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" Objets à résistance thermique élevée et leur mode de production ".
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La présenta invention est relative à des objets, tels que pièces de moteurs et d'appareillages, fa- briqués au départ d'acier perlitique, qui, malgré une teneur relativement faible en substances autres que le fer, possède une grande résistance aux sollicita- tions mécaniques aux températures élevées, c'est-à-dire une forte résistance thermique, et à un procédé parti- culier d'obtention de tels objets.
Comme le concept de la "résistance thermique" est assez complexe, ainsi que l'ont révélé les essais pratiques pendant ces dernières années , on donnera ci-après une courte description de ce que le demandeur entend par "résistance thermique" . Les valeurs de résistance, obtenues lorsqu'on essaie des aciers à température ordinaire, ne peuvent être utilisées lors du calcul de constructions fonctionnant à des températu- res élevées* Les propriétés de résistance ou de solidité des aciers changent en effet considérablement à mesure que croît la température .
La différence essentielle en- tre les propriétés des aciers à température ambiante et à température plus élevée réside dans le fait que,dans ce dernier cas, (généralement à une température supérieu= re à 300'0*environ pour les aciers âu carbone et supé- rieure à 400 C environ pour les aciers alliés) une tension engendre, en plus d'une déformation élastique, un allongement permanent (plastique), qui augmente avec le temps . On exprime ce phénomène en disant que l'acier "flue" . Le fluage progresse d'abord à une vitesse de plus en plus petite,mais après un certain temps (dans certains cas 500 heures), il progresse à vitesse constan-
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te .
La tension, qui, pendant cette période où le fluage se développe à vitesse constante, engendre une vitesse de fluage d'une valeur déterminée, est habituelle ment appelée la limite de fluage .Après un certain temps, la vitesse de fluage augmente à nouveau et finalement il se produit une rupture .La tension qui produit une telle rupture (rupture au fluage), après un temps défini est ordinairement appelée la limite de rupture au fluage .Au lieu de la limite de fluage définie ci- dessus, on utilise, dans certains cas, une limite de fluage, qui est considérée comme la tension donnant lieu à une extension totale définie pendant une certaine pé- riode, c'est-à-dire que, dans ce cas, on tient compte de l'allongement aussi bien pendant son premier stade, où elle est variable, que pendant son second stade, où elle est constante .
La limite de fluage de même que la limite de ruptu- re au fluage dépendent, en ce qui concerne leur valeur, des conditions en présence, en ce qui concerne la vi- tesse de fluage permise et la vie que l'on désire voir conférer à la pièce sollicitée 'Ainsi, cette vitesse de fluage pourrait être de 0,00001 % par heure ou bien la limite de rupture pourrait correspondre à une vie de
10.000 heures. Ces conditions sont, dans chaque cas particulier, dépendantes des conditions de la construc- tion réalisée .
Une forte résistance thermique implique donc des valeurs élevées de la limite de fluage (définie selon l'une ou l'autre des deux manières susindiquées) de même que de la limite de rupture au fluage ' Suivant le type de construction en présence, on attache une plus grande importance à l'une desdites valeurs plutôt qu'à l'autre .
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Les aciers à forte résistance thermique sont né- cessaires pour les sonstructions ou objets exposés, en service, à des températures élevées, en particulier pour les objets qui sont soumis'. à des sollicitations à des températures élevées* Comme exemples de tels objets on peut mentionner les aubes, les palettes ou aubes fixes de guidage et les chambres de combustion pour turbines à gaz (y compris les turbines pour moteurs à réaction d'avions), de même que les pièces de fours et certains équipements utilisés dans la technique de la vapeur et dans l'industrie chimique A ces effets,
on utilise les aciers perlitiques faiblement alliés de même que les aciers austénitiques fortement alliés* Les aciers perlitiques se caractérisent par le -fait qu'ils ne possèdent une bonne résistance thermique qu'à des températures assez basses et par le fait que cette résistance diminue rapidement à mesure que croît la tem- pérature. En général, la résistance thermique des aciers perlitiques n'est bonne qu'à des températures inférieu- res à 500 C environ* Au-dessus de cette température, on doit, en règle générale, avoir recours aux aciers, austénitiques , qui, à cause de leurs haute teneur en éléments d'alliage souvent assez coûteux, sont considéra- blement plus coûteux que les aciers perlitiques.
