La présente invention concerne la métallurgie, et plus précisément la fabrication de pièces volumiques en acier inoxydable à partir de tôles, et devant présenter des ajouts de matière localisés, déposés postérieurement à la mise en forme éventuelle des tôles, tels que des éléments de renforcement.

La fabrication de pièces en acier par un formage à chaud ou à froid (forgeage, moulage, estampage, emboutissage...) peut conduire à l'obtention de pièces de formes plus ou moins complexes. Il peut arriver, et on en verra des exemples dans la description qui suit, que ces pièces aient, après leur mise en forme, une géométrie qui leur font présenter des zones où leurs caractéristiques mécaniques seraient insuffisantes pour une application envisagée donnée. Elles auraient besoin, à cet effet, d'être renforcées par la présence localisée de surépaisseurs, ou de nervures, ou d'autres types de configurations de fonction similaire.

On pourrait envisager d'introduire de telles surépaisseurs ou éléments de renforcement lors de la mise en forme de la pièce elle-même, de sorte à réaliser celle-ci en un seul morceau. Cependant, cela n'est pas toujours possible pour des pièces de formes relativement complexes et de dimensions très précises, ou alors au prix de complications dans le processus de fabrication (multiplication des étapes de mise en forme, et/ou nécessité de procéder à un usinage final important pour obtenir la configuration et les cotes précises désirées) qui rendraient le coût de production insupportable pour des pièces de grande série.

Pourtant, il est hautement désirable de disposer de telles pièces qui ne sont renforcées que là où cela est nécessaire, car on peut ainsi leur conférer des épaisseurs relativement faibles sur la majeure partie de leur volume et réaliser ainsi des économies de matière, donc de coût et de poids, qui sont avantageuses, par exemple pour des pièces d'automobiles : éléments de structure, bras de suspension... Cela peut également permettre d'élargir les possibilités de choix du matériau principal de la pièce, en ce que compte tenu des configurations relativement simples de la pièce initiale (que l'on appellera « pièce support » dans la suite du texte) non encore renforcée localement que permettrait ce procédé, les propriétés mécaniques du matériau en utilisation seraient le critère principal de ce choix, et que l'aptitude du matériau à être mis en forme de façon complexe pourrait ne plus être un critère de choix impératif.

On a donc déjà imaginé de réaliser ces éléments de renforcement, ajoutés localement, par un dépôt direct de métal fondu sur une pièce support initialement mise en forme. Ce dépôt peut être effectué, typiquement et notamment, à l'aide d'un laser, d'un faisceau d'électrons ou d'un arc électrique, qui sont des procédés qui réalisent la fusion du matériau d'apport juste avant ou au moment de son contact avec le métal support. Celui-ci est initialement sous forme de poudre, de fil ou de ruban. Les figures 1 et 2 qui seront commentées ci-après montrent les principes généraux de deux tels procédés (jet de poudre fondu par laser et fil fondu par arc électrique). Ils s'apparentent, à certains points de vue, à la réalisation d'un soudage par un procédé avec apport de matière de par les mécanismes métallurgiques qui sont mis en jeu, notamment pour la solidarisation de la pièce support et de l'élément de renforcement, et, à d'autres points de vue, à une impression 3D, avec apport de matière métallique de par le fait que l'on vise à conférer aux éléments de renforcement des formes et dimensions précises.

Il est ainsi possible de ne conférer à la plus grande partie de la pièce support qu'une épaisseur minimale nécessaire, conjuguée à un procédé de fabrication aussi simple que possible (un emboutissage, par exemple). On ne complète qu'a posteriori cette pièce support par des éléments de renforcement rapportés, eux-mêmes formés par un procédé de dépôt relativement économique et dimensionnés pour ne conférer à la pièce support qu'un alourdissement minimal. Typiquement, l'addition d'éléments de renforcement sous forme de nervures ou, de façon générale, de raidisseurs, de l'ordre de 1 mm d'épaisseur est possible, ce que ne permettraient pas, ou pas aisément, des procédés de formage monobloc de la pièce finale tels que le forgeage ou le moulage.

Cependant, il faut savoir que comme tout procédé thermique, l'ajout de métal fondu sur la pièce support affecte thermiquement une portion de l'épaisseur de la pièce support au voisinage de sa surface, dans les zones de dépôt du métal fondu. Cette Zone Affectée Thermiquement (ZAT), comme cela se rencontre dans les procédés de soudage avec apport de matière, est modifiée de deux façons :

Il y a création d'une zone de diffusion du métal d'apport dans la pièce support (et réciproquement), et il faut maîtriser cette diffusion pour qu'elle n'ait pas de conséquences négatives sur les propriétés de la pièce finale ;

Dans et au voisinage de cette zone de diffusion, il y a une modification de la microstructure de la pièce support, qui peut elle aussi avoir des conséquences néfastes sur les propriétés de la pièce finale.

Précisément, dans le cas où on applique ce procédé d'ajout de métal fondu sur une pièce support en un acier à hautes caractéristiques mécaniques obtenues par une forte présence de martensite, on observe une dégradation significative de leurs caractéristiques mécaniques dans la ZAT, sous forme principalement d'une perte de dureté, due à un adoucissement de la microstructure. Cet adoucissement est lié à un grossissement du grain et/ou à une transformation métallurgique consistant en une transformation de la martensite de la pièce support en ferrite et carbures. On parle alors de réversion de la martensite. De plus il peut s'établir des contraintes résiduelles importantes dans la partie ayant subi le traitement, du fait des caractéristiques de dilatation différentes des diverses zones et matériaux qui sont en jeu.

Un problème de fragilité des éléments raidisseurs ainsi ajoutés se pose aussi fréquemment. Lorsque la pièce est sollicitée en flexion ou en torsion, ce sont les parties qui subissent les plus fortes contraintes. Une ténacité minimale pour le métal déposé est nécessaire, ce qui n'est pas toujours le cas avec les structures de solidification obtenues lors de l'utilisation des procédés par addition de métal fondu.

Le but de l'invention est de proposer un procédé de fabrication d'une pièce finale comportant une pièce support et des parties ajoutées au moyen d'un procédé d'addition de métal fondu, par exemple des éléments de renforcement, qui permette de supprimer ou au moins fortement limiter les risques de survenance des problèmes précédemment cités.

