Aciers à alliage bas (HSLA) à haute résistance.

- Oct 01, 2020-

Acier à faible alliage à haute résistance (HSLA)

Les aciers HSLA ont été développés dans les années 1960 pour les pipelines de pétrole et de gaz de grand diamètre. Le tuyau de canalisation utilisé dans ces projets exigeait une résistance et une résistance plus élevées que l’acier au carbone doux et une bonne soudure fournie par un équivalent à faible émission de carbone.

Le secteur pétrolier et gazier est toujours sur le marché où se trouvent les applications les plus importantes pour les aciers HSLA, mais les secteurs de l’automobile et de l’ingénierie structurale offshore et onshore consomment maintenant des quantités importantes de ces alliages.

Les aciers HSLA sont disponibles aujourd’hui avec des microstructures traditionnelles ferritiques-perditiques, bainitiques, martensitiques et multiphases, chacune disponible en aciers laminés à chaud ou à froid. La force de rendement des aciers HSLA contemporains varie de 260 MPa à plus de 1000 MPa.

En règle générale, Mo est utilisé dans l’acier HSLA lorsque la force de rendement doit être supérieure à 550 MPa, ou une microstructure particulière est exigée. Mo est particulièrement bénéfique pour la production de bainite (et plus particulièrement pour sa variante de ferrite aciculaire) et les microstructures multiphases qui apparaissent en double phase, phase complexe ou aciers TRIP.

Bande et plaque de canalisation

Bande chaude et laminée à froid d’automobile

Plaque structurelle

 

Mo dans le tuyau de canalisation HSLA acier

Deux développements technologiques ont permis le lancement réussi de l’acier HSLA dans des pipelines de grand diamètre : le processus de roulement thermomécanique et l’utilisation du niobium (Nb), du vanadium (V) et du titane (Ti) comme composants de microalloyant. La combinaison de ces développements a permis la fabrication d’aciers à plus haute résistance sans traitements thermiques coûteux supplémentaires. Ces premiers aciers de tuyaux de ligne HSLA reposaient généralement sur des microstructures réduites de pearlite-ferrite pour faire des classes de tuyaux de ligne allant jusqu’à X60 et X65. Toutefois, les tuyaux de conduite à plus haute résistance nécessitaient différentes approches, y compris de nouvelles voies de traitement et de nouvelles compositions chimiques en acier. Des recherches approfondies menées dans les années 1970 et au début des années 1980 ont réussi à développer des forces supérieures à celles du X70 à l’aide de diverses compositions en acier, dont beaucoup utilisent une combinaison Mo-Nb. Avec l’introduction de nouvelles technologies de procédé comme le refroidissement accéléré, il est devenu possible de développer des forces encore plus élevées avec des conceptions d’alliage mo-free beaucoup plus maigres.

L’acier principal de tuyau de ligne de HSLA contient typiquement 0.05 à 0.09% carbone, jusqu’à 2% manganèse et petits additions (habituellement max. 0.1%) de niobium, de vanadium et de titane dans diverses combinaisons. La voie de production préférée pour ce matériau est le roulement thermomécanique pour maximiser le raffinement des grains, améliorant ainsi les propriétés mécaniques. Le raffinement des grains est le seul mécanisme de renforcement qui améliore simultanément la résistance et la résistance.

Néanmoins, comme de nombreux laminoirs ne peuvent pas appliquer les taux de refroidissement requis après la finition, soit ne disposent même pas de l’équipement de refroidissement accéléré requis, la seule solution pratique disponible est d’utiliser certains ajouts d’alliages comme Mo pour obtenir les propriétés en acier souhaitées (voir les tableaux 1 et 2). De plus, le X70 devenant le cheval de bataille des projets de pipelines modernes et la popularité croissante des tuyaux en spirale, la demande de plaques à jauge lourde rentables et de bobines laminées à chaud produites par un moulin Steckel ou un moulin à bande chaude classique (HSM) a considérablement augmenté au cours des dernières années. Par conséquent, bon nombre de ces usines utilisent des alliages Mo, ayant réintroduit et adapté les développements métallurgiques réalisés au cours des années 1970 pour répondre aux demandes croissantes de pipelines d’aujourd’hui.