Pour obtenir une bonne résistance thermique à température ambiante, onutilise ordinairement des aciers perlitiques , qui ont été soumis à un traitement de trempage . Ce trempage, signifie que.par un refroidisse-. trempage. Ce trempage, signille que, par un refroidisse- ment assez rapide de la température de l'austénite jus- qu'à la température ambiante, -traitement de trempage normal - on obtient une structure, consistant en marten- site, contenant souvent de la troostite, après quoi l'acier est recuit à une température relativement éle-
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vé. La structure de martensite-troostite recuite ainsiobtenue est relativement instable et s'est avérée d'une résistance thermique relativement faible.
Diverses méthodes ont été essayées, dans le passé, pour augmenter la résistance thermique d'aciers perli- tiques faiblement alliés. Certaines combinaisons d'al- liages ont été essayées, à savoir chrome-molybdène, chrome-molybdène-vanadium, etc.. , la quantité d'élé- ments d'alliage ayant en général, été limitée à 5-6 De plus, on a tenté d'obtenir une meilleure résistance thermique en apportant des modifications au traitement thermique.
Parmi les recherches les plus importantes, on peut citer celles de Holtmannet Scholz effectuées en 1941 (Mittelungen Kohle- und Eisenforschung - Vol.3 - section 1). Holtmann et Scholz ont essayé un certain nombre de combinaisons différentes d'alliages et ont ensuite présenté une formule pour calculer la combinai- son d'alliage la plus favorable . Ils ont constamment appliqué un procédé, donnant lieu à l'obtention d'une structure de martensite, exempte de ferrite . Les matières préparées par Holtemann et Scholz peuvent, toutefois, être utilisées jusqu'à 550 C au plus .
De plus, Bennek et Bandel (Stahl und Eisen 1943 - pages 653 - 659, 673-634 et 695-700) ont montré que dans certains types d'aciers perlitiques faiblement alliés, une structure bainitique donne une résistance thermique considérablement meilleure qu'une structure martensitique ou perlitique .
Grâce aux recherches antérieures, on est arrivé à produire des aciers à propriétés relativement bonnes jusqu% 500-550 C au plus.A des températures supérieu- res à ces valeurs, la résistance thermique décroît cependant très rapidement pour les aciers en question.
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Suivant la présente invention, il est apparu que des objets en acier perlitique faiblement allié possédant la composition indiquée ci-dessous, révèlent. après avoir été soumis à un traitement thermique spécial, une résistance thermique très élevée, même à des températures supérieures à 550 C, par exemple à 600-650 C et, dans certains cas, à des températures-considérablement plus élevées. Dans ce cas, on part d'un acier perlitique, contenant outre le fer avec ses impuretés habituelles, 0,6% au plus de carbone , 0'? ci au moins de silicium et au moins un autre élément d'alliage .
Cet élément doit être capable de former des plia sas avec une plus grande solubilité, à l'état solide dans la masse de base, à des températures supérieures aux températures de travail en question, et doit être ajouté en quantité plus grande que celle qui correspond à la solubilité à l'état solide à la tempéra- ture de travail. De plus, la teneur en silicium doit toujours être considérablement supérieure à la teneur en carbone et doit, lorsque cette teneur en carbone est augmentée, être elle-même augmentée dans une mesure supé- en rieure à l'augmentation de la teneur/carbone.
L'alliage doit, en outre, avoir été chauffé jusqu'à la température de formation d'austénite, soit jusqu'à 900 C au moins, et avoir été soumis à un refroidissement subséquent,de façon que l'austénite soit complètement ou tout au moins en partie transformée dans un intervalle de températures se trouvant au-dessus de la gamme de températures de gamme de formation de martensite, mais inférieure à la/températures de formation de perlite.
Il importe grandement que la teneur en silicium soit considérablement supérieure à la teneur en carbone et qu'une augmentation de la teneur en carbone s'accompa-
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gne d'une augmentât ion proportionnellement plus forte de la teneur en silicium . Ainsi, les aciers contenant entre 0,06 et 0,25 de carbone doivent, de préférence, posséder une teneur en silicium de 1 à 3 %. A la teneur la plus élevée en carbone suivant l'invention, soit à 0,6%, la teneur en silicium doit être d'au moins 3% clo 5%.