A cet effet l'invention a pour objet un procédé de fabrication d'une pièce d'acier finale comportant une pièce support et au moins une partie formée par un procédé d'addition d'un métal d'apport, sous forme de métal fondu, sur une portion de la surface de la pièce support, en formant une zone affectée thermiquement (ZAT) sur la pièce support et une zone fondue entre la ZAT et la partie formée par addition de métal fondu, caractérisé en ce que :

- la pièce support est en un acier au chrome à microstructure martensitique à 70- 100%, de préférence à 90-100%, à l'état trempée ou revenue, le restant de la microstructure étant composé de ferrite, d'austénite et de carbures et/ou carbonitrures, dont la composition, en pourcentages pondéraux, consiste en :

^* 0,01 %≤C≤ 1 .5% ;

* 0,01 %≤N≤0.2% ;

^* 0,2%≤ Mn≤ 1 ,2% ;

^* 0.2≤ Si≤ 1 ,2% ;

* traces≤ Al≤ 0,1 %

^* traces≤ S + P≤ 0,05% ;

^* 5,0%≤Cr≤ 16,5% ;

^* traces≤ Ni≤ 3,5% ;

^* traces≤ Mo + W≤ 2,0% ;

* traces≤ Cu≤ 3,0% ;

^* traces≤ Ti + Nb + Zr + V + Ta≤ 2% ; ^* traces≤ Co≤ 0,5% ;

^* traces≤ Sn + Pb≤ 0.04%

^* traces≤ B≤0.01 % ;

^* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ;

et répond aux conditions :

A= %Mn + %Ni + %Cu + 30 ^* (%C + %N) - 3 ^* (%Ti + %Nb)≥ 1 .5%

B= %Cr + %Mo + 5 ^* %V + %W + %Si + %AI≥ 9% ;

- en ce que la composition du métal d'apport avant son utilisation consiste en :

^* 0,01 %≤C≤ 0.1 % ;

* 0,01 %≤N≤0.2% ;

^* 0,2%≤ Mn≤ 2,0% ;

^* 0.2≤ Si≤ 1 ,2% ;

^* 15,0%≤Cr≤ 19,0% ;

^* 6,0%≤ Ni≤ 13,0% ;

* traces≤ Mo + W≤ 3,0% ;

^* traces≤ Cu≤ 3,0% ;

^* traces≤ Co≤ 0,5% ;

^* traces≤ B≤ 0,01 % ;

^* traces≤ S + P≤ 0,05% ;

* traces≤ Ti + Nb + Zr + V + Ta≤ 2% ; de préférence traces≤ Ti + Nb + Zr + V +

Ta≤ 1 ,0% ;

^* traces≤ Sn + Pb≤ 0.04% ;

^* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ;

- en ce que la dureté de la ZAT n'est pas inférieure de plus de 20% à celle des parties restantes de la pièce support, et que la teneur en martensite de la ZAT est supérieure ou égale à 70% ;

- et en ce que la zone fondue présente un taux de dilution (%Ni (métal fondu) - %Ni (métal support)) / (%Ni (métal d'apport) - %Ni (métal support)) de 50 à 95% en poids, de préférence de 75 à 85% en poids.

Le procédé d'addition de métal fondu peut consister en une addition de poudre métallique fondue au moyen d'un rayon laser ou d'un faisceau d'électrons.

Le procédé d'addition de métal fondu peut consister en une addition d'un métal fondu issu d'un fil dont la fusion est causée par l'établissement d'un arc électrique entre le fil et la pièce support, ou par un laser ou par un faisceau d'électrons.

L'invention a également pour objet une pièce d'acier finale caractérisée en ce qu'elle a été fabriquée par le procédé précédent, et en ce qu'au moins une des parties formées par un procédé d'addition de métal fondu est un élément de renforcement pour la pièce support.

Comme on l'aura compris, l'invention consiste à combiner la réalisation de la pièce support en un acier martensitique à teneur élevée en Cr (5,0-16,5% ; donc il ne s'agit pas forcément d'un acier inoxydable) et de composition déterminée, et la réalisation des parties ajoutées par addition de métal fondu à l'aide d'un métal consistant en un acier inoxydable de composition initiale (avant son utilisation sous forme de poudre, fil, ruban ou autre dans le procédé de l'invention) également bien déterminée, et qui est, de façon surprenante, très différente de celle du métal constituant la pièce support.

En effet, le métal fondu ajouté est ici, obligatoirement, un acier inoxydable à

15,0-19,0% de Cr, qui contient donc le plus souvent plus de Cr que le métal de la pièce support. Et il contient aussi entre 6,0 et 13,0% de Ni, donc toujours nettement plus que le métal de la pièce support.

Les teneurs en autres éléments que Cr et Ni que doivent avoir les deux aciers utilisés sont également bien définies.

L'invention repose donc avant tout sur un choix particulier du couple de matériaux utilisés, dont on verra en quoi il est avantageux dans le contexte de la fabrication d'une pièce finale par dépôt direct de métal fondu sur une pièce support..

L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit, donnée en référence aux figures annexées suivantes :

La figure 1 qui représente schématiquement le principe d'un procédé d'apport de métal fondu sous forme d'une poudre rendue liquide par un faisceau laser ;

La figure 2 qui représente schématiquement le principe d'un procédé d'apport de métal fondu sous forme d'un fil dont la fusion est réalisée par une torche de soudage ;

La figure 3 qui représente une bride de fixation d'un tube, pourvue de raidisseurs ménagés sur la partie circulaire de la bride et son collet par le procédé selon l'invention ;

La figure 4 qui montre en section transversale selon IV-IV un de ces raidisseurs et sa zone de contact avec la partie circulaire de la bride ;

La figure 5 qui montre les résultats de mesures de dureté Vickers HV1 (norme NF EN ISO 6507 2006, 1 désignant la charge en kgf) effectuées sur la section de la bride et d'un de ses raidisseurs ;

La figure 6 qui montre une micrographie de la zone de raccordement entre la bride et le raidisseur ; La figure 7 qui montre une micrographie d'une partie de cette même zone de raccordement, mettant en évidence la ZAT et la zone fondue ;

La figure 8 qui montre une micrographie de la zone de raccordement entre la bride et le raidisseur, sur laquelle sont reportées les résultats de mesures de dureté Vickers HV0,1 ;

La figure 9 qui montre une micrographie de la zone de raccordement entre la bride et le raidisseur, sur laquelle on a indiqué des points où on a effectué des mesures de dilution du matériau du raidisseur dans le matériau de la bride ;

La figure 10 qui représente un bras de suspension découpé et embouti, sur lequel ont été ajoutés des raidisseurs par le procédé selon l'invention.