Gamme de composition d’aciers de tuyaux de canalisation X70-80 (masse%)
CMnNbCMo
0.05 - 0.091.4 – 2.00.02 - 0.100 - 0.060.10 - 0.35

Tableau 1. Mo-contenant x70-80 acier de tuyau de ligne

Il y a une forte tendance vers une pression d’exploitation accrue pour les futurs gazoducs longue distance, qui nécessiteront des aciers ayant des propriétés X80 et plus élevés. Les producteurs d’acier font de bons progrès pour relever ce défi, en particulier pour les bandes chaudes à gros gages. Ici, le molybdène connaît un retour, avec des ajouts compris entre 0,1 et 0,3 % qui non seulement contribuent à produire une structure à grain très fin, mais améliorent également considérablement l’effet de durcissement des précipitations obtenu avec des éléments de microalliage. En outre, l’alliage Mo contribue à promouvoir une courbe de rendement continue et à éviter ce qu’on appelle l’effet Bauschinger, ce qui est important lorsque les codes de conception basés sur la souche sont spécifiés.

Chimies typiques de l’acier pour aciers de tuyaux de canalisation x70 et X80 Mo
JaugeGradeCR (°C/s)CMnMoNbNi+Cu+Cr
≤ 12mmX7025≤ 0,061.20-0.070.45


20≤ 0,061.250.100.070.45
≥ 12mm ≤ 17mmX7025≤ 0,061.500.150.070.50


20≤ 0,061.600.200.070.50
≤ 12mmX8025≤ 0,061.70-0.090.80


20≤ 0,061.700-150.090.80


15≤ 0,081.600.250.060.65
≥ 12mm ≤ 17mmX8025≤ 0,061.700.180.090.80


20≤ 0,061.700.220.090.80


20≤ 0,081.700.320.060.65
≥ 17mm ≤ 20mmX8030≤ 0,061.750.200.090.80


25≤ 0,061.750.250.090.80


20≤ 0,081.800.420.060.65

Tableau 2. Chimies d’acier typiques pour les aciers de tuyaux de canalisation x70 et X80 Mo.

Le deuxième gazoduc Ouest-Est récemment construit, qui s’étend sur près de 5000 km à travers la Chine, précise en grande partie la catégorie X80 ayant une microstructure de la ferrouille aciculaire. La majorité de la ligne utilise un tuyau en spirale fabriqué à partir de bandes chaudes à lourde (18,4 mm). L’alliage de tuyau est un faible C (<0.07%), nb="" (0.07-0.10%),="" mo="" (0.2-0.3%)="" steel.="" even="" with="" this="" small="" alloy="" content,="" the="" finished="" pipeline contains="" approximately="" 10,000="" tons="" of="">

La croyance répandue mais erronée selon laquelle l’alliage de mo entraîne nécessairement un désavantage de coût peut être réfutée par une analyse coûts-avantages complète. En comparant un concept X70 microalloyé NbV souvent utilisé avec un concept nbmo à faible émission de carbone, le coût de l’alliage de cet acier est en effet plus cher. Cependant, le coût total pour faire la bande chaude basée sur NbMo est inférieur en raison d’une meilleure efficacité du processus et un coût de qualité inférieur. En outre, l’alliage NbMo peut être fabriqué sous le forme de X80. L’utilisation du X80 au lieu du X70 dans un projet nécessite moins d’acier et permet d’économiser des coûts importants (voir les figures 2 et 3), car les coûts matériels sont d’environ 30 % du coût total du projet de pipeline.

Figure 1. Résistance de traction par rapport à la teneur en molybdène pour les plaques roulées de 19 mm.

Figure 2. Structure des coûts de production pour le skelp de tuyau X70 et X80 (basé sur les prix moyens de ferroalloy de CY 2007).

Figure 3. Consommation d’acier en fonction du niveau de résistance d’un pipeline de 250 km de long et de 48'' de diamètre à pression d’exploitation fixe.