Comme éléments additionnels dans le sens de l'inven- tion, un ou plusieurs des éléments d'alliage, tels que le chrome, le molybdène, le vanadium, le tungstène, le titane, le tantale et le colombium, sont utilisés.
Parmi ces éléments, le chrome , le molybdène et le vanadium doivent être considérés comme éléments d'allia- ge principaux, tandis qu'un ou plusieurs des autres élé- ments, à savoir le tungstène, le titane, le tantale et le colombium peuvent être employas comme.'.produits d'addi- tion préférentiels, pour un acier contenant déjà un ou plusieurs des éléments d'alliage principaux. Les élé- ments additionnels sont employés à des teneurs comprises entre les limites suivantes : chrome : jusqu'à 6 %; molybdène : plus de 0,1 %; vana- dium : jusqu'à 3 %; tungstène : jusqu'à 3 %; titane : de 8 à 30 fois la teneur en carbone, et colombium et/ou tantale : jusqu'à 15 fois la teneur en carbone.
La présence d'aluminium dans l'acier, à des teneurs allant jusqu'à 0,7% ne s'est pas avérée préjudiciable.
Des teneurs en aluminium allant jusqu'à 0,5% ont même - apparu , dans certains cas en combinaison avec les autres substances, exercer une influence favorable . L'aluminium peut être introduit non intentionnellement dans l'acier, étant donné que cet élément se rencontre parfois avec les autres éléments d'alliage . Ainsi, le ferro-titane en particulier contient des quantités considérables d'aluminium.
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De plus, les propriétés de résistance à la chaleur peuvent être améliorées, par l'addition d'autres éléments limitée à solubilité/et variable à l'état solide, tels que le béryllium, le bore et le zirconium.
En ce qui concerne les éléments d'alliage mar- quant une tendance accentuée à l'obtention de ferrite, à savoir le silicium et le molybdène, on n'a pas indiqué de limites supérieures, étant donné que, pour des teneurs trop élevées en ces éléments, l'acier perd son/caractère perlitique . Les éléments d'alliage rendant l'acier
EMI8.1
austénibique, à savoir le manganèse, le nickel et le cobali exercent une action défavorable, lorsqu'ils sont em- ployés à des teneurs élevées .
Toutefois, on peut ajou- ter du manganèse , pour des raisons d'élaboration de l'acier, mais la teneur de celui-ci en manganèse doit être maintenue faible, de préférence inférieure à 0,8 %.
On donnera ci-après quelques exemples d'alliages partir desquels les objets suivant l'invention sont obtenus :
Exemple
C = 0,06 - 0,25 %
Si = 1 - 3
Cr = 0,2 - 2
EMI8.2
Mo = 0 , 7¯ - 1 "
V = 0,15 - 0,5 " Exemple' 2 .
C = 0,25 %
Si = 1 "
Mn =0,6 "
Cr = 1,2 Mo = 0,5 "
V=0,3 "
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Exemple 3.
= 0,06 - 0,25%
Si = 1 - 3 "
EMI9.1
Cr = 0,2 - bzz 99 Mo = 0,1 - 0,3 " V = 0,05 - 0,1 y
Nb et/ou Ta = 15 fois la teneur en C.
Exemple 4.
C = 0,06 - 0,25 %
Si = 1 - 3 "
Cr = 3 - 5 " Mo = 2 - 3 " V = 1- 3 " et éventuellement un ou plusieurs des éléments sui- vants :
Nb et/ou Ta 15 fois la teneur en C
Ti : entre 8-10 fois la teneur en C.
EMI9.2
W : jusqu'à '1,0 %
Comme on l'a déjà signalé l'alliage doit être soumis à un traitement thermique, comprenant un chauffage jusqu'à une température supérieure à 900 C et un re- froidissement subséquent, qui doit être effectué de façon que l'austénite soit complètement ou partielle- ment transformée dans l'intervalle de températures se trouvant au-dessus de l'intervalle de formation de martensité, mais en dessous de l'intervalle de forma- tion de.perlite . Le plus souvent, ce chauffage est poussé jusqu'à des températures , comprises entre 1000 et 1300 C. Ordinairement, après le chauffage et le refroidissement, susmentionnés,
l'alliage est réchauffé à une température égale ou supérieure à la température à laquelle il doit être utilisé. Ce ré- chauffage est, de préférence, poussé jusqu'à des tem-
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pératures comprises entre 600 et 750 C, tandis que la période de traitement peut être choisie entre 1/2 et 10 heures, selon la température, la composition et les dimensions de la matière.
