEP> 13,12 <SEP> 0,19 <SEP> 0,13 <SEP> 6,08 <SEP> 9,7 <SEP> 3 <SEP> 215 <SEP> 114 <SEP> .116
<tb> 1320 <SEP> 0,097 <SEP> 1,61 <SEP> 0,27 <SEP> 0,40 <SEP> 0,46 <SEP> 13,18 <SEP> 0,19 <SEP> 0,13 <SEP> 5,96 <SEP> 9,8 <SEP> 5 <SEP> 213 <SEP> 116 <SEP> 117
<tb> 1405 <SEP> 0,111 <SEP> 1,87 <SEP> 0,
11 <SEP> 0,36 <SEP> 0,31 <SEP> 13,14 <SEP> 0,16 <SEP> 0,05 <SEP> 17,00 <SEP> 9,6 <SEP> 3 <SEP> 226 <SEP> 85 <SEP> 89
<tb> 1405A <SEP> 0,114 <SEP> 1,94 <SEP> 0,23 <SEP> 0,32 <SEP> 0,40 <SEP> 12,98 <SEP> 0,17 <SEP> 0,09 <SEP> 8,43 <SEP> 9,0 <SEP> 0 <SEP> 240 <SEP> 106 <SEP> 114
<tb> 1406 <SEP> 0,095 <SEP> 2,73 <SEP> 0,22 <SEP> 0,39 <SEP> 0,44 <SEP> 12,72 <SEP> 0,17 <SEP> 0,12 <SEP> 12,41 <SEP> 9,4 <SEP> 0 <SEP> 233 <SEP> 111 <SEP> 118
<tb> 1406A <SEP> 0,116 <SEP> 2,35 <SEP> 0,32 <SEP> 0,34 <SEP> 0,49 <SEP> 12,52 <SEP> 0,17 <SEP> 0,12 <SEP> 8,90 <SEP> 8,4 <SEP> 0 <SEP> 238 <SEP> 119 <SEP> 127
<tb> 1407 <SEP> 0,100 <SEP> 3,68 <SEP> 0;
22 <SEP> 0,39 <SEP> 0,45 <SEP> 12,66 <SEP> 0,16 <SEP> 0,11 <SEP> 16,71 <SEP> 9,2 <SEP> 0 <SEP> 262 <SEP> 108 <SEP> 120
<tb> 1407A <SEP> 0,118 <SEP> 3,54 <SEP> 0,28 <SEP> 0,33 <SEP> 0,52 <SEP> 12,50 <SEP> 0,17 <SEP> 0,12 <SEP> 12,65 <SEP> 8,3 <SEP> 0 <SEP> 263 <SEP> 112 <SEP> 125
<tb> 1408 <SEP> 0,091 <SEP> 4,62 <SEP> 0,22 <SEP> 0,39 <SEP> 0,46 <SEP> 12,64 <SEP> 0,17 <SEP> 0,12 <SEP> 20,95 <SEP> 9,4 <SEP> 0 <SEP> 286 <SEP> 106 <SEP> 125
<tb> 1408A <SEP> 0,114 <SEP> 4,44 <SEP> 0,24 <SEP> 0,35 <SEP> 0,52 <SEP> 12,50 <SEP> 0,17 <SEP> 0,17 <SEP> 18,45 <SEP> 8,4 <SEP> 0 <SEP> 273 <SEP> 105 <SEP> 120
<tb> 1451 <SEP> .0,101 <SEP> 2,11 <SEP> 0,52 <SEP> 0,56 <SEP> 0,32 <SEP> 13,02 <SEP> 0,19 <SEP> 4,06 <SEP> 9,8 <SEP> 15 <SEP> 205 <SEP> 143 <SEP> 140
<tb> 1451P <SEP> 0,102 <SEP> 2,00 <SEP> 0,49 <SEP> 0,55 <SEP> 0,34 <SEP> 13,36 <SEP> 0,20 <SEP> 4,08 <SEP> 10,
1 <SEP> 30 <SEP> 220 <SEP> 141 <SEP> 137
<tb> 1451P <SEP> 0,102 <SEP> 2,00 <SEP> .0,49 <SEP> 0,55 <SEP> 0,34 <SEP> 13,36 <SEP> 0,20 <SEP> 4,08 <SEP> 10,1 <SEP> 30 <SEP> 198 <SEP> 146 <SEP> 138
<tb> 1452 <SEP> 0,095 <SEP> 2,75 <SEP> 0,50 <SEP> 0,56 <SEP> 0,34 <SEP> 13,20 <SEP> 0,18 <SEP> 5,49 <SEP> 10,2 <SEP> 10 <SEP> 223 <SEP> 138 <SEP> 110
<tb> 1452 <SEP> 0, <SEP> 095 <SEP> 2,75 <SEP> 0,50 <SEP> 0,56 <SEP> 0,34 <SEP> 13,20 <SEP> 0,18 <SEP> 5,49 <SEP> ,10, <SEP> 2 <SEP> 10 <SEP> 264 <SEP> 127 <SEP> 137
<tb> 1453 <SEP> 0,097 <SEP> 2,77 <SEP> 0,52 <SEP> 0,53 <SEP> 0,33 <SEP> 14,22 <SEP> 0,19 <SEP> 5,34 <SEP> 11,1 <SEP> 35 <SEP> 203 <SEP> 146 <SEP> 138
<tb>
<Desc/Clms Page number 14>
On exécute les déterminations d'usinabilité des aciers essayés au Tableau I en perdant des éprouvettes for..
gées de chaque acier d'essai dans une direction perpendiculaire à l'axe longitudinal de l'éprouvette. On actionne une presse de perçage verticale tournant à 460 t/mn, munie d'un poids de 11,778 kg suspendu à un bras de levier de 177,8 mm, pour assurer une charge constante sur un foret de 6,35 mm de diamètre. Chaque éprouvette est percée douze fois avec trois forets différents, les valeurs du Tableau I étant des valeurs résultantes moyennes, On prend comme une mesure de l'usinabilité /demandé pour le perçage le temps /d'un trou de 10,16 mm de profondeur et l'on détermine alors l'usinabilité de l'acier essayé en établissant un rapport entre un temps normalisé de perçage (pour une éprouvette en acier inoxydable 303 type AISI) et le temps de perçage de l'acier essaye, et qu'an multiplie par 100.
En conséquence, dos éprouvettes ayant une bonne ûsinabilité de perçage ont pris un temps de perçage inférieur à la norme' (à laquelle on avait donné arbitrairement une allure d'usinabillté de 100) et, de ce fait, leur allure de perçage d'usinabilité est supérieure à 100.
On prépare les aciers du Tableau I sous forme do fontes de laboratoire de 22,650 kg fondues à l'air, qu'on divise ensuite en lingots de 5,346 kg par fonte. On coupe une tranche de 25,4 mm d'épaisseur à partir du sommet de chaque lingot en vue d'examiner par la suite la structure brute de coulée, et l'on forge ensuite le reste do chaque lingot sous forme d'éprouvettes carrées de 19 mm de côté, à une température comprise entre 982 C et 1149 C. On traite ensuite thermiquement les éprouvettes forgées jusqu'à une dureté IDB do 200 recherchée.
Pour déterminer l'allure de l'usinabilité de perçage, comme décrit ci-dessus, on austénise les éprouvettes pendant 1 heure à 982 C, on les trempe à l'huile et on les soumet à un revenu pendant 4 heures entre 649 C et 760 C pour obtenir la dureté désirée.
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L'effet de l'équivalent de chromo (défini par l'équation 2 ci,.,,avant) sur la teneur en ferrite) exprimée en volume pour cent, des aciers du tableau I, est représenté par un graphique sur la fig. 1 (tracé d'après les données du Tableau I), où l'on voit que les aciers ont essentiellement une structure austénitique jusqu'à une valeur d'équivalent de chrome d'environ 9, après quoi d'autres augmentations de la valeur de l'équivalent de chrome provoquent l'aspect d'une teneur en ferrite, et l'augmentent progressivement dans dos proportions très notables, par exemple 20 % et plus, pour des valeurs d'équivalent de chrome de 10 ot plus.
La fig. 2 (également tracée d'après les données du Tableau I), représente par un graphique l'effet do la teneur en ferrite sur l'usinabilité de perçage des aciers du Tabloau I.
Bien que les données portées sur la fig. 2 soient dispersées celle-ci montre clairement l'amélioration do l'usinabilité do perçage lorsque la teneur en ferrite augmente, selon une quantité d'environ 0,25 points d'nlluro d'usinabilité do perçage pour 1 % d'augmentation de la teneur on ferrite (pente do la bande dispersée). On utilise co dernier facteur pour corriger les valeurs d'usinabilité observée dans le ossais par rapport à 0 % do ferrite, comme indiqua dnne la dernière colonne du Tableau I.