 

Mo en acier structurel

Les applications structurelles de plaque sont extrêmement diverses, mais la tendance pour tous est la résistance plus élevée à la lourde ou extra-lourde gage. Cette combinaison peut apporter même le dispositif de refroidissement le plus puissant à ses limites, et donc l’alliage Mo devient pertinent. Aujourd’hui, les grades avec jusqu’à 700 MPa force de rendement sont produites par le roulement thermomécanique à la gage lourd, remplaçant la route plus traditionnelle et coûteuse que n’est passer sur le tempérament. Selon la résistance et la résistance requises, différentes stratégies de refroidissement telles que le refroidissement accéléré (ACC), le refroidissement accéléré lourd (HACC) ou l’extinction directe avec auto-tempérage (DQST) doivent être appliquées. Dans ces aciers sophistiqués, Mo est combiné avec d’autres éléments d’alliage comme Cr et Ni, et des combinaisons de microalloyant de Nb, Ti et éventuellement B, afin de produire des microstructures ferritiques bainitiques ou aciculaires ayant une taille de grain extrêmement fine. L’acier à résistance plus élevée permet de fabriquer des composants structuraux à partir de plaques plus minces, ce qui permet d’économiser du matériel et de réduire les coûts de transport, de levage et de soudage.

L’acier HSLA structural conventionnel a une bonne résistance à la température ambiante, mais s’adoucit fortement lorsqu’il est exposé à une température élevée. Pour cette raison, ces alliages ne sont pas spécifiés pour des températures beaucoup plus élevées que la température ambiante. Cela peut être un problème lorsque la structure en acier d’un bâtiment est accidentellement soumise à la chaleur produite par un incendie. Si l’acier s’adoucit, la structure s’effondrera sous son propre poids. Par conséquent, l’acier résistant au feu doit résister à la déformation activée thermiquement (fluage) à des températures élevées allant d’environ 400 à 700 °C pendant une période allant jusqu’à plusieurs heures. Au Japon, un minimum de 2/3 de la résistance de rendement de la température ambiante spécifiée (RT) doit être conservé à 600 °C pour que l’acier soit considéré comme résistant au feu. Les aciers HSLA contenant des ajouts de Nb, Mo, V et/ou Ti présentent une résistance supérieure à des températures élevées par rapport aux aciers en carbone ordinaire. De ce nombre, les aciers alliés MoNb avec un contenu Mo jusqu’à 0,6 % se sont avérés être les plus performants. Mo renforce l’acier à la fois par le durcissement de solution solide de la ferrite et par des précipitations secondaires de Mo2Particules C. Nb fournit le raffinement des grains et les formes NbC précipite qui donnent une force supplémentaire. Au-dessus de cela, Mo inhibe la grossièreté des précipités NbC à température élevée en se séparant à l’interface de la matrice NbC.

 

Mo dans l’automobile chaude et froide bande roulée

Aucun autre secteur industriel n’a poursuivi la réduction de poids aussi énergique que l’industrie automobile. Cela a conduit à une innovation sans précédent de l’acier pour produire des alliages à haute résistance et une bonne formabilité à froid. Aujourd’hui, le corps d’une voiture de tourisme contient jusqu’à 80% d’acier à haute résistance, dont la majorité est traditionnelle (ferritique, ferritique-perditique ou bainitique) acier HSLA et une part croissante est l’acier multiphase. La résistance à la traction des grades établis varie jusqu’à 1500 MPa, avec des notes récentes atteignant 2000 MPa. Surtout dans les aciers automobiles où la force de rendement dépasse 700 MPa, l’alliage Mo a sa place. Tout comme dans le tuyau de canalisation hsla acier, Mo favorise la formation de microstructures bainitiques qui ont une plus grande résistance que les microstructures ferrite-pearlite. Ces aciers bainitiques sont particulièrement intéressants pour les pièces de renforcement structurale, les roues, les pièces de châssis et les cadres de camion. L’interaction synergique de Mo avec des éléments de microallouage comme Nb et Ti a également conduit au développement d’aciers ferritiques ultra-haute résistance. La force de ces aciers est acquise par un durcissement massif des précipitations. L’effet de Mo dans ces aciers est multiple:

  • Mo retarde les précipitations d’éléments de microallouage pendant le roulement thermomécanique