Toutefois, le procéda peut être modifié de façon qu'après le premier chauffage, on effectue un refroi- dissement en plusieurs stades successifs, par exemple, de 1000-1100 C à 600-700 C dans un four à bain de sel, / puis de l'intervalle de températures mentionné en dernier lieu à la température ambiante dans de l'air, de l'eau ou de l'huile Toutefois, le réchauffage est, dans ce cas, effectué de la manière indiquée ci-dessus.
Ce traitement modifié convient particulièrement pour l'é- laboration de petites pièces, dont le travail est sen- siblement terminé, en sorte que la pièce traitée ne doit plus être soumise qu'à un traitement de finissage.
Quelques méthodes appropriées de traitement ther- mique d'aciers tels que spécifiés dans les exemples
1 à 4 sont données ci-après : Exemple Exemple 5.
Un acier de composition indiquée dans l'exemple 1 est chauffé entre 1020 et 1150 C, selon la composition et les dimensions de l'alliage. Après ce chauffage,l'a- cier est refroidi, dans l'eau, l'air ou l'huile jusqu'à température ambiante ou, au bain de sel, jus- qu'à 180-200 C. Enfin, cet acier est réchauffé jusqu'à
600-700 C pendant 1/2 à 10 heures.
Exemple 6.
Un acier de composition indiquée dans l'exemple
2, se présentant sous forme d'un bloc d'environ 30 mm de diamètre est chauffé jusqu'à 1080 C, refroidi à l'air, réchauffé à 650 C pendant 5 heures et finalement refroidi à l'air.
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Exemple 7.
Des aciers de composition indiquée dans l'exemple 3 peuvent être traités de la manière suivante . Après chauffage jusqu'à une température comprise entre 1250 et 1300 C pendant 20 minutes, on refroidit dans l'huile jusqu'à température ambiante et on réchauffe jusqu'à 630-680 C
Exemple 8.
Des aciers à teneurs en carbone, silicium, chrome, molybdène et vanadium indiquées dans l'exemple 4 sont chauffés jusqu'à 1150-1150 C pendant 20 minutes et re- froidis jusquà 750-400 C et de préférence jusquà 700 C, la période de traitement à 750-400 C étant de préférence de 4 à 8 heures* Puis, on refroidit lesdits aciers, dans l'huile, jusqu'à 20 C. Dans ce cas, aucun réchauffage particulier ne doit être exécuté.
Si, toutefois, l'alliage contient du colombium et/ou du tantale à raison d'au maximum 15 fois sa teneur en carbone et si la teneur en silicium de cet alliage est inférieure ou égale à 1,5 %, le traitement est, de préférence , exécuté de la manière suivante . On chauffe jusqu'à 1250-1300 C pendant 20 minutes On refroidit jusqu'à 1000-1100 C en maintenant cette température pen- dant 20 minutes . On refroidit ensuite, de la manière décrite, jusqu'à température ambiante. Finalement,on réchauffe jusqu'à 630-680 C. Lorsque l'alliage contient plus de 1,5 % de silicium, le traitement peut être modi- fié, en ce sens qu'un premier chauffage jusqu'à 1000- 1100 C suffit.
Des aciers, contenant tous les éléments d'alliages. indiqués dans l'exemple 4, sont chauffés jusqu'à 1080- 1300 C, puis refroidis d'abord jusqu'à 980-1150 C, jusqu'à ensuite 700-850 C (ce stade de refroidissement peut
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éventuellementêtre omis) et finalement jusqu'à tempé- rature ambiante, dans l'air, l'eau ou l'huile, ré- chauffés jusqu'à 700-780 C et finalement refroidis à l'air.
Comme dans tous les modes de traitement thermique, les périodes de chauffage et le mode de refroidisse- ment devront être adaptés aux objets à traiter selon les dimensions diverses de leurs parties, de façon à ob- tenir une structure dont les diverses parties présen- tent la résistance thermique la plus élevée.