La figure 1 représente de façon générale le principe d'une impression 3D sur une pièce support métallique 1 par apport de métal fondu, plus précisément par fusion d'une poudre métallique 2 au moyen d'un laser.

La pièce support 1 , c'est-à-dire la pièce initiale sur laquelle le dépôt doit avoir lieu, est fixe. On projette sur sa surface, par des moyens classiques non représentés, un jet de poudre métallique 2 qui est destinée à constituer le métal d'apport qui formera le dépôt 3 après sa solidification. La source d'alimentation de la poudre 2 est en défilement par rapport à la surface de la pièce support 1 , dans le plan de figure et de la gauche vers la droite dans l'exemple représenté. On projette également sur la surface de la pièce support 1 un rayon laser 4, lui aussi en défilement de façon à accompagner le défilement du jet de poudre 2, et à réaliser une fusion de la poudre 2 déposée sur le métal support dans la zone d'impact du rayon laser 4, de façon à former un puits liquide 5. Le laser provoque aussi une fusion partielle et très superficielle du métal 1 . Le puits liquide, en se solidifiant lorsqu'il n'est plus dans le champ du rayon laser 4 qui s'est déplacé, forme le dépôt 3 dont la composition correspond à celle de la poudre 2 ou en dérive étroitement. Ce point sera examiné en détail plus loin. Sous ce dépôt 3 se trouve, au voisinage de la surface de la pièce support 1 et sur une épaisseur de l'ordre de 300μηι, une Zone Affectée Thermiquement (ZAT) 6 dont la microstructure a été influencée par le contact avec le rayon laser 4 et le puits liquide 5, de façon comparable à ce qui se produit lors d'un soudage par apport de matière, avec une morphologie en couches successives également très proche, qualitativement, de ce qu'on observe lors d'un soudage par apport de matière.

La figure 2 représente de façon générale le principe d'une impression 3D sur une pièce support métallique 1 par apport de métal fondu au moyen d'un fil de soudure 7 ou analogue (ruban par exemple) qui est déroulé en direction de la pièce support 1 à travers une torche de soudage 8, qui est elle-même mise en défilement par rapport à la pièce support 1 dans le plan de figure et de la gauche vers la droite dans l'exemple représenté. Classiquement, une alimentation en courant électrique 9 est reliée d'une part à la pièce support et d'autre part au fil de soudure 7 par l'intermédiaire de la torche 8, dont l'espace intérieur 10 est alimenté par un gaz de protection s'écoulant en direction de la pièce support 1 . Il en résulte la formation d'un arc électrique entre l'extrémité du fil 7 et la pièce support 1 , de sorte que le fil de soudure se liquéfie à son extrémité inférieure 1 1 , et les gouttes de liquide se déposent, en couches superposées (correspondant aux gouttes de liquide se détachant du fil 7 sur la pièce support 1 pour former un puits liquide 12. Celui-ci se solidifie lorsqu'il sort du champ d'action de l'arc électrique et forme, comme dans l'exemple précédent, un dépôt 3 ayant essentiellement la composition du fil de soudure 7. Là encore, le voisinage de la surface de la pièce support 1 présente une ZAT 6 sous le dépôt 3.

En variante, il serait aussi possible d'assurer la fusion du fil de soudure 7, ou d'un ruban de même composition, par un rayon laser ou un faisceau d'électrons.

II est, bien entendu très souhaitable, voire indispensable, que toutes ces opérations soient automatisées au maximum, en particulier pour ce qui concerne la vitesse de défilement des outils en mouvement et le débit massique de leur alimentation en métal d'apport, poudre, fil, ruban ou autre, qui vont déterminer la forme que prendront les éléments de renforcement.

Sur les figures 1 et 2, on a représenté une couche de métal d'apport d'épaisseur constante, mais ce n'est bien sûr pas une généralité, comme on le verra sur d'autres figures.

Ces procédés d'ajout de métal sur une pièce support sont connus dans l'art antérieur, et ne sont exposés ici que pour rappel. En particulier, l'automatisation de des opérations est une pratique habituelle dans la mise en œuvre de ce type de procédés, et la présente invention l'utilise de façon semblable à ce qui est habituellement pratiqué.

D'autres procédés, par exemple faisant usage d'un faisceau d'électrons pour obtenir la fusion du métal d'apport, sont aussi connus à cet effet ou imaginables, et l'invention est indépendante, dans son principe, du choix précis du procédé utilisé.

L'invention repose sur un choix particulièrement avantageux du couple formé par les compositions de la pièce support 1 d'une part, et du métal d'apport d'autre part, que celui-ci soit initialement sous forme de poudre 2, de fil 7 de ruban ou autre.

Il doit être entendu que cette composition du métal d'apport, telle qu'on la définit dans l'invention, est celle qui existe avant son dépôt et sa fusion sur la pièce support 1 , et ne tient donc pas compte des modifications au moins locales que cette composition pourrait subir lors de l'opération, telles qu'une reprise d'oxygène, entraînant la formation d'inclusions oxydées et éventuellement une décarburation, et une reprise d'azote. Ces modifications peuvent se produire en particulier si l'opération n'a pas lieu dans une atmosphère parfaitement inerte vis-à-vis du métal liquide déposé.

Concernant le métal constituant la pièce support 1 , il doit avoir une forte proportion de martensite dans sa structure au moment de la mise en œuvre du procédé. Cette proportion est d'au moins 70%, et de préférence entre 90 et 100%. En effet, cette structure fortement, voire très majoritairement, martensitique, procure à la pièce support 1 des caractéristiques mécaniques élevées, qui font que l'essentiel de la pièce peut être réalisé en un matériau relativement mince, et que ce n'est que localement que son renforcement par des raidisseurs est nécessaire. Le reste de la microstructure, si celle-ci n'est pas 100% martensitique, se compose de ferrite, d'austénite et de carbures et/ou carbonitrures.