Cos dernière vnloura traduisent également la correction dos chiffres d'usinabilité obsorvés par rapport à une durotd normalisée (200 IDB). On pout effectuer cotte correction, par exemple, au moyon de données comme celles du Tableau II, concernant la dureté observée (ID8) pnr rapport à la différence entre dos valeurs d'usinabilités do dureté Aux essais et calculées, donnas qui sont obtenues expérimentalement pour une série d'aciers contenant du chrome du typo envisagé dans l'invention.
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TABLEAU II
EMI16.1
<tb>
<tb> Dureté <SEP> (IDB) <SEP> Différence <SEP> (1) <SEP> entre <SEP> des <SEP> valeurs
<tb> d'usinabilité <SEP> aux <SEP> essais <SEP> et <SEP> de
<tb> valeurs <SEP> calculées
<tb> 172 <SEP> - <SEP> 10
<tb> 181 <SEP> - <SEP> 12
<tb> 190 <SEP> - <SEP> 14
<tb> 199 <SEP> - <SEP> 16
<tb> 208 <SEP> - <SEP> 18
<tb> 216 <SEP> - <SEP> 20
<tb> 224 <SEP> - <SEP> 22
<tb> 233 <SEP> - <SEP> 24
<tb> 241 <SEP> - <SEP> 26
<tb> 250 <SEP> , <SEP> - <SEP> 28
<tb>
(-1) 'Différence moyenne ne tenant pas compte de la dispersion des données expérimentales.
L'effet important de la teneur en soufre sur l'usina- bilité des aciers du Tableau I est représente par un graphique sur la fig, 3, où l'on peut voir que des additions de soufre se traduisent par une amélioration rapide de l'usinabilité de perçage, jusqu'à une valeur de soufre comprise entre environ 0,45 et 0,50 %, mais qu'on n'obtient au plus qu'une faible amélioration ei l'on ajoute dos quantifia de soufre plus importantes.
La fige 4 montre que l'allure de l'usinabilité de perçage dos aciers du Tableau 1 est augmentée jusqu'à un maximum, si l'on utilise du manganèse dans une proportion d'environ 2,5 à 3,0 % pour des aciers dont la teneur en soufra est comprise entre environ 0,30 et 0,35 %.
La fig. 5 montre l'effet important du rapport manganèse- -soufre sur l'usinabilité do perçage (exprimée sous forme de la différence entre l'allure de l'usinabilité de perçage aux essais et l'usinabilité calculée) et l'on voit sur cotte figure
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que l'usinabilité est rapidement améliorée si l'on augmente le rapport manganèse :soufre jusque une valeur comprise entre environ 6 ou 8 et environ 10, après quoi on n'obtient qu'une faible amélioration en utilisant des rapports manga- nèse t soufre plus élevés.
Les données du tableau I et les graphiques des fig. 3, 4 et 5 tracés d'après ces données, montrent clairement l'importance et les effets distincts des variables, comme la teneur en soufre, la teneur en manganèse et le rapport manganèse-soufre, sur l'usinabilité des aciers envisagés.
En conséquence, pour évaluer les effets mutuels de ces variables sur l'usinabilité, on a établi le graphique de la fig. 6 d'après les données du Tableau I concernant dos teneurs variables en manganèse, en soufre (et, de ce fait, le rapport manganèse :soufre) et l'usinabilité de perçage.
Les courbes de la fig. 6 référencées 80,90, 100, etc., représentent des alluresconstantes d'usinabilité de perçage pour les aciers du Tableau I, comprenant une base d'équiva- lent de chrome constant (0 % de ferrite) et une dureté de 200 I D B, et on peut obtenir ces courbes soit en portant les valeurs réelles d'usinabilité au)' essais, ou bien en utilisant l'équation I.
Comme on l'a montré ci-dessus à propos de la fig. 5, et comme plus clairement illustré par la fig, 6, l'allure de l'amélioration de l'usinabilité de perçage avec un rap- port croissant manganèse :soufre diminue rapidement au- -dessus d'un rapport d'environ 10 : 1,, bien qu'on obtienno encore une légère amélioration avec des rapports plus élevés, par exemple jusque 20 : 1 et môme plus.
Toutefois, conformément aux fig. 4 et 5, des teneurs en soufre supé- rieures à environ 0,45 - 0,50 % et pour des aciers contenant
0,30 - 0,35 % de soufre, des teneurs en manganèse supérieures à environ 3 % ne provoquent pas de nouvelles améliorations
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notables de l'usinabilité, De façon similaire, pour des aciers ayant une teneur en soufre plus élevée, par exem- ple ceux qui contiennent jusqu'à environ 0,50 % de soufre, des quantités de manganèse supérieures à environ 4 à 5 % n'améliorent pas l'usinabilité do façon notable.
En raison de certains effets nuisibles provoqués par des quantités fortement accrues de ces éléments, par exemple une diminu- tion de la qualité de surface et de la résistance à la corrosion résultant du soufre, et en raison de l'effet du manganèse réduisant la température A , la température maximale décroissant de oe fait pour un recuit au laminoir et au,-.entant la dureté minimale pouvant être obtenue par un revenu et un recuit au laminoir, en vue d'usinages, on fixe comme limite supérieure préférée pour les aciers de
EMI18.1
l'inventif un rapport maximal manganese-soufre do 10: 'N,
De même, on fixe comme limite maximale pour le soufre 0,45 à 0,50 % et pour le manganèse 3 à 4 ou 5 %, de préférence environ 2,5 %.
La zone désignée par FG sur la fig. 6 représente l'une des variétés courantes d'une composition d'aciers inoxydables du type général 416 AISI, c'est-à-dire l'acier dit de "qualité forgeable" qui contient la quantité habituelle de manganèse, c'est-à-dire d'environ 0,30 à environ 0,60 %, ainsi qu'une teneur relativement faible de soufre, c'est-à-dire environ 0,15 ou '0,118 à 0, 25 %.
Bien que le soufre soit bien connu pour sa propriété d'améliorer l'usinabilité des aciers inoxydables, il diminue l'aptitude au forgeae et le résistance à la corrosion et provoque une qualité de fini de surface moins bonne. De ce fait, du fait de sa teneur faible en soufre, l'acier de qualité habituelle de forgeage est celui qui possède la meilleure aptitude au forgeage parmi les @variétés courantes des aciers caractérisés d'une manière
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générale comme étant du type 416. Toutefois, un acier de cette composition n'est pas facilement usinable, car son allure maximale d'usinabilité do perçage est, comme repré- senté sur la fig. 6, d'environ 95,
La zone hachurée de la fig.
6 référencée "416" repré- sente la composition "régulière" du type 416 d'une utili- sation courante, possédant une teneur intermédiaire on soufre comprise entre environ 0,25 et environ 0,35 ou 0,40%.
..Proportionnellement, l'usinabilité d'un acier do cette composition est supérieure à celle d'un acier de la qualité de forgeage FG, c'est-à-dire que l'allure de son usinabilité de perçage est, comme représenté sur la fig. 6, comprise entre environ 85 et 105.
La technique antérieure a mis également au point une composition d'un acier type 416, favorisant l'usinage, repré- sentée par la zone F de la fig. 6, dans lequel l'usinabilité améliorée (c'est-à-dire une allure do perçage comprise entre environ 95 et 110, comme représenté sur la fig. 6) peut être attribuée à sa teneur élevée en soufra qui est supérieure à environ 0,35 %, par exemple 0,40 % jusque environ 0,50 %.
Les aciers inoxydables "416F" de la technique anté- rieure ont des microstructures doubles, c'est-à-dire qu'il. contiennent jusqu'à environ 50 % ou plus do ferrite libro.
Toutefois, ces noiera de microstructuroe doubles contenant do la ferrite ne peuvent sensiblement pas être durcis, alors qu'on peut obtenir une dureté d'environ Rc40 (370 IDB) pour des aciers par ailleurs similaires mais no contenant pas de ferrite libre. Co fait limite los aciers contenant de la ferrite dans certaines applications d'utilisations finales, par exemple les applications où dos pièces usinées doivent être durcies par un traitement thermique.
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Les aciers type 416 à double microstructure faciles à usiner, comme ceux dont les compositions sont comprises dans la zone F de la fig, 6, sont les plus faciles à usiner parmi tous les aciers type 416 de la technique antérieure actuellement en utilisation.
La présente invention crée, pur l'utilisation de quantités de soufre et de manganèse précises et restreintes, et par un équilibrage de ces éléments d'une façon limitée ainsi que par un équilibre approprié d'après éléments d'alliages, des aciers inoxydables nouveaux et perfec- tionnés, contenant du chrome, et présentant une usinabilité remarquablement améliorée, tout en conservant d'autres propriétés désirables et nécessaires, Ainsi , l'application de ces moyens généraux de l'invention à propos d'un équilibre restr@int de soufre et de manganèse permet d'élaborer des aciers perfectionnés possédant tous les avantages des aciers de la technique antérieure analogues aux types "416 FG", "41,
6" (o@dinaire et à double microstructure) et "416 Fil a double microstructure et simple microstructure, mais possédant de plus une . usinabilité extrêmement améliorée.