Dans les tableaux suivants, on a indiqué des exemples d'améliorations obtenues grâce à la présente invention. Dans le tableau.2, on a indiqué la limite de rupture au fluage, après 300 heuresde maintien à 600 C d'un acier A, traité selon la présente invention, ainsi que de trois aciers B, C et D à faibles teneurs en éléments d'alliage . Les aciers B, C et D ont été traités selon la méthode courante, c'est-à-dire qu'on les a soumis, après traitement thermique à un recuit à une température inférieure à la température de con- version (A1) et, en tout cas, considérablement infé- rieure à 900 C. es aciers B, C et D constituent des exemples d'aciers utilisés à présent dans une grande mesure pour les pièces chauffées en service.
Tableau 1
Composition des aciers
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<tb> Acier <SEP> C <SEP> Si <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> V
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 0,18 <SEP> 1 <SEP> 1,4 <SEP> 0,8 <SEP> 0,5 <SEP> %
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 0,15 <SEP> 0,2 <SEP> 1 <SEP> 0,35 <SEP> "
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0,10 <SEP> 0,5 <SEP> 0,5
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 0,08 <SEP> 1,5 <SEP> 5 <SEP> 0,5 <SEP> "
<tb>
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Tableau 2 Limite de rupture au fluage - 300 heures
EMI13.1
<tb> Acier <SEP> 600 C
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 29 <SEP> kg/mm2
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 10 <SEP> - <SEP> "
<tb>
<tb>
<tb> C <SEP> 10 <SEP> - <SEP> "-
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 8- <SEP> "-
<tb>
Pour les mêmes aciers, une limite de fluage corres- pondant à un fluage total de 0,5 % en 300 heures à 600 C a été déterminée .
Les valeurs de cette limite sont consignées dans le tableau 3.
Tableau 3
Limite de fluage pour allongement total de 0,5 % en 300 heures.
Acier 600 C
EMI13.2
<tb> A <SEP> 27 <SEP> kg/mm <SEP> 2
<tb>
<tb> B <SEP> 7,0 <SEP> - <SEP> "C <SEP> 5,5 <SEP> - <SEP> "-
<tb>
<tb> D <SEP> 4,0 <SEP> - <SEP> "-
<tb>
Ces trois tableaux montrent clairement combien sont améliorées les propriétés de résistance thermique caractérisant les objets fabriqués à partir d'aciers, dont la composition et le traitement thermiques ont été combinés selon la présente invention.
L'acier A a également été essayé à 600 C, après avoir été soumis à un trempage normal, par refroidisse- a ment dans de l'huile à partir de 300 C, et un/recuit subséquent à 680 C. Cet acier a révélé, dans ce cas, une résistance thermique considérablement moindre que celle constatée après traitement selon l'invention. Ainsi, la limite de rupture pour un allongement de 0,5 % en 300
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heures de cet acier A n'était que de 11 kg/mm2, après traitement tel que spécifié ci-avant.
Pour faire ressortir l'inportance de la beneur en silicium de l'acier, en vue d'obtenir la haute résistan- ce thermique que confère le procédé suivant l'invention, on peut signaler qu'un acier contenant 0,15 % de C, 0,40 % de Si, 0,20 % de Mn, 2,0 % de Cr, 1,1 % de Mo et 0,0 % de V, a été soumis à un traitement thermique selon l'invention, de même qu'à un trempage ordinaire,
donnant lieu à l'obtention d'une structure martensitique pure* Des essaisde fluage à 600 C ont montré que le traitement mentionné en premier lieu n'a pas donné lieu à l'obtention d'une résistance thermique plus élevée que celle conférée par le traitement mentionné en der- nier lieu et que ces traitements donnent des valeurs considérablement inférieures à celles obtenues avec un acier à teneur en silicium plus élevée et à composition correspondant, par ailleurs, à celle indiquée par les limites analytiques de l'invention.
Il est évident que l'invention n'est pas limitée aux exemples ci-dessus et que diverses modifications peu- vent être apportées aux détails de ces exemples, sans sortir du cadre de l'invention- Ainsi, il n'est pas nécessaire d'effectuer un recuit jusqu'à la température, à laquelle les objets résistants à la chaleur doivent travailler, immédiatement après le refroidissement qui suit le premier chauffage jusqu'à une température supé- rieure à 900 C. En effet, ce recuit peut aussi bien s'effectuer plus tard, sans que soient influencées défavorablement les propriétés de résistance à la chaleur de l'alliage traité.
**ATTENTION** fin du champ DESC peut contenir debut de CLMS **.
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"Objects with high thermal resistance and their mode of production".