  • Mo retarde la recristallisation pendant le roulement à chaud par la traînée de soluté sur les limites de grain

  • Mo retarde la transformation de l’austérite à la ferrite, conduisant à une taille de grain plus fine

  • Mo empêche le grossissement (maturation d’Ostwald) des particules fines de NbC ou de TiC précipitées dans la ferrite (figure 4)

L’acier multiphase tel que le DP (double phase), le TRIP (Plasticité induite par la TRansformation) et l’acier CP (phase complexe) peuvent être produits soit directement à partir de la chaleur de roulement, soit en utilisant un traitement thermique supplémentaire, habituellement après le roulement à froid. Ce dernier est la voie habituellement utilisée pour approvisionner l’industrie automobile. L’effet principal de l’alliage Mo est de modifier les champs de phase dans le diagramme CCT qui définissent les fenêtres de traitement du taux de refroidissement de transformation, minimisant ainsi les variations de propriété dans le produit de bande finale.

En ce qui concerne l’acier à double phase laminé, le modèle de refroidissement sur la table de ruissellement doit permettre la formation d’une matrice de ferrite proéutectoid suffisante sans nucléation de pearlite avant que l’extinction finale ne transforme l’austenite enrichie en carbone restante en martresite. Ceci est généralement réalisé dans un processus de refroidissement en deux étapes. Mo a un effet prononcé sur le nez de pearlite, retardant très efficacement l’apparition de la formation de pearlite. Son effet de retard sur la réaction pro-eutectoide ferrite est beaucoup plus faible, augmentant ainsi de manière significative la fenêtre des taux de refroidissement autorisés et rendant un processus de production plus robuste.

Dans la bande laminée froide, la quantité de ferrite dans la microstructure multiphase est ajustée par l’anneaux intercritiques entre la température Ar1 et Ar3. La fraction d’austénite nouvellement formée s’enrichit en carbone pendant ce traitement, puis se transforme en martensite sous un taux de refroidissement suffisamment élevé dans une ligne d’anneling continue (CAL) ou une ligne galvanisante continue (CGL). L’alliage de mo réduit le taux de refroidissement critique requis pour produire une transformation entièrement martensitique. Par conséquent, les LGL qui ne sont pas spécifiquement conçus pour produire de l’acier DP peuvent encore être utilisés, ce qui permet au sidérurgiste de faire preuve d’une plus grande souplesse en termes de planification et de planification de la production.

L’acier TRIP n’est pas éteint en dessous de la température de départ du martrénite immédiatement après l’anélinisation intercritique, mais plutôt à une température intermédiaire pour former une bainite sans carbure. Après une période de retenue à cette température, la bainite sans carbure se transforme en austénite et ferrite bainitique conservées. Mo rend cette transformation bainite extrêmement lente. Pour des périodes de détention plus longues, un acier DP aidé par TRIP peut être obtenu. La réduction du temps de détention dans la région bainitique se traduit par l’acier DP, résultat d’une transformation préférentielle en martresite. Les ajouts de Mo peuvent aider à obtenir un contenu plus élevé de martresite et de contenu d’austénite retenu plus bas après le traitement. Cela augmente remarquablement la résistance à la traction sans trop détériorer la soudure en termes d’équivalent carbone.

Une microstructure en acier CP est réalisée lorsque le bainite sans carbure se décompose en plusieurs fractions telles que l’austenite conservée, le martresite et la ferrite bainitique. La fraction de martesite augmente la résistance de traction, la ferrite bainitique augmente la force de rendement élevée, et la fraction d’austénite retenue augmente l’allongement.

Figure 4. Effet anti-grossissement de l’addition de Mo sur les précipitattes de carbure de Ti/Nb dans la ferrite.

Échantillons typiques d’essai d’acier HSLA en alliage Mo montrant un excellent comportement de formation à froid (images du haut) et composants automobiles liés aux essais (images inférieures). En haut gauche : test de flexion multiple (« mouchoir ». Bas gauche : bras de suspension fortement déformé. Haut droit : test d’expansion de trou. Fond droit : roues formées.

Typical Mo-alloyed HSLA applications requiring good cold forming behaviour