On peut voir sur la fig. 6 dos zones référencé es respectivement FG-E, 416-E et F-E, Ces zones représentent des compositions d'aciers, conformes au Tableau I, dans lesquelles lus quantités de soufre et de manganèse sont choisies dans des gammes limitées ot les proportions do chacun do ces éléments sont définies par les limitée Illustrées do cos zones respectives. Ainsi, la zone
FG-E délimite uno catégorie d'aciers d'une qualité do forgeage améliorée, contenant environ 0,18 à environ 0,25 % de soufre, et environ 0,80 à environ 1.,25 % de manganèse.
Contrairement aux aciers de qualité do forgeage de la technique antériouro, qui possèdent uno allure d'usinabilité
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de perçage,, déterminée par les essais précités, comprise entre environ 75 et environ 95 (comme représenté sur la fig.
6), les aciers do qualité de forgeage améliorée de la présente invention ont une allure d'usinabilité de perçage comprise entre environ 95 et environ 113, en constituant ainsi des produits inconnus jusqu'ici dans la technique, c'est-à-dire des aciers ordinaires au chrome qui, bien que pouvant être forgés facilement en raison de leur teneur en soufre relativement faible, peuvent être égale- ment urinés, comme les aciers ordinaires du typo 416 de la technique antérieure ayant des teneurs en soufre beaucoup plus élevées. Bien que le soufre favorise une usinabilité, il est évident qu'il diminue le fini de surface et la résistance à la corrosion. De ce fait, une amélioration de l'usinabilité sans effet nuisible sur la qualité de surface constitue un progrès décisif dans la technique.
De manière similaire, la zone 416-E do la fig. 6 délimite un groupe d'aciers améliorés ayant la composi- ' tion de base générale' du Tableau I, dans lesquels le soufra est présent dans la quantité régulière habituelle des aciers type 416, c'est-à-dire environ'0,25 à environ 0,35 % ou
0,40%, mais dans lesquels on utilise un rapport manganèse- . -soufre plus élevé en limitant le manganèse à une valeur comprise entre environ 0,80 ot environ 1,25 %.
Comme le montrent les courbes constantes d'usinabilité delà fig. 6, les aciers améliorés 416-E de la présente invention possèdent une allure d'usinabilité de perçage'comprise entre environ 105 ot plus de 120, ce qui los distinguo des aciers de la technique antérieure ayant des teneurs. en soufre comparables dont l'alluro d'usinabilité de perçage est seulement d'environ 85 à 105.
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De plus, la zone F-E de la fig. 6 représente des aciers ayant des teneurs en soufre comparables à celles des aciers 416-F de la technique antérieure, mais possédant une allure d'usinabilité de perçage comprise entre environ 112 et environ 125, tandis que les aciers comparables de la technique antérieure ont une gamme d'allures comprise seulement entre 95 et 110.
En outre, la présente Invention apporte d'autres perfectionnements sous la forme d'aciers nouveaux repré- sentés par la zone RFG de la fig, 6, Ces aciers qu'on peut appeler de qualité de "forgeage revu" ont des teneurs en soufre faibles (0,18 à 0,25 %) comparables à celles des aciers de qualité de forgeage de la technique antérieure, ' mais dans ces nouveaux aciers la teneur en manganèse, et par suite -lerapport manganèse-soufre, sont élevés jusqu'à des valeurs considérées jusqu'ici comme inutilisables.
De ce fait, les aciers RFG contiennent des quantités supérieures à 1,25 % de manganèse jusqu'à environ 2,5 % de manganèse, le soufre et manganèse étant équilibrés, comme représenté sur la fig. 6, de manière que le rapport manganèse-soufre soit compris entre environ 5:1 et de préférence 10:1. Ces nouveaux aciers ont des allures d'usinabilité comprises entre plus de 100 et plus do 120, ils sont égaux ou supérieurs à l'usinabilité des meilleurs aciers faciles à usiner de la technique antérieure.
Cependant, ces nouveaux aciers sont faciles à forger, leur qualité de surface n'est pas diminuée, ils ont une résistance équivalente à la corrosion (provenant do la môme teneur en soufre relativement faible) comme les aciers de forgeage de la technique antérieure,
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De plus, la présente invention permet d'élaborer do nouveaux aciers, pnr exemple comme indiqué dans la zone
S F M de la fig. 6.
Ces aciers qu'on qu'on peut caractériser comme des aciers "à super usinage facile" contiennent la teneur habituelle en soufre des aciers ordinaires du type
416 de la technique antérieure, et du fait de l'incorpora- tion d'une teneur en manganèse critique, et de leur équilibre avec le soufre et les autres éléments d'alliages des aciers, ces nouveaux aciers ont des allures d'usinabilité de perçage de loin supérieures à celles de n'importe lequel des aciers connus du type considéré.
Ainsi, les aciers SFM do l'inven- tion ont, comme représenté sur la fig. 6, des allures d'usinabilité comprises entre environ 115 et plus d'environ
140, par rapport à uno allure maximale d'environ 110 pour les meilleurs aciers faciles à usiner de la technique anté- rieure. Les aciers SFM sont équilibrés quant à leurs teneurs en soufre et en manganèse, de façon que le rapport mnngn- nèse-soufre soit compris entre environ 3:1et soit de préférence 5:1et 9:1. La teneur maximale n manganèse est limitée à environ 4,0 %, de préférence à environ 3,5 %, et plus spécialement à environ 2,5 ou 3,0 %.
Enfin, l'invention permet d'élaborer uno autre catégorie nouvelle d'aciers qu'on peut caractériser comme des aciers "à usinage ultra facile" désignés, qunnt à leurs compositions et leurs comportements par la zona UFM do la fig. 6. Ces nouveaux nciors ayant los teneurs en soufre les plus élevées, analogues aux aciers de qualité d'usinage facile de la technique antérieure, contiennent dos quantités de manganèse comprises entre plus de
1,25 % (de préférence 1,50 %) et environ 5,0 % (de poréfé- rence environ 3,5 ce) et le rapport manganèse:soufr@@ de ces aciers est compris entre environ 3:et environ 10:1, do préférence environ 8:1.
Ces aciers à usinnge ultra-facile
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ont également des allures d'usinabilité inconnues jusqu'ici, comprises entre environ 125 et dépassant de loin 140. Même cette dernière allure (qui dépasse de 30 points la meilleure allure qu'on puisse obtenir dans des aciers de la technique antérieure du caractère décrit), représente une amélioration voisine de 30 % par rapport au meilleur comportement dos aciers de la technique antérieure.
Le rapport entre les aciers de l'invention, en ce qui concerne une allure d'usinabilité de perçage entre ceux-ci et entre les aciers de la technique antérieure, est peut-être plus clairement illustrée sur le graphique d'éprouvettes de la fig. '), sur lequel la longueur de chaque éprouvette reorés'ente la gamme d'usinabilité de perçage, déterminée par lesessais mentionnés ici, pour les composition d'aciers respectifs, tandis que le point médian de chaque éprouvette, séparant ses parties blanche et noire, représente l'allure moyenne d'usinabilité (les astérisques visibles sur la fig. 7 désignent les aciers de la présente invention).
La fig. 7 représente également les applications principales (représentées par dos lettres et mentionnées lors de la description précé- dente des figures) pour les diverses catégories d'aciers décrits ici, ainsi que l'indication générale de leurs compositions respectives et de leurs comportements dans ces applications.
Comme mentionné sur le Tableau I et décrit précédem- ment, les divers graphiques de la fig. 6 sont basés sur une correction dos données de l'usinabilité aux essais pour des aciers expérimentaux par rapport à 0 % de fer- rite. De façon similaire, les aciers de la technique antérieure désignés par FG, 416 et F sur la fig. 6, pour lesquels les allures d'usinabilité sont portées sur cotte . figure, sont des aciers ne contenant pas de ferrite.
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Comme mentionné également ci-dessus, la présence de ferrite améliore l'usinabilité, et la technique antérieure l'a reconnu en créant des aciers doubles contenant des pourcentages de ferrite relativement importants. L'absence de ferrite, ou sa présence ainsi que sa quantité, peuvent être contrôlées par un équilibre approprié de composition (par exemple conformément à l'équation 2 précitée) et par un choix approprié de facteurs de traitement pendant l'élaboration des aciers.
Le choix de n'importe quel pourcentage particulier et désiré de ferrite dans les compositions des aciers, comprenant les aciers de la technique antérieure quo représente la fig. 6, décalerait simplement vers le haut les allures respectives d'usinabilité représentées sur la fig. 6 ,Les relations entre les lignes d'usinabilité constante de la fig. 6 pour les aciers individuels ne seraient bien entendu pas modifiées. En conséquence, l'invention envisage l'élaboration d'aciers conformément aux moyens généraux décrits ici, ayant ou bien une structure exempte de ferrite ou une structure double.