De plus, sa température Ms de début de transformation martensitique doit être inférieure ou égale à 500°C et l'augmentation de volume du métal de la pièce support 1 durant cette transformation, à une vitesse de 30°C/s ou davantage, doit être comprise entre 2 et 6%. Cette température Ms et le changement de volume associé sont peu sensibles à la vitesse de refroidissement jusqu'à 2°C/s et le métal 1 est donc qualifié d'autotrempant.

Cette caractéristique est originale en ce que de telles dilatations relativement élevées se produisant lors de la transformation martensitique sont loin d'être une généralité pour les aciers qui auraient été susceptibles d'être utilisés pour la réalisation d'une pièce à hautes caractéristiques mécaniques. Cette forte dilatation est rendue nécessaire, dans le cadre de l'invention, pour compenser la contraction que subira le puits liquide 5, 12 de métal d'apport lors de sa solidification, de façon à assurer la bonne continuité de la matière formant le dépôt 3. La température Ms et la variation de volume associée sont déterminées, de préférence, de façon expérimentale, par exemple par des mesures dilatométriques comme cela est bien connu et décrit dans le Précis de métallurgie de J.Barralis et G.Maeder, AFNOR Nathan ISBN 2-09-194017-8.

L'acier formant la pièce support 1 doit également présenter une forte résistance à l'adoucissement, se traduisant par une faible diffusion des éléments carburigènes et du carbone. Concrètement, la dureté de la ZAT 6 ne sera pas inférieure de plus de 20% à celle des parties restantes de la pièce support 1 qui n'ont pas été influencées par l'apport de métal fondu. On obtient ainsi une homogénéité satisfaisante des propriétés mécaniques, qui ne sont pas trop dégradées dans la ZAT 6 par rapport aux propriétés nominales de la pièce support 1 . La figure 3 représente une bride 13 de fixation d'un tube réalisée par le procédé selon l'invention. Elle se compose d'une tôle préformée par emboutissage pour lui conférer une forme générale circulaire 14, et est pourvue d'un collet 15 entourant un orifice central 16. La partie circulaire 14 et le collet 15 sont réalisés d'une seule pièce lors de la mise en forme.

Le collet 15 est, comme il est connu, renforcé par des raidisseurs 17 (dits aussi « éléments de renforcement ») approximativement en forme de triangle rectangle qui prennent appui sur la paroi externe du collet et sur la face supérieure de la partie circulaire 14 de la bride 13. Comme dans l'exemple représenté, les hypoténuses 18 des triangles rectangles formant les raidisseurs 17 peuvent avoir, en fait, une forme concave, présentant une courbure constante ou variable. Là encore, cette caractéristique est classique pour de telles brides 13 et ne relève pas en elle-même de l'invention.

A titre d'exemple non limitatif, la bride 13 a une épaisseur de 3 mm, sa partie circulaire 14 a un diamètre de 145 mm, l'orifice 16 a un diamètre extérieur de 62 mm, le collet 5 a une épaisseur de 15 mm, les raidisseurs 17 ont une longueur de 22 mm et une épaisseur de 0,7 à 1 mm, et le rayon de courbure de leurs hypoténuses est de 150 mm.

Sur la figure 4, on voit, en section transversale selon la ligne IV-IV de la figure 3, un des raidisseurs 17 et sa zone de contact avec la partie circulaire 14 de la bride 13. Suite à l'apport en métal fondu qui a conduit à la formation du raidisseur 17, on trouve sur ladite partie circulaire 14, en allant de la surface supérieure 19 où se trouve le raidisseur 17 à la surface inférieure 20 et au droit du raidisseur 17 :

Une « zone fondue » 21 qui résulte de la dilution d'une partie du métal fondu 5, 12 dans le métal 1 de la partie circulaire 14 de la bride 13, et présente donc en moyenne une composition intermédiaire entre celles de ces métaux ; - Une ZAT 6 dont la composition nominale est celle du métal de la pièce support, mais à l'intérieur de laquelle on peut éventuellement noter des changements localisés liés à la possible diffusion privilégiée de certains éléments à l'intérieur de la pièce support due à réchauffement subi lors du dépôt de métal fondu, voire, dans sa partie supérieure, à une diffusion résiduelle du métal fondu ; également, la structure métallurgique est modifiée plus ou moins sensiblement par rapport à ce qu'elle était avant le dépôt de métal fondu, du fait de réchauffement lié à ce dépôt ;

Et une zone 22 correspondant au restant de la partie circulaire 14 de la bride 13, qui n'a pas été sensiblement affectée thermiquement et chimiquement par l'opération de dépôt du métal fondu, et a conservé sa composition et sa structure métallurgique initiales. Les inventeurs ont trouvé que selon l'invention, l'acier de la pièce support 1 doit présenter la composition suivante, exprimée en pourcentages pondéraux, couplée à une microstructure au moins fortement martensitique (de 70 à 100% de martensite, mieux, de 90 à 100% de martensite) :

* 0,01 %≤C≤ 1 .5%

^* 0,01 %≤N≤0.2%

^* 0,2%≤ Mn≤ 1 ,2% ;

^* 0.2≤ Si≤ 1 ,2% ;

^* traces≤ Al≤ 0,1 %

* traces≤ S + P≤ 0,05% ;

^* 5,0%≤ Cr≤ 16,5% ;

^* traces≤ Ni≤ 3,5% ;

^* traces≤ Mo+W≤ 2,0% ;

^* traces≤ Cu ≤ 3,0% ;

* traces≤ Ti + Nb + Zr + V+Ta≤ 2% ;

^* traces≤ Co≤ 0,5% ;

^* traces≤ Sn + Pb≤0.04% ;

^* traces≤ B≤ 0.01 % ;

^* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration.