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The present invention relates to objects, such as parts of engines and equipment, manufactured from pearlitic steel, which, despite a relatively low content of substances other than iron, has a high resistance to stresses. mechanical properties at high temperatures, that is to say a high thermal resistance, and to a particular process for obtaining such objects.
As the concept of "thermal resistance" is quite complex, as practical tests in recent years have shown, a brief description will be given hereinafter of what Applicant means by "thermal resistance". The resistance values, obtained when testing steels at room temperature, cannot be used when calculating constructions operating at elevated temperatures * The resistance or solidity properties of steels change considerably as the temperature increases. temperature .
The essential difference between the properties of steels at room temperature and at higher temperature is that in the latter case (generally at a temperature above about 300 ° C for carbon and higher steels) - higher at approximately 400 C for alloy steels) a tension generates, in addition to an elastic deformation, a permanent elongation (plastic), which increases with time. We express this phenomenon by saying that steel "flows". Creep first progresses at a slower and slower rate, but after some time (in some cases 500 hours) it progresses at a constant rate.
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te.
The stress, which during this period when the creep is developing at a constant rate, produces a creep rate of a fixed value, is usually called the creep limit. After a certain time the creep speed increases again and finally a rupture occurs. The stress which produces such a rupture (creep rupture), after a defined time is usually called the creep rupture limit. Instead of the creep limit defined above, one uses, in in some cases a creep limit, which is considered to be the stress giving rise to a defined total extension during a certain period, i.e. in this case the elongation is taken into account as well during its first stage, where it is variable, than during its second stage, where it is constant.
The creep limit as well as the creep rupture limit depend, as regards their value, on the conditions present, as regards the permissible creep speed and the life that it is desired to confer. to the requested part 'Thus, this creep rate could be 0.00001% per hour or else the breaking limit could correspond to a life of
10,000 hours. These conditions are, in each particular case, dependent on the conditions of the construction carried out.
A high thermal resistance therefore implies high values of the creep limit (defined according to one or the other of the two aforementioned ways) as well as of the creep rupture limit 'Depending on the type of construction involved, greater importance to one of said values rather than the other.
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Steels with high thermal resistance are necessary for their structures or objects exposed, in service, to high temperatures, in particular for the objects which are subjected. to stresses at high temperatures * Examples of such objects include vanes, vanes or fixed guide vanes and combustion chambers for gas turbines (including turbines for aircraft jet engines), same as parts of furnaces and certain equipment used in steam technology and in the chemical industry.
low alloy pearlitic steels are used as well as highly alloyed austenitic steels * Pearlitic steels are characterized by the fact that they only have good thermal resistance at fairly low temperatures and by the fact that this resistance decreases rapidly as the temperature increases. In general, the thermal resistance of pearlitic steels is only good at temperatures below about 500 ° C. * Above this temperature, it is generally necessary to have recourse to austenitic steels which, at because of their high content of alloying elements which are often quite expensive, are considerably more expensive than pearlitic steels.
In order to obtain good thermal resistance at room temperature, pearlitic steels, which have been subjected to a quenching treatment, are ordinarily used. This soaking, signifies that. By cooling. soaking. This quenching means that, by a fairly rapid cooling of the temperature of the austenite down to room temperature, - normal quenching treatment - a structure is obtained, consisting of martenite, often containing troostite, after which the steel is annealed at a relatively high temperature.
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vé. The annealed martensite-troostite structure thus obtained is relatively unstable and has been found to have relatively low thermal resistance.
Various methods have been tried in the past to increase the thermal resistance of low alloy pearl steels. Certain combinations of alloys have been tried, namely chromium-molybdenum, chromium-molybdenum-vanadium, etc., the quantity of alloying elements having in general been limited to 5-6 In addition, attempts have been made to obtain better thermal resistance by making modifications to the heat treatment.
Among the most important research, we can cite that of Holtmannet Scholz carried out in 1941 (Mittelungen Kohle- und Eisenforschung - Vol.3 - section 1). Holtmann and Scholz tried a number of different alloy combinations and then presented a formula for calculating the most favorable alloy combination. They constantly applied a process, resulting in obtaining a martensite structure, free of ferrite. The materials prepared by Holtemann and Scholz can, however, be used up to 550 ° C at most.
In addition, Bennek and