Do ce fait, les aciers de l'invention désignés par les diverses zones différentes de la fig. 6 sont considérés comme représentant les aciers de l'invention, qui comprennent également des aciers ayant une structure double, et les allures d'usina- bilité déterminées à partir des données expérimentales mentionnées ici et portées sur la fig. 6 ne sont considé- rées que comme des valeurs minimales.
Du fait que le manganèse est un générateur de sulfure fort, il forme du sulfure do manganèse dans les aciers de l'invention et, du fait que le chrome crée également un sulfure fort et se trouve en grande quantité dnns ces aciors, il se forme des sulfures de chrome. On a comstaté que les quantités relatives dos phases du sulfure de manganèse et des sulfures de chromo, ainsi que la composition
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de la phase de sulfure de manganèse dans les aciers du type considéré ici, ont un rapport avec la proportion rela- tive de manganèse et de soufre et avec les antécédents thermiques des aciers.
Ainsi, pour des rapports faibles manganèse-soufre, les inclusions de sulfure qui se forment dans les aciers peuvent contenir 50 % ou plus de sulfure de chrome sous forme d'une phase séparée, tandis qu'à mesure que le rapport manganèse soufre augmente la proportion de la phase de sulfure de chrome diminue et disparaît finalement, c'est- -ç-diro pour un rapport en manganèse ;soufre de 3,0 : 1 ou plus. dans les lingots moulés des aciers du Tableau I.
On a déterminé que dans des aciers ayant des rapports faibles manganèse :soufre , par exemple inférieurs à 3,0 : 1, dans lesquels de grandes quantités de la phase de sulfure de chrome sont présentes dans les inclusions de sulfures double, la phase de sulfure de chrome se présente sous la forme de plaquettes, tandis que lorsque le rapport manga- nèse :soufre est augmenté et que, de ce fait, la propor- tion de sulfure de chrome est diminuée, cette dernière phase a lieu sous la forme d'un fin précipité.
Dans tous les cas, on a constaté que' la phase principale du sulfure de chrome est CrS1, 17 que déterminent des examens une diffraction aux rayons X d'inclusion extraite,
Des examens au microscope des inclusions do sulfure se trouvant dans des aciers essayés avec des rapports crois- sants Mn/S (Fontes ? 184, 1189 et 1191) montrent également (en se basant sur des changements de couleur des Inclusions avec des variations chimiques) qu'avec un rapport croissant manganèse : soufre, la phase de sulfure de chromo diminue jusqu'à ce qu'elle disparaisse sensiblement dans l'éprouvette en acier moulé (Fonte n 1191) ayant un rapport, manganèse : soufre de 3,0 : 1.
On a également constaté que lorsque le
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rapport manganèse soufre augmente au-dessus de 3,0 1, la transparence du sulfure de manganèse augmente et la couleur dans les variations de lumière transmises par du marron foncé, passe au jaune marron, au jaune clair pour un rapport manganèse s soufre de 7,62 : 1, puis prend une couleur verdâtre pour des rapports manganèse soufre même plus élevés, ce qui indique une diminution progressive de la teneur en chrome dissout donnant finalement une phase de sulfure de manganèse pur pour des rapports élevés manganèse :soufre.
Dans l'acier forgé se trouve une phase moins impor- tante de sulfure de chrome que dans les lingots bruts de coulée pour un rapport particulier manganèse :soufre. Ainsi, on a constaté la présence de quantités considérables de sulfure de chrome dans des éprouvettes forgées ayant un rapport manganèse :soufre de 0,82 : 1. D'autre part, on ne trouve sensiblement pas de phase de sulfure de chrome dans un acier forgé ayant un rapport manganèse :soufre de 1,62 : 1.
On a constaté que pour l'acier forgé le sulfure de chrome disparaît pour un rapport manganèse t saufxe com- pris entre environ 1,09 : 1 et 1,6 : 1, tondis que dans l'acidr brut de coulée, ce sulfure disparaît pour un rapport manganèse soufre compris entre environ 2,46 1 et 3,0 1.
Do plus, la phase de sulfure de manganèse de l'acier forgé est plus transparente que dans l'acier coulée ce qui indique qu'il est moins dissout do chrome dans la phase de sulfure de manganèse des aciers forgée! que dans des aciers coulée ayant le môme rapport manganèse soufre.
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Pour évaluer encore l'effet du traitement thermique des aciers en question sur la composition des inclusions de sulfure, on chauffe des échantillons de certains des lin- gots bruts de coulée du Tableau 1 avec des rapports de soufre variables pendant 4 heures à trois températures dif- férentes, c'est-à-dire 843 C, 1065 C et 1427 C, ce chauf- ,fage étant exécuté dans une atmosphère d'argon. On procède à des essais d'une part avec un acier, c'est-à-dire la fonte N 184, ayant un rapport faible de 0,82 : :
1 de manganèse:soufre et, d'autre part, avec un acier n 1191 ayant un rapport manganèse:soufre de 3,0:1. Un examen au microscope après traitement thermique montre qu'il existe peu do différence dans 5, 'aspect des phases de sulfure dans les aciers avec le rapport fabule manganèse: soufre lors d'un chauffage atteignant 1065 C, Lors du chauffage jusqu'à la température la plus élevée de 1427 C, la phase de culture de chrome est encore présente bien qu'on remarque que les inclusions de sulfure augmentât de dimension et qu'il se manifeste un fin précipité qu'on pense résulter d'une seconde phase de sulfure.
D'autre part, la phase de sulfure de chrome disparaît dans tous les échantillons ayant un rapport plus élevé (3,0 : 1) manganèse-soufre, même à la température de chauffage la plus basse, c'est-à-dire 843 C.
En fait, on constate qu'il en est ainsi dans tous les échantillons ayant un rapport manganèse :soufre supérieur à environ 1,5 1.
On détermine également l'effet du rapport manganèse ; soufre des aciers du Tableau I sur la composition de la phase de sulfure qu'elle contient au moyen d'une micro- analyse par uno sonde électronique des phases de sulfure de certains des aciers du Tableau I, à la fois sous forme coulée et sous forme travaillée. Les résultats de ces essais sont mentionnés sur le Tableau III.
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TABLEAU III.
EMI29.1
<tb>
Fonte <SEP> Rapport <SEP> Composition <SEP> du <SEP> sulfure <SEP> dans <SEP> Composition <SEP> du <SEP> sulfure <SEP> dns
<tb> l'acier <SEP> brut <SEP> l'acier <SEP> travaillé
<tb>
EMI29.2
N Mn:S ----'-¯'4¯¯¯¯- ¯¯-¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯
EMI29.3
<tb> Mn <SEP> :S <SEP> Fe <SEP> Cr <SEP> Mn <SEP> S <SEP> Fe <SEP> Cr <SEP> Mn <SEP> S
<tb> 1188 <SEP> 1,09 <SEP> 2 <SEP> 45 <SEP> 15 <SEP> 41 <SEP> 12 <SEP> 32 <SEP> 12 <SEP> 33
<tb> 1189 <SEP> 1,62 <SEP> 2 <SEP> 35 <SEP> 21 <SEP> 38 <SEP> 24 <SEP> 19 <SEP> 20 <SEP> 28
<tb> 1233 <SEP> 1,91 <SEP> 3,3 <SEP> 34,1 <SEP> 29,7 <SEP> 42,3 <SEP> 28,8 <SEP> 13,2 <SEP> 31,2 <SEP> 17,6
<tb> 1190 <SEP> 2,46 <SEP> 2 <SEP> 26 <SEP> 31 <SEP> 41 <SEP> 24 <SEP> 13 <SEP> 33 <SEP> 27
<tb> 1191 <SEP> 3,00 <SEP> 6 <SEP> 21 <SEP> 33 <SEP> 40 <SEP> 11 <SEP> 4 <SEP> 44 <SEP> 40
<tb> 1234 <SEP> 3,63 <SEP> 4,7 <SEP> 15,1 <SEP> 46,5 <SEP> 37,3 <SEP> 15,
8 <SEP> 5,7 <SEP> 50,8 <SEP> 28,1
<tb> 1235 <SEP> 5,29 <SEP> 2,2 <SEP> 7,2 <SEP> 53,7 <SEP> 37,7 <SEP> 2,6 <SEP> 1,5 <SEP> 58,8 <SEP> 40,8
<tb> 1236 <SEP> 7,62 <SEP> 3,8 <SEP> 4,0 <SEP> 56,2 <SEP> 32,0 <SEP> 2,6 <SEP> 3,5 <SEP> 52,8 <SEP> 31,2
<tb>
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Le Tableau III permet de voir que la teneur on chrome des inclusions diminue rapidement avec une augmentation du rapport manganèse:soufre jusque une valeur d'environ 8, tandis que la teneur en manganèse des Inclusions augmente rapidement avec une augmentation du rapport manganèse: soufre a peu près jusqu'à la même valeur environ.
Do façon similaire, pour les mêmes aciers à l'état forgé, la teneur en chrome atteint un minimum pour un rapport mnnganèso: soufre d'environ 5 ou 6, et la teneur en manganèse atteint un maximum pour environ le même rapport manganèse:soufre .