De plus, cette composition doit répondre aux deux relations A et B suivantes :

A= %Mn + %Ni + %Cu + 30 ^* (%C + %N) - 3 ^* (%Ti + %Nb)≥1.5%

B= %Cr + %Mo + 5 ^* %V + %W + %Si + %AI≥ 9%.

En effet, la satisfaction de la relation A est favorable à l'accomplissement de la transformation martensitique, et la satisfaction de la condition B, de par notamment l'influence de Si et Mo, est favorable à une bonne résistance à l'adoucissement.

La composition de l'acier martensitique utilisé pour le support 1 selon l'invention est justifiée comme suit.

Sa teneur en C est comprise entre 0,01 % et 1 ,5%.

La teneur minimale de 0,01 % est justifiée par la nécessité d'obtenir une austénitisation lorsque le métal est porté à une température au delà de 700°C et des propriétés mécaniques élevées pour la martensite. Au-dessus de 1 ,5%, la mise en œuvre par des procédés classiques serait limitée, et surtout la résilience du support deviendrait insuffisante.

Sa teneur en Mn est comprise entre 0,2 et 1 ,2%. Un minimum de 0,2% est requis pour obtenir l'austénitisation. Au-dessus de 1 ,2% des problèmes d'oxydation sont à craindre lors du dépôt s'il n'est pas effectué sous atmosphère neutre ou réductrice.

Sa teneur en Si est comprise entre 0.2% et 1 ,2%.

Si peut être utilisé comme désoxydant lors de l'élaboration, tout comme Al, auquel il peut s'ajouter ou se substituer. Une quantité minimale de 0,2% est nécessaire car le silicium est un élément limitant l'adoucissement du support 1 lors qu'il est affecté thermiquement. Au-delà de 1 ,2%, on considère qu'il favorise excessivement la formation de ferrite et rend donc plus difficile l'austénitisation et l'obtention d'un acier de structure majoritairement martensitique. En quantité supérieure à 1 ,2%, il fragilise aussi le support.

Sa teneur en S + P est comprise entre des traces et 0,05%, afin de garantir une faible contamination de la zone fondue 5, 12 et donc éviter une fragilité de la zone fondue 5, 12.

Sa teneur en Cr est comprise entre 5,0 et 16,5%. La teneur minimale de 5,0% se justifie pour assurer un caractère autotrempant pour le métal du support 1 . Une teneur supérieure à 16,5% rendrait difficile l'austénitisation et l'obtention d'une structure majoritairement martensitique.

Sa teneur en Ni est comprise entre des traces et 3,5%.

Un ajout de Ni n'est pas indispensable à l'invention. La présence de Ni dans la limite prescrite de 3,5% au maximum peut, cependant, être avantageuse pour favoriser l'austénitisation. Un dépassement de la limite de 3,5% conduirait cependant à une présence trop importante d'austénite résiduelle et à une présence insuffisante de martensite dans la microstructure après le refroidissement. Elle poserait aussi des problèmes de coût.

Sa teneur en Mo + W est comprise entre des traces et 2,0%.

La présence de Mo ou W n'est pas indispensable et Mo peut n'être présent que sous forme de traces résultant de l'élaboration. Cependant Mo limite l'adoucissement de la martensite de la ZAT lors du dépôt. Mo et W sont favorables à une bonne tenue à la corrosion. Au-dessus de 2,0%, l'austénitisation serait gênée et le coût de l'acier inutilement augmenté.

Sa teneur en Cu est comprise entre des traces et 3,0%, de préférence entre des traces et 0,5%.

Ces exigences sur Cu sont classiques pour ce type d'aciers. Dans la pratique, cela veut dire qu'un ajout de Cu n'est pas indispensable et que la présence de cet élément peut n'être due qu'aux matières premières utilisées. Une teneur supérieure à 0,5%, qui correspondrait à un ajout volontaire, peut cependant aider à l'austénitisation. Au delà de 3% des problèmes de fissuration dans la zone fondue peuvent survenir.

Sa teneur en Ti + Nb + Zr + V + Ta est comprise entre des traces et 2%.

Ti est un désoxydant, comme Al et Si, mais son coût et sa moindre efficacité que celle de Al, à quantité ajoutée égale, rend son emploi en général peu intéressant de ce point de vue. Il peut avoir un intérêt en ce que la formation de nitrures et carbonitrures de Ti peut limiter la croissance des grains et influer favorablement sur certaines propriétés mécaniques et la soudabilité. Toutefois, cette formation peut être un inconvénient dans le cas du procédé selon l'invention, car Ti tend à gêner l'austénitisation du fait de la formation de carbures, et les TiN dégradent la résilience. Une teneur maximale de 0,5% est donc à ne pas dépasser.

V et Zr sont aussi des éléments susceptibles de former des nitrures dégradant la résilience. Zr, comme Ti, gêne l'austénitisation et c'est aussi une raison pour limiter sa présence.

Nb et Ta sont des éléments importants pour l'obtention d'une bonne résilience, et

Ta améliore la résistance à la corrosion par piqûre. Mais comme ils peuvent gêner l'austénitisation, ils ne doivent pas être présents dans des quantités dépassant ce que l'on vient de prescrire.

La condition Ti + Nb + Zr + V + Ta comprise entre des traces et 2% est la résultante de toutes ces considérations.

Sa teneur en Al est comprise entre des traces et 0,1 %.

Al est utilisé comme désoxydant lors de l'élaboration. Il ne faut pas qu'après la désoxydation il en subsiste dans l'acier une quantité dépassant 0,1 %, car il y aurait un risque d'avoir des difficultés à obtenir la microstructure martensitique.

Sa teneur en Co est comprise entre des traces et 0,5%. Cet élément est, comme

Cu, susceptible d'aider à l'austénitisation. Mais il est inutile d'en mettre davantage que 0,5%, car l'austénitisation peut être assistée par des moyens moins coûteux.

Sa teneur en Sn + Pb est comprise entre des traces et 0,04%. Ces éléments ne sont pas désirés car ils sont néfastes pour la solidification de la zone fondue.

Sa teneur en B est comprise entre des traces et 0,01 %.

B n'est pas obligatoire, mais sa présence est avantageuse pour la trempabilité. Son addition au-dessus de 0,01 % n'apporte pas d'amélioration supplémentaire significative.