Les compositions de sulfure ainsi déterminées confirment encore les examens précités au microscope en ce qui concerne la diminution du chrome dans le sulfure et l'augmentation du manganèse dans ce dernier, avec une augmentation du rap- port manganèse : soufre . Ces essais montrent que la phase de sulfure de chrome disparaît sensiblement des inclusions pour une teneur de chrome dans les inclusions de sulfure d'environ 21 à 26 % en poids. Comme dans les examens au microscope, on peut aussi remarquer que des essais avec microanalyse montrent que la teneur en chrome des sulfures t dans l'acier forgé est moins élevée que dans l'acier coulé, la différence dépendant du rapport manganèse-soufre de l'acier. On peut aussi remarquer que, lorsque los teneurs en chrome et en manganèse de la phase de sulfure varient, la teneur en fer de la phase de sulfure varie également.
Il semble que, pendant le chauffage, par exemple dans un travail à chaud, le chrome diffuse hors du sulfure dans la matrice, tandis que le manganèse et le fer diffusent à partir de la matrice dans le sulfure. Toutefois, pour des rapports manganèse:soufre supérieurs à 6 ou 7 environ, le chauffage provoque au plus une faible diffusion des éléments d'alliages jusque dans le sulfure, ou % partir de celui-ci, qui est du sulfure du manganèse essentiellement pur.
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L'importance (en ce qui concerne l'usinabilité) de la présence et de la composition de la phase de sulfure est mise en lumière par le fait que le sulfure de chrome est extrêmement plus dur que le sulfure de manganèse pur, et de plus, comme la demanderesse l'a constate, que le sul- fure de manganèse contenant du chrome dissous est égale- ment plus dur que le sulfure de manganèse pur.
En conséquence, comme décrit précédemment, un rapport manganèses soufre de 10:1, de préférence de 6:1 ou do 8:1, est établi comme limite supérieure pour les compositions des aciers de la présente invention, limite au cala de laquelle-on n'obtient pas d'avantages notables supplémen- taires. Une limite ¯inférieure du rapport manganèse : soufre pour les aciers de la présente invention est-de préférence établie à environ 3:1.
Toutefois, le choix d'une gamme particulière manganèse !soufre dépend du type d'ar-ier désire dans les limites do l'invention car, comme décrit ci-dessus, une usinabilité améliorée pout être obtenue dans certains des aciers de la présente intention ayant une teneur levée en soufre et une teneur faible en manganèse, pour des rapports manganèse { soufre même inférieurs à 3:1.
Comme indiqué ci-dessus, une grande proportion d1 aciers ; au chrome, comme ceux du typo 416, sont livras par l'instal- letton de laminage dans un état recuit au laminoir, ce qui donne une usinabilité optimale, et ces aciers sont souvent usinés et utilisés dans cet état sans autre traitement' thermique. On exécute le plus fréquemment un recuit au laminoir en soumettant l'acier juste en-dessous de la température A1, par exemple entre 649 et 760 C, pour l'acier inoxydable du type 416.
A cet effet, une dureté minimale est désirable. Los facteurs déterminant la dureté à l'état après recuit sont la dureté do l'acier à- l'état
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trempé et la température du revenu, Dos température de revenu plus élevées sont nécessaires pour des aciers ayant une dureté plus élevée à l'état trempé; Toutefois, la température maximale de revenu est limitée par la température A1 de l'alliage, étant donné qu'un durcissement se produit si cette dernière température est dépassée en raison de la formation d'austénites qui lors du refroidissement de l'acier forment la martensite relativement beaucoup plus dure. La température A1 de l'acier usuel du type 416, contenant environ 0,40 à 0,60 % de manganèse, est comprise entre environ 788 et 815 C.
Le manganèse est un stabilisant de l'austénite dans les aciers inoxydables et il abaisse la température A1, Toutefois, les aciers de l'invention, contenant, des quantités de manganèse relativement plus importantes que celles qui sont utilisées dans les aciers du type considéré ici contenant du chrome, subissent facilement un recuit au laminoir à des températures pratiques. Ainsi, l'effet de la formation de rmanganèse ou de ferrite # ainsi que sur la température Aest déterminé par des techniques métallurgiques classiques utilisant des échantillons ayant subi un recuit, chauffés à diverses températures pour former de l'austénite, dont la quantité est estimée à la vue à partir de la martonsito présente après la trempe.
On a étudié une gemme de températures comprises entre 704 et 1315 C et les résultats sont mentionnés sur le tableau IV.
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TABLEAU IV.
Fonte A u s t é n i t e (%) (a)
EMI33.1
<tb> N <SEP> Mn(%) <SEP> 704 C <SEP> 732 C <SEP> 760 C <SEP> 788 C <SEP> 815 C <SEP> 843 C <SEP> 982 C <SEP> 1092 C <SEP> 1149 C <SEP> 1204 C <SEP> 1314 C
<tb> (b) <SEP> (b) <SEP> (b) <SEP> (b) <SEP> (b) <SEP> (c) <SEP> (c) <SEP> (c) <SEP> (c) <SEP> (c) <SEP> (c)
<tb> 1188 <SEP> 0,36 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 50 <SEP> 60 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 95 <SEP> 93 <SEP> 50
<tb> 1189 <SEP> 0,55 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 50 <SEP> 65 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 98 <SEP> 92 <SEP> 50
<tb> 1233 <SEP> 0,67 <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 50 <SEP> 65 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 98 <SEP> 95 <SEP> 55
<tb> 1190 <SEP> 0,8T <SEP> - <SEP> - <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 55 <SEP> 70 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 95 <SEP> 92 <SEP> 60
<tb> 1191 <SEP> 1,
02 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 65 <SEP> 90 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 95 <SEP> 90 <SEP> 70
<tb> 1234 <SEP> 1,27 <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 5 <SEP> 10 <SEP> 75 <SEP> 90 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 95 <SEP> 95 <SEP> 65
<tb> 1235 <SEP> 1,85 <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 30 <SEP> 60 <SEP> 95 <SEP> 98 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 95 <SEP> 98 <SEP> 65
<tb> 1236 <SEP> 2,59 <SEP> 0 <SEP> 0 <SEP> 95 <SEP> 95 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 100 <SEP> 95 <SEP> 98 <SEP> 65
<tb>
(a) Basée sur des estimations visuelles sur des éprouvettes trempées à l'huile ayant eu un revenu de 6 minutes à 965 C pour noircir la martensite fraîche transformée à partir dtausténite présente à la température de chauffage indiquée.
(b) Allure pour des éprouvettes à 704-788 C pour un acier initialement recuit 30 heures à 704 C pour produire un agrégat de ferrite et de carbure fin. Eprouvettes chauffées 4 heures dans du ses. à 732-788 C pour une détermination d'austénite.
(c) Allures pour des prcuvettes à 815 C et plus pour un acier initialement recuit 4 heures à 704 C des éprouvettes de détermination d'austénite à 815-843 C chauffées 4 heures dans du sel, les éprouvettes à 982-1092 C chauffées 1/2 heure dans du sel et les éprouvettes à 1314 C chauffées 15 minutes dans de l'argon.
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Les données du tableau IV permettent de voir que la température A d'alliages ayant une teneur en manganèse aussi élevée que 1,02 % (acier n 1191) est comprise entre 788 et 815 C, La température A1 est abaissée en dessous de 788 C pour des quantités de manganèse dépas- sant 1,27 %, et on voit qu'elle est proche de 760 C pour une quantité égale à 1,27 %. Comme on le voit sur le ta- bloau IV, 30 % d'austénites sont présents pour une quantité de manganèse égale 1,85 %, et 95 % d'austénites sont présents pour la quantité do manganèse égale à 2,59 %, les deux a une température de 76Ô C, ce qui indique que la température A,
pour ces- alliages est inférieure à 760 C.
L'effet de la teneur en manganèse (sur la réponse de dureté et de revenu) pouvant être obtenue des aciers de 1 invention est évalué pnr une détermination de .ladureté d'échantillons, d'abord dans un état trempé et ensuite dans un état déterminé par une trempe suivie d'un revenu pendant 4 heures à des températures comprises entre 260 et 760 C, les résultats étant mentionnés sur le tableau V.
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- TABLEAU V.
Indice de dureté Brinell (IDB) à la température indiquée
EMI35.1
<tb> Fonte <SEP> Poids <SEP> Trempé <SEP> 26C C <SEP> 315 C <SEP> 371 C <SEP> 426 C <SEP> 482 C <SEP> 538 C <SEP> 593 C <SEP> 649 C <SEP> 704 C <SEP> 760 C
<tb> à
<tb> N <SEP> % <SEP> Mn <SEP> l'huile
<tb> 188 <SEP> 0,36 <SEP> 389 <SEP> 411 <SEP> 390 <SEP> 397 <SEP> 403 <SEP> 417 <SEP> 295 <SEP> 258 <SEP> 227 <SEP> 203 <SEP> 190
<tb> 1189 <SEP> 0,55 <SEP> 405 <SEP> 390 <SEP> 385 <SEP> 397 <SEP> 390 <SEP> 395 <SEP> 290 <SEP> 251 <SEP> 229 <SEP> 203 <SEP> 189
<tb> 1233 <SEP> 0,67 <SEP> 387 <SEP> 390 <SEP> 403 <SEP> 417 <SEP> 432 <SEP> 403 <SEP> 290 <SEP> 258 <SEP> 226 <SEP> 205 <SEP> 192
<tb> 1190 <SEP> 0,81 <SEP> 396 <SEP> 379 <SEP> 379 <SEP> 372 <SEP> 403 <SEP> 395 <SEP> 287 <SEP> 244 <SEP> 221 <SEP> 210 <SEP> 186
<tb> 1191 <SEP> 1,
02 <SEP> 382 <SEP> 379 <SEP> 390 <SEP> 385 <SEP> 395 <SEP> 390 <SEP> 287 <SEP> 234 <SEP> 221 <SEP> 200 <SEP> 186
<tb> 1234 <SEP> 1,27 <SEP> 414 <SEP> 382 <SEP> 390 <SEP> 390 <SEP> 403 <SEP> 395 <SEP> 282 <SEP> 242 <SEP> 219 <SEP> 202 <SEP> 181
<tb> 1235 <SEP> 1,85 <SEP> 389 <SEP> 385 <SEP> 397 <SEP> 382 <SEP> 390 <SEP> 385 <SEP> 282 <SEP> 241 <SEP> 215 <SEP> 205 <SEP> 232
<tb> 1236 <SEP> 2,59 <SEP> 420 <SEP> 382 <SEP> 385 <SEP> 390 <SEP> 385 <SEP> 379 <SEP> 280 <SEP> 242 <SEP> 221 <SEP> 208 <SEP> 279
<tb>
* Dureté d'éprouvettes *.près revenu convertie d'après des déterminations Rockwell C ; dureté d'éprouvettes d'après revenu déterminée en DPH sur une machine universelle Gries et convertie en IDB.
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Pour une utilisation dans un état recuit au laminoir, une dureté minimale est nécessaire en vue de la meilleure usinabilité. En conséquence, on procède à certains des essais du tableau V à des températures de recuit au laminoir, c'est-à-dire 704 et 760 C, pour déteiminer l'effet de ces températures de revenu sur la dureté. Comme on le voit sur ce tableau et sur le tableau IV, les aciers de l'invention peuvent subir un revenu approprié pour ces buts aux tempé- ratures de 704 et 760 C.
De ce fait, lorsqu'ils ont subi un revenu a 704 C, tous les aciers évalués dans la série du tableau V, ayant des teneurs en manganèse comprises entre 0,36 et 2,59 %, ont des duretés comprises entre 200 et 210 IDB voleurs qui sont compris**, dans la gamma de dureté désirée de recuit au laminoir, une variation de la teneur en manga- nèse n'ayant pas d'effet perceptible.
De plus, les aciers du tableau V ayant des teneurs on manganèse atteignant 1,27 % ont des duretés comprises entre 181 et 192 IDB quand ils ont subi un revenu à 760 C. Les aciers contenant 1,85 et 2,59 % de manganèse (N 1235 et 1236) ont des duretés respectives de 232 et 279 IDB, on raison d'une formation d'austénites ±comme mentionné sur le tableau V), Do ce fait, la tempe-* rature de revenu admissible pour obtenir la faible dureté désirée dans les aciers de la présente invention est un peu réduite (par rapport à la température do revenu pour des aciers de la technique antérieure contenant moins de manganèse) pour des valeurs plus élevées de manganèse comprises dans la gamme envisagée, mais cette diminution de température est relativement faible pour une teneur en manganèse de 2 %;
même pour uno teneur on manganèse do 2,6 % et plus, on peut obtenir une dureté minimale Inférieure à 210, par exemple en utilisant un revenu à 704 C. Do plus, en examinant la fige 6, on voit que l'on peut obtenir les avantages d'usinabilité en
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augmentant les teneurs en manganèse do* adora de l'inven- tion jusque des valeurs aussi élevées que 2,5, 3,0 % ou même plus en évitant l'inconvénient possible d'une dureté plus élevée d'aciers recuits au laminoir.
Pour d'autres applications, on utilise les aciers du type de la présente Invention dans un état durci dans lequel il faut que les aciers puissent être traites thermiquement jusqu'à des niveaux de dureté plus élevés, A cet effet, un procédé habituel de durcissement comprend une austéni- sationpar exemple à 982 C suivie par une trempe à l'huile et un revenu, par exemple pendant' 4 heures à le température requise. Pour des exigences de résistance mécanique élevées, on utilise fréquemment une température de revenu comprise entre environ 260 et environ 31.5 C et, pour une résistance mécanique moyenne, on exécute le revenu à une température plus élevée par exemple 593 C environ.
En conséquence, les essais mentionnés sur le Tableau V comprennent des essais de revenu à des températures comprises entre environ 260 C et environ 649 C (aussi bien que, comme mentionné précédent.. ment, à 704 et 760 C). Ces essais ne révèlent pas d'effet notable de l'augmentation du mnnganese sur une dureté après revenu (pour ces applications nécessitant une dureté élevée) pour des revenus compris entre 260 et 426 C, bien qu'on remarque une dureté au revenu légèrement inférieure avec les aciers ayant une teneur plus élevée en manganèse, c'est-à-dire ceux qui ont une teneur on manganèse comprise entre 0,81 et 2,59 % dans la gamme do revenus comprise entre 482 et 593 C, A 649 C (et aussi à 704 C),
une augmentation de la teneur en manganèse n'a pas d'effet perceptible sur la dureté.
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Les données du Tableau V pour les échantillons trempée à l'huile indiquent qu'une augmentation de la tenour en manganèse atteignant 1,85 % n'a pas d'effet sur la dureté après trempe, bien que la dureté après trempe de l'acier contenant 2,59 % de manganèse (N 1236) semble légèrement augmentée. On a procédé à d'autres essais sur les mêmes aciers du Tableau V pour rechercher si l'utilisation d'une teneur en manganèse élevée était capable de maintenir l'austénite. Ainsi, on a comparé la dureté d'échantillons trempés à l'huile avec celle d'échantillons trempés à l'huile puis réfrigérés pendant 4 heures à -195 C. Les résultats de ces essais sont portés sur le Tableau VI.
TABLEAU VI,
EMI38.1
<tb>
<tb> Fonte <SEP> Mn <SEP> Austénisation <SEP> à <SEP> 982 C <SEP> Austénisation <SEP> à
<tb> Fonte <SEP> poids <SEP> pendant <SEP> 1 <SEP> heure, <SEP> trempe <SEP> 982 C, <SEP> pendant
<tb>
EMI38.2
N ..;""". ithuile 1. heure, trompe
EMI38.3
<tb>
<tb> l'huile, <SEP> réfrigère
<tb> tion <SEP> pendant <SEP> 4 <SEP> het
<tb> res <SEP> à <SEP> -195 C
<tb> 1188 <SEP> 0,36 <SEP> 41,5 <SEP> Rc <SEP> 41,0 <SEP> Rc
<tb> 1189 <SEP> 0,55 <SEP> 43,5 <SEP> 42,5
<tb> 1233 <SEP> 0,67 <SEP> 41,0 <SEP> 41:
,0
<tb> 1190 <SEP> 0,81. <SEP> 42,5 <SEP> 42,0
<tb>
EMI38.4
1191 'h,02 41,0 39,0
EMI38.5
<tb>
<tb> 1234 <SEP> 1,27 <SEP> 44,5 <SEP> 44,5
<tb> 1235 <SEP> 1,85 <SEP> 42,5 <SEP> 43,5
<tb> 1236 <SEP> 2,59 <SEP> 45,0 <SEP> 45,0
<tb>
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Les données du Tableau VI montrent que des teneurs en manganèse aussi élevées que 2,59 % ne permettent pas d'obtenir suffisamment d'austénite maintenue pour affecter de façon discernable la dureté après trempe des aciers essayés
Outré la dureté minimale requise à l'état recuit au laminoir, et la dureté pouvant être obtenue à l'état durcie pour une utilité maximale et une application la plus large, les aciers de l'invention doivent également posséder d'autres caractéristiques de propriétés avantageuses,
comme une charge de rupture élevée à la traction, une limite élastique élevée, une bonne ductilité et une bonne résistance aux chocs. On a déterminé l'effet sur ces propriétés de quantités relativement plus grandes de manganèse et l'effet de l'équilibre particulier d'éléments d'alliages utilisés dans les aciers do l'invention, au moyen d'essais d'aciers ayant une teneur en manganèse croissante et dans trois conditions de traitement thermique différentes, Los résultats do ces cutrob essais sont mentionnés sur le Tableau VII.
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.TABLE. JJ .
,TAff.E."1U VII.