Sa teneur en N est comprise entre 0,01 % et 0,2%. C'est un élément qui aide à l'austénitisation à partir de 0,01 %, mais au-delà de 0,2 % il limiterait la trempabilité. Et, comme on l'a vu et pour les raisons qui ont été dites, les relations A et B doivent aussi être satisfaites.

La satisfaction des conditions sur Ms, la dilatation pendant la transformation martensitique et la dureté de la ZAT 6, dont on a vu qu'elles étaient des éléments importants pour la réussite du procédé selon l'invention, résultent automatiquement du couplage entre la composition et la microstructure telles qu'on les a définies.

Selon l'invention, la composition du métal d'apport 2, 7, appelé à constituer le métal fondu 5, 12 puis les dépôts 3 formant le ou les éléments de renforcement 17, doit répondre à la composition suivante :

* 0,01 %≤C≤ 0.1 % ;

^* 0,01 %≤N≤0.2%

^* 0,2%≤ Mn≤ 2,0% ;

^* 0.2≤ Si≤ 1 ,2% ;

^* 15,0%≤Cr≤ 19,0% ;

* 6,0%≤ Ni≤ 13,0% ;

^* traces≤ Mo +W≤ 3,0% ;

^* traces≤ Cu ≤ 3,0% ;

^* traces≤ Co≤ 0,5% ;

^* traces≤ B≤ 0,01 % ;

* traces≤ S + P≤ 0,05% ;

^* traces≤ Ti + Nb + Zr + V + Ta≤ 2% ; de préférence traces≤ Ti + Nb + Zr + V + Ta≤ 1 ,0% ;

^* traces≤ Sn + Pb≤ 0,04% ;

^* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration.

Comme on l'a dit, il s'agit de la composition du métal d'apport 2, 7 sous forme solide (fil, ruban...) ou pulvérulente avant sa fusion et son dépôt sur la pièce support 1 .

Il s'agit d'un acier inoxydable de structure au moins majoritairement austénitique. La condition préférée sur la somme Ti + Nb + Zr + V + Ta aide à garantir qu'on aura cette structure majoritairement austénitique.

Cette composition doit d'abord conduire l'élément de renforcement 17 à remplir correctement son rôle lors de l'utilisation de la pièce finale. Il doit, pour cela, présenter une bonne ductilité se traduisant par un allongement à la rupture d'au moins 15%, de préférence entre 30 et 40%, et une structure métallurgique fine composée essentiellement d'austénite (au moins 80%), le reste étant de la ferrite et/ou des carbonitrures, avec une taille des grains inférieure à 300 μηι, une bonne tenue à la fatigue supérieure à 200 MPa et une bonne résistance K1 c > 50 MPa.m ^1/2 à la propagation des fissures entre -40°C et +80°C (selon la norme ISO 12135).

Pour des utilisations à des températures plus hautes ou plus basses que ces limites, la composition que l'on vient de citer serait aussi convenable, mais il est préférable que la teneur en C soit comprise entre 0,01 et 0,05% pour les utilisations à basses températures, afin d'avoir une austénite stable et une bonne ductilité de la martensite d'écrouissage éventuellement présente. Pour les utilisations à hautes températures, on privilégie les teneurs en C de 0,04 à 0,1 % pour améliorer la tenue à chaud. Pour les hautes températures, on peut recommander l'acier AISI 321 et l'acier AISI 304H, et pour les basses températures l'acier AISI 316L, l'acier AISI 305 et l'acier AISI 304L, du moins les aciers relevant de ces classes de nuances et qui ont, de plus, leurs compositions précises dans les limites précédemment citées.

De plus, cette composition doit garantir, en conjonction avec le choix du métal support 1 , que la dilution du métal d'apport 2 ou 7 dans le métal support 1 puisse s'effectuer dans des conditions donnant accès aux résultats visés par l'invention, en combinaison avec la structure majoritairement austénitique (au moins 80%) de la zone fondue 21 , La composition selon l'invention répond à ces critères.

La zone fondue 21 , comme on l'a dit, est une zone où les deux métaux ont été soumis à un processus de dilution. Le métal d'apport 2 ou 7 doit y représenter de 50 à 95% en poids, de préférence 75 à 85% en poids.

Le taux de dilution est calculé par la formule suivante :

% Dilution = (%Ni (métal fondu 21 ) - %Ni (Métal support 1 ) ) / (%Ni (métal d'apport 2 ou 7) - %Ni (métal support 1 ))

Typiquement, cette zone fondue 21 s'étend sur une profondeur de 200 μηι environ au droit du raidisseur 17 dans l'exemple représenté.

Le choix de la composition du métal d'apport 2, 7 et du pourcentage de dilution de celui-ci dans le métal de la pièce support 1 , que l'on peut maîtriser notamment par les conditions dans lesquelles s'effectue le dépôt de métal fondu couplées aux caractéristiques particulières de l'installation utilisée et déterminer à l'aide de modèles et d'expériences simples, permet de garantir que la solidification s'effectue dans de bonnes conditions et avec un bon résultat, à savoir une microstructure majoritairement austénitique mais pouvant contenir de la ferrite et/ou de la martensite en moindre quantité (< 20%), donc résiliente, qui garantit que le raidisseur 17 (de manière générale, le dépôt 3) pourra être efficace et ne présentera pas une fragilité excessive au niveau de sa jonction avec la partie circulaire 14 de la bride 13 (et, de manière générale, avec la pièce support 1 ). On ne trouvera ainsi pas de gros grains ferritiques fragiles, pas de fissuration à chaud, pas de phase sigma, et la dureté au niveau de cette jonction est de fait inférieure ou égale à 350 HV1 . Sous cette zone fondue 21 , on trouve la ZAT 6 d'une profondeur de 300μηι dont on a parlé précédemment. Sa composition est nominalement celle de la pièce support 1 avec les réserves que l'on a dites sur une possible diffusion de certains éléments comme le carbone ou l'azote, qui peut entraîner de petites variations locales de composition. Sa dureté Hv1 est cependant généralement diminuée par rapport à la dureté Hv1 du restant de la pièce support 1 , d'un maximum de 20%, mieux d'un maximum de 10%. Ces limites se retrouveraient également si on utilisait d'autres méthodes de mesure de la dureté.