EMI40.2
<tb>
Fonte <SEP> Mn <SEP> S <SEP> C <SEP> Charge <SEP> de <SEP> Limite <SEP> élas- <SEP> Allonge- <SEP> Réduction <SEP> Encoche <SEP> Charpy <SEP> Dureté
<tb> rupture <SEP> tique <SEP> à <SEP> ment <SEP> de <SEP> en <SEP> V
<tb> N <SEP> (%) <SEP> (%) <SEP> (%) <SEP> à <SEP> la <SEP> 0,2 <SEP> % <SEP> surface
<tb> traction <SEP> 2
<tb>
EMI40.3
(kg/sm2) (kg/min ) (%) (%) (kgm)
EMI40.4
<tb> A. <SEP> - <SEP> Austénisés <SEP> à <SEP> 982 C <SEP> pendant <SEP> heure, <SEP> trempas <SEP> à <SEP> l'huile, <SEP> revenu <SEP> à <SEP> 315 C
<tb> pendant <SEP> 4 <SEP> heures, <SEP> refroidis <SEP> à <SEP> l'air.
<tb>
EMI40.5
1188 0,36 0,33 0,099 132,93 114,66 6. %nô 32,6 0,9681 40,5 P,.e
EMI40.6
<tb> 1189 <SEP> 0,55 <SEP> 0,34 <SEP> 0,090 <SEP> 130,48 <SEP> 109,62 <SEP> 8,0 <SEP> 32,6 <SEP> 1,2447 <SEP> 38,0
<tb> 1233 <SEP> 0,67 <SEP> 0,35 <SEP> 0,101 <SEP> 138,18 <SEP> 112,14 <SEP> 11,0 <SEP> 33,8 <SEP> 1,5213 <SEP> 36,5
<tb> 1190 <SEP> 0,81 <SEP> 0,33 <SEP> 0,097 <SEP> 130,85 <SEP> 109,83 <SEP> 8,0 <SEP> 31,2 <SEP> 1,383 <SEP> 39,5
<tb> 1191 <SEP> 1,02 <SEP> 0,34 <SEP> 0,095 <SEP> 129,08 <SEP> 106,26 <SEP> 9,0 <SEP> 29,4 <SEP> 1,383 <SEP> 40,5
<tb> 1234 <SEP> 1,27 <SEP> 0,35 <SEP> 0,113 <SEP> 133,77 <SEP> 106,68 <SEP> 10,0 <SEP> 37,4 <SEP> 1,5213 <SEP> 38,5
<tb> 1235 <SEP> 1,,85 <SEP> 0,35 <SEP> 0,113 <SEP> 131,18 <SEP> 103,53 <SEP> 12,0 <SEP> 35,2 <SEP> 1,5213 <SEP> 38*5
<tb>
EMI40.7
1236 2,59 0,34 0,100 130,83 103,79 i1," 37,6 1,5213 38,5 B.
- AustênisJs à 1010'C pend,-int heure, trempés % l'huile, revenu à 593 C
EMI40.8
<tb> pendant <SEP> 4 <SEP> heures, <SEP> refroidis <SEP> l'air.
<tb>
EMI40.9
1188 0,36 0,33 0,099 86,24 75,11 10,0 41,4 *6 101;5 Rb 1189 0,55 0,34 0,090 86,24 74,83 13,0 43,2 in 97,5 1233 0,67 0,35 0,101 85,54 78,P.? 16,0 ,# 4ri,9 18 99,5 1190 0,81 0,33 0,097 86,24 75,18 13,0 -1 lC)8 18 97,0 1191 1,02 0,34 0,095 84,49 73.M 12,0 4 lisp 4 18 99,5
EMI40.10
<tb> 1234 <SEP> 1,27 <SEP> 0,35 <SEP> 0,113 <SEP> 85,19 <SEP> 71,68 <SEP> 14,0 <SEP> 47,2 <SEP> 22 <SEP> 98,5
<tb> 1235 <SEP> 1,85 <SEP> 0,35 <SEP> 0,113 <SEP> 81,34 <SEP> 68,25 <SEP> 19,0 <SEP> 49,6 <SEP> 21 <SEP> 99,0
<tb> 1236 <SEP> 2,59 <SEP> 0,34 <SEP> 0,100 <SEP> 80,08 <SEP> 67,34 <SEP> 16,0 <SEP> 47,8 <SEP> 21 <SEP> 97,0
<tb>
EMI40.11
C.
- Austeniscs à 10100C pendant 1/2 heure., trempés à l'huile, revenu à 704 C,
EMI40.12
<tb> pendant <SEP> 4 <SEP> heures, <SEP> refroidis <SEP> à <SEP> l'air
<tb> 1233 <SEP> 0,67 <SEP> 0,35 <SEP> 0,101 <SEP> 67,06 <SEP> 49,49 <SEP> 26,0 <SEP> 56,1 <SEP> - <SEP> 91,5
<tb> 1234 <SEP> 1.,27 <SEP> 0,35 <SEP> 0,113 <SEP> 66,22 <SEP> 47,95 <SEP> 26,0 <SEP> 56,7 <SEP> - <SEP> 90,5
<tb> 1235 <SEP> 1,85 <SEP> 0,35 <SEP> 0,113 <SEP> 69,02 <SEP> 47,46 <SEP> 23,0 <SEP> 52,1 <SEP> - <SEP> 92,5
<tb>
EMI40.13
1236 2,59 0,34 0,100 86,24 59,29 'b6,0 41,2 - 99.5
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D'après la première série ou série A des essais du Tableau VII dans lesquels les échantillons d'aciers, conte- nant de 0,36 à 2,59 % de manganèse ont été austénisés à 982 C pendant une heure,
puis trempés à l'huile et revenus à 315 C pendant quatre heures et ensuite refroidis à l'air, on peut voir que l'augmentation de la teneur en manganèse n'affecte pas la charge de rupture à la traction. Pour des teneurs on manganèse d'environ 1 % ou plus, la limite élastique est seulement un peu diminuée ainsi que la ductilité (% d'il- longement et % de diminution de surface) et la résistance aux chocs est seulement un peu augmentée. Toutefois, ces effets de la teneur en manganèse augmentée sont relative- ment faibles et n'affectent pas les avantages des aciers de l'invention pour la plupart des utilisations.
La seconde série ou série B des essais du Tableau VII, illustrant les effets du manganèse sur les aciers lorsqu'ils sont soumis à un traitement thermique similaire mais qu'ils 'subissent un revenu à 593 C, montre qu'à cette dernière température il ne se produit qu'une faible réduction similaire de la limite élastique ainsi qu'une faible réduction de la charge de rupture à la traction, parti- culièrement dans les alliages ayant une teneur élevée on manganèse, c'est-à-dire ceux qui contiennent 1,85 et 2,59 % de manganèse. De façon similaire, on remarque des augmenta- tions de la ductilité et de la résistance aux chocs pour des teneurs en manganèse plus élevées.
Comme représente dans la troisième série ou série C des essais du Tableau VII dans lesquels des aciers ont été traités thermiquement de façon similaire mais ont subi un revenu à 704 C, l'alliage contenant 2,59 % de manganèse pos- sède une résistance à la traction et une limite élastique accrues ainsi qu'une ductilité diminuée. On pense que cet effet provient de la présence dans cet alliage de mnrtensite
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fra@che transformée à partir d'austénite qui. peut s'être formée pendant le revenu à 704 C, ,
Il est évident, dans ces trois conditions de traitement thermique utilisées dans le Tableau VII, que les aciers-de l'invention ont des propriétés mécaniques extrêmement avantageuses.
Il est également désirable que des aciers du type envisagé possèdent une résistance adéquate a la corrosion, On évalue la résistance à la corrosion des aciers de l'invention dans une série d'essais dans lesquels on a meulé à sec en surface des éprouvette mesurant 25,4 x 1,7 x x 2,032 mm jusqu'à un indice de polissage de 120, et on les a suspendues dans une longue colonne d'environ 30 cm sur la surface d'@n bain d'eau. On chauffe le bain d'eau jusqu'à 80 C, ce qui crée une atmosphère d'humidité dans la colonne.
On continue le chauffage pendant huit heures, âpres quoi on arrête le dispositif de chauffage pendant quatre heures.
On répète ce cycle trois fois, et ensuite on enlève les éprouvettes et on les observe directement en vue de déceler de la rouille. On constate que l'acier contenant 0,36 % de manganèse (fonte N 1188) ne présente pas de rouille et que les éprouvettes des fontes N 1189, 1233 et 1190 contenant respectivement 0,55, 0,67 et 0,81 % de manganèse sont très rouillées, tandis que les éprouvettes des fontes N 1191,
1234, 1235 et 1236, contenant respectivement 1,02, 1,27,
1,85 et 2,59 % de manganèse sont au plus a peine rouillées,
En particulier, les alliages contenant 1,85 et 2,59 % d manganèse ne présentent pas de rouille discernable, et l'acier contenant 1,
27 % de manganèse est à peine rouillé.