Cette moindre dureté de la ZAT 6 par rapport au restant de la pièce support 1 est due à réchauffement subi par la ZAT 6 lors du dépôt de métal fondu au contact du puits liquide 5, 12. Lorsque la température dans la ZAT 6 dépasse 800°C environ, une partie de la martensite peut se transformer en austénite, et on a donc un adoucissement de la microstructure. Il serait très préjudiciable aux propriétés mécaniques de la ZAT 6 que cet adoucissement persiste, et il faut donc que lors du refroidissement de la ZAT 6, une structure majoritairement martensitique soit restaurée (au moins 70% de martensite), ce pourcentage de martensite étant, de préférence, plus élevé dans la ZAT 6 que dans le restant de la pièce support 1 pour obtenir un état de contraintes résiduelles compressif relativement élevé dans la ZAT 6. Cela peut se faire si la température Ms de début de transformation martensitique du métal de la pièce support 1 est inférieure ou égale à 500°C et supérieure à 100°C. Le résultat est que la ZAT 6 présente effectivement un état de contraintes résiduelles compressif, ce qui est plus favorable aux propriétés mécaniques de l'ensemble bride 13-raidisseur 17.

Le choix d'une nuance austénitique pour constituer le ou les raidisseurs 17, en lien avec la nuance martensitique de la pièce support 1 , est motivé par la présence de la zone fondue 21 où a lieu une diffusion d'un métal dans l'autre. Le fait que l'apport d'un métal liquide se solidifiant en austénite soit réalisé sur un support solide à structure martensitique limite les possibilités de diffusion et garantit que la zone fondue 21 ne sera ni trop étendue, ni trop fragile.

Le procédé de formation des raidisseurs 17 (ou de tout autre forme d'éléments de renforcement) par dépôt de métal fondu permet généralement, de façon avantageuse, de laisser ces éléments de renforcement bruts de solidification, sans qu'une opération d'usinage ou de surfaçage ultérieure soit nécessaire. La bonne satisfaction de cette caractéristique dépend largement de la précision avec laquelle l'opération de dépôt est pilotée par les organes de commande. Mais les appareils connus de dépôt de métal fondu qui ont été décrits précédemment sont déjà tout à fait aptes à obtenir cette précision, et la mise en œuvre de l'invention ne pose pas davantage de problèmes que ceux déjà rencontrés et résolus par l'homme du métier dans l'art antérieur.

La figure 5 montre les résultats de mesures de dureté effectuées sur la section de la bride 13 et d'un raidisseur 17 des figures 3 et 4, telle qu'elle est représentée sur la figure 4. Les matériaux utilisés sont les suivants.

Pour la bride 13, la composition du métal est la suivante : Avec A = 3,958 et B = 12,923, le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration. La microstructure est 100% martensitique.

Pour le raidisseur 17, la composition du métal est la suivante, le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration :

Sa structure est austénitique à plus de 90%, typiquement 98%, le reste étant de la ferrite delta. La granulométrie de la poudre initiale est comprise entre 45 et 90 μηι.

Le procédé de formation du raidisseur 17 qui a été utilisé est le dépôt de poudre fondue par faisceau laser. Un laser YAG de 600 W avec une protection gazeuse par argon a été utilisé. La vitesse de dépôt est de 500 mm/min.

On a effectué des mesures de la dureté Hv1 à différents endroits, distants de 0.2 mm et répartis sur l'axe de la section longitudinale du raidisseur 17, sur la hauteur de la partie circulaire 14 de la bride 13 dans le prolongement de l'axe du raidisseur 17, et jusqu'à 2 mm sous la surface de la partie circulaire 14 de la bride 13 de part et d'autre du raidisseur 17, dont une dans la zone fondue 21 et trois dans la ZAT 6. On a aussi effectué des mesures sur l'épaisseur de la bride, au voisinage de sa périphérie. La figure 5 montre les lieux de mesure de la dureté Hv1 et les duretés qui y ont été mesurées. Il s'avère que le métal constituant la partie circulaire 14 de la bride 13 présente une dureté moyenne de 386 Hv1 . Cette dureté peut présenter une certaine dispersion, comme il est habituel. La dureté mesurée dans la ZAT 6 n'est qu'un peu en-dessous de cette moyenne.

Le métal constituant le raidisseur 17 présente une dureté relativement homogène, entre 158 et 192 Hv1 , la valeur la plus élevée étant mesurée vers la base du raidisseur.

La dureté mesurée dans la zone fondue 21 est de 208 Hv1 , donc un peu supérieure à la dureté du raidisseur 17, ce qui tend à confirmer que la zone fondue 21 résulte de la diffusion du métal d'apport dans le métal de la pièce support, et que la proportion du métal d'apport y est majoritaire, dans le cas présent même très majoritaire comme cela est préféré pour une bonne solidarisation du raidisseur 17 et de la partie circulaire 14 de la bride 13.

Les figures 6 et 7 (celle-ci étant une partie grossie de la figure 6) présentent une micrographie de la partie inférieure du raidisseur 17 et de sa zone de raccordement avec la partie circulaire 14 de la bride 13, après une attaque chimique.

On y distingue que le raidisseur 17 est composé d'une superposition de couches de métal initialement fondu, d'épaisseur de 300-400 μηι environ chacune, et qui s'interpénétrent sur environ 50% de leur épaisseur. Cette interpénétration forte garantit que le raidisseur 17 ne sera pas particulièrement sujet à une rupture au niveau d'une interface entre couches. A noter que dans le cas où on utiliserait non pas une formation du raidisseur 17 par dépôt de poudre fondue par laser, mais par un procédé d'apport de métal fondu par un fil 7 ou un ruban et une torche 8, on retrouverait une telle superposition de couches, mais sur une épaisseur pouvant être plus importante, de l'ordre de 1 mm.

On distingue également bien la zone fondue 21 et la ZAT 6 dont l'épaisseur est de 350 μηι environ et qui entoure la zone fondue 21 sur toute la périphérie de celle-ci, y compris jusqu'à la surface de la partie circulaire 14 de la bride 13.