En conséquence, pour cette raison supplémentaire, la teneur en manganèse des aciers de la présente invention est limitée à une valeur minimale d'environ 0,80 % et, de pré- férence, à une valeur supérieure à 1,25 %.
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On a également étudié l'effet de teneurs en manganèse croissant progressivement sur la résistance à la corrosion des aciers de la présente invention quand ceux -ci sont exposés à des milieux ambiants extrêmement corrosifs.
.'Par exemple, on expose à l'action du chlorure forrique des échantillons ayant la même dimension et la même pré- paration que les aciers utilisés dans l'essai de la colonne de vapeur d'eau. On prépare une solution d'essai constituée par 108 g de FeCl3,6H2O, 4,5 ml d'HCl concentré et 995,5 ml d'eau. On plonge les échantillons dans la solution d'essai pendant quatre heures, celle-ci étant maintenue a la tempe-' rature ambiante.
On expose également des échantillons similaires par immersion dans de l'acide acétique concentré bouillant pendant 48 heures.
Dan@ une autre série d'essnis, on plonge dos échan- tillons similaires dans une solution aqueuse d'acide sulfurique a 5 % en poids, pendant 4 heures à la température ambiante.
On procède encore à d'autres essais' en plongeant des échantillons similaires dans une solution aqueuse d'acide phosphorique à 10 % en poids pendant 24 heures a la température d'ébullition de la solution.
A la fin do chaque série d'essais, on enlevé les échantillons ou éprouvettes do la solution d'easni, on los rince, on les sèche et on les pèse pour déterminer .leur porte de poids. Chaque série d'essais comprend des éprouvottes des alliages du Tableau IV, c'est-à-dire les fontes N
1188, 1189, 1233, 1190, 1191, 1234, 1235 ot 1236, ; ayant des teneurs en manganèse comprises entre 0,36 et
2,59 %. Los résultats des essais au chlorure ferrique ot à l'acide sulfurique montrent que l'addition de quantités croissantes de manganèse n'a qu'un effot relativement
<Desc/Clms Page number 44>
faible sur la résistance à la corrosion d'aciers essayés dans ces substances.
La résistance à la orcosion dans du chlorure ferrique est la plus faible pour une teneur en manganèse d'environ 1,5 %, mais elle augmente au point que pour une teneur en manganèse de 2,59 % la résistance à la corrosion est à peu près équivalenteà celle d'un acier contenant environ 0,50 % de manganèse. De façon similaire, la susceptibilité à la corrosion dans l'acide sulfurique augmente jusqu'à un maximum pour'une tensur en manganèse d'environ 2 % et elle diminue ensuite légèrement, niais même au niveau de corrosion maximal, la résistance de l'alliage se situe seulement un peu en-dessous de celle d'un alliage contenant 0,50 % ae manganèse.
Les résultats des essais à l'acide acétique et à l'acide phosphe @que montrent que la résistance à la corrosion des alliages essayes varie avoc la teneur en manganèse. Dans l'acide acétique, la résistance à la cor-. rosion tombe à un minimum pouf une toneux on manganèse comprise entre 1,2 et 1,3 %, mais elle augmente ensuite, de sorte que la susceptibilité à la corrosion se situe a une valeur moderne pour des teneurs en manganèse comprises entre 1,8 et 2,59 %,
Les résultats des essais à l'acide phosphorique montrent que la résistance b la corrosion dos alliages ayant une teneur en manganèse comprise entre environ 0,70 et environ 1,0 % est exceptionnellement bonne,
particu.. librement pour une teneur d'environ 0,80 %.
On procède à d'autres essais dans des milieux moyen- nement corrosifs. Par exemple, on meule à soc on surface des éprouvettes mesurant 50 x 25 x 2 mm jusqu'à un indice de fini de surface de 120, puis on les expose à l'action d'une pulvérisation do sel dans un meuble ,la pulvérisation étant constituée par 5 % on poids de chlorure.de sodium
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dans l'eau. On les expose pendant 16 heures à une tempéra... ture de 35 C, après quoi on les enlevé et on les examine directement pour apprécier l'aspect de la corrosion à la rouille. Les résultats de ces essais sont mentionnés sur le Tableau VIII.
TABLEAU VIII.
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<tb>
<tb>
Fonte <SEP> Mn <SEP> S <SEP> Aspect
<tb> N <SEP> (poids <SEP> %) <SEP> (poids <SEP> %)
<tb>
EMI45.2
- .,.,..,...........¯¯....
EMI45.3
<tb>
<tb>
1305 <SEP> 0,60 <SEP> 0,32 <SEP> médiocre
<tb> 1307 <SEP> 1,,08 <SEP> 0,33 <SEP> médiocre
<tb> 1309 <SEP> 1,61 <SEP> 0,31 <SEP> médiocre
<tb> 1311 <SEP> 1,11 <SEP> 0,21 <SEP> médiocre
<tb>
Comme le montrent les données du Tableau VIII, il n'existe pas de différence perceptible dans la susceptibilité à la corrosion par suite d'une pulvérisation de sel parmi les divers alliages essayes comprenant une teneur on manganèse comprise entre 0,60 et 1,61 %.
On procède à d'autres essais en milieux moyennement corrosifs en plongeant des éprouvettes mesurant
31,75 x 15,87 x 2,03 mm, ayant une surface finie jusque un indice de polissage de 120, pendant 144 heures dans do l'huile de pétrole brute à une température de 104 C.
Ensuite, on enlève les éprouvettes et on évalue leur résistance à la corrosion en examinant directement le nombre des piqûres superficielles dos éprouvettes, Les résultats de ces essais sont mentionnes sur le Tableau IX.
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TABLEAU IX.
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<tb>
<tb> Fonte <SEP> Mn <SEP> S <SEP> Nombre <SEP> de <SEP> Résistance <SEP> à
<tb> N <SEP> (poids <SEP> %) <SEP> (poids <SEP> %) <SEP> piqûres <SEP> la <SEP> corrosion
<tb> 1005 <SEP> 0,60 <SEP> 0,32 <SEP> 8 <SEP> Bonne
<tb> 1307 <SEP> 1,08 <SEP> 0,33 <SEP> 7 <SEP> Bonne
<tb> 1309 <SEP> 1,61 <SEP> 0,31 <SEP> 8 <SEP> Bonne
<tb> 1311 <SEP> ),il <SEP> 0,21 <SEP> 7 <SEP> Bonne
<tb>
Le Tableau IX permet de voir qu'il n'y a pas d'effet perceptible sur la résistance à la corrosion quand la teneur en manganèse varie de 0,60 à 1,61 %.
Les exemples spécifiques ci-dessus des pillages de la présente invention se rapportent à des aciers inoxydables ordinaires au chrome et, comme on l'a indiqué, les moyens généraux l'invention sont également applicables à des aciers ayant soit une micro structure double soit une micro- structure exempte de ferrite. Dans le cas d'aciers ne contenant sensiblement pas de ferrite libre, leurs éléments d'alliages sont équilibrés conforment à l'équation 2, de manière à donner une structure sensiblement exempte de ferrite.
Ces aciers peuvent contenir du chrome et du molybdène générateurs de ferrite dans les gammes spécifiées ci-avant, De plus, on maintient de préférence la teneur en silicium à moins d'environ 1 % et la teneur en carbone plus azote à moins d'environ 0,20 %'.
Si on utilise de l'aluminium, on maintient sa teneur en-dessous d'environ 5 %, do préférence en-dessous do 1 %, si on utilise du cuivra on maintient sa teneur en dessous d'environ 2 %, et si l'on utilise du titano on maintient sa teneur en-dessous d'environ 1 %. Bien entendu, d'autres éléments favorisant l'usinage, par exemple le sélénium et le tellure, capables de se comporter d'une manière analogue,au soufre, peuvent également être utilisés dans la mise en oeuvre de l'invention
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Si l'on désire des aciers à micro structure double, on peut utiliser les éléments d'alliages précités suivant les gommes susvisées,
dans des quantités et\ proportions capables de créer une micro structure ayant la teneur désirée en ferrite, conformément d'une manière générale à l'équation 2.
Les moyens généraux de la présente invention sont également applicables à des aciers inoxydables supérieurs contenant du chrome, durcissables et non durcissables, contenant jusqu'à 18 % '.ou même 30 % do chromo, et pouvnnt contenir du carbone et de l'azote en una quantité totale atteignant environ 1,20 %.
On peut également utiliser du nickel, qui est un plument favorisant la production d'austénite, dans les alliages de l'invention en quantités relativement faibles, par exemple jusqu'à environ 3 %, pour obtenir des aciers
EMI47.1
inoxydables durcissables essentiellement martensitiquos ou forritiques-martensitlques
Il est entendu que la description précédente et los exemples ci-avant ont un caractère purement illustratif et non limitatif des moyens généraux do l'invention et qu'on peut y apporter diverses modifications et additions sans s'écarter de l'esprit et de la portée de l'invention,