La figure 8 est un autre agrandissement d'une portion de la figure 6, et montre les résultats de mesures de la dureté Hv 0,1 (et non de la dureté Hv1 comme sur la figure 5, comme les points de mesure sont, ici, plus rapprochés et que dans ce cas, conformément à la norme ISO 6705, on diminue la charge imposée), effectuées sur l'axe longitudinal du raidisseur 17 dans son extrême partie inférieure, et, dans le prolongement de cet axe, sur la zone fondue 21 , la ZAT 6 de la partie circulaire 14 de la bride 13 et une portion de la partie circulaire 14 de la bride 13 non affectée par la chaleur dégagée lors du dépôt du métal du raidisseur 17. Les points de mesure sont distants de 100 μηι. On observe des résultats qui, qualitativement, confirment ceux de la figure 5 en les affinant. On voit qu'à l'extrémité basse de la zone fondue, on a une dureté de 250 Hv0,1 , contre environ 200 Hv0,1 dans le raidisseur 17 et la partie haute de la zone fondue, suite à la dilution du métal d'apport dans la pièce support. Puis, lorsqu'on traverse 5 la ZAT où il n'y a pas eu de dilution significative du métal d'apport dans le métal de la bride 13, la dureté augmente progressivement, mais il s'avère que la dureté de la ZAT n'est pas inférieure de plus de 20% à la dureté la plus élevée mesurée dans la partie circulaire 14 de la bride 13, à des profondeurs situées hors de la ZAT.

La dilution des matériaux l'un dans l'autre a également été mesurée dans ce 0 même exemple de mise en œuvre de l'invention. La figure 6 montre les lieux où des analyses quantitatives de la composition chimique par microscopie électronique à balayage ont été effectuées. Les points dits « spectre 9, 10, 1 1 » sont situés sur le raidisseur 17 et sont représentatifs de sa composition nominale. Les points dits « spectre 15, 16, 17 sont situés dans la partie circulaire 14 de la bride 13, et dans une zone non 5 affectée chimiquement et thermiquement par l'addition de métal fondu, et ils sont représentatifs de la composition nominale de la bride 13. Les points dits « spectre 12, 13, 14 » sont situés à l'extrémité inférieure de la zone fondue 21 , et on peut en déduire la dilution des matériaux l'un dans l'autre en comparant les mesures qui y sont réalisées avec les compositions nominales de la bride 13 et du raidisseur 17 déterminées par les 0 autres mesures, en appliquant à cet effet la formule vue précédemment.

Les résultats de ces analyses sont reportés dans le tableau 1 suivant. On n'y a reporté que les teneurs en éléments principaux des éléments Cr, Ni et Mo pour apprécier la variation de la composition chimique dans les différentes zones du matériau de la bride 13 jusqu'au matériau du raidisseur 17.

5 La dilution du Ni telle que définie plus haut est prise comme référence du fait que la teneur en Ni est toujours franchement différente dans les deux métaux en jeu, est de 78%. Les dilutions des autres éléments ne sont d'ailleurs, en fait, pas très différentes de celle du Ni, qui apparaît donc comme tout à fait représentative du phénomène de dilution en général.

0

Raidisseur Zone fondue Bride

Spectre Spectre Spectre Moyenne Spectre Spectre Spectre Moyenne Spectre Spectre Spectre Moyenne Dilution 9 10 11 12 13 14 15 16 17

Cr% 16,77 1 ,54 17,90 17,40 16,94 17,09 15,71 16,58 11,65 11 ,23 11 ,66 11 ,51 86%

Ni% 12,34 12,72 13,64 12,90 10,21 10,08 10,32 10,20 0,11 0,56 0,60 0,42 78%

Mo% 2,55 2,67 2,37 2,53 1 ,88 2,13 1 ,96 1 ,99 0,14 0,62 traces 0,25 76% Tableau 1 : compositions du métal mesurées sur le raidisseur et la bride selon la figure 9, et dilution de la bride dans le raidisseur

On va à présent décrire un essai de référence, dans lequel on a utilisé pour c la partie circulaire 14 de la bride 13 un acier de la composition suivante, non conforme à l'invention : Le métal est de structure martensitique à 100% d'une dureté 475 HV1 mais ne respecte pas la condition B puisque A = 8,1 % et B = 0,5%.

Pour le raidisseur 17 : la composition et la structure de la poudre sont identiques et les conditions de dépôts similaires à ce qui a été décrit pour l'essai selon l'invention.

La dureté dans la ZAT 6 chute de 32% à 325Hv1 soit une chute supérieure au maximum de 20% qui est typique de l'invention, la microstructure n'est plus suffisamment martensitique (60%) et s'est adoucie par formation de bainite/ferrite/perlite. La transformation martensitique n'a pas compensé le retrait de la zone fondue. La zone fondue est majoritairement austénitique avec un peu de martensite et montre une dilution du Ni très proche de 80%, ce qui prouve que la condition d'une dilution du Ni de 50 à 95% n'est pas une condition suffisante pour l'obtention des bons résultats représentatifs de l'invention. La ZAT présente donc une résistance mécanique trop faible du fait d'une mise en compression insuffisante de la base du raidisseur 17. Par ailleurs, la martensite de la zone fondue est d'un type fragile car riche en C et il y a la possibilité d'une solidification en phase austénitique primaire de la zone fondue, d'où des risques de fissuration à chaud.

L'exemple de mise en œuvre de l'invention qui a été présenté, relatif à une bride de fixation d'un tube n'est qu'un exemple simple et non limitatif. La figure 10 représente un bras de suspension 22 fabriqué à partir d'une préforme découpée et emboutie 23, et auquel on a jouté des raidisseurs 24, 25, 26 (et d'autres non référencés sur la figure 10) par le procédé selon l'invention.

De manière générale, l'invention peut trouver une application dans le domaine de la fabrication de pièces de structure, notamment dans des véhicules terrestres et des aéronefs, du fait qu'il est facilement possible, grâce à elle, de réaliser des pièces de différentes propriétés de résistance et optimisées en poids à partir d'une même pièce support, rien qu'en modulant la morphologie des éléments de renforcement ajoutés par le procédé selon l'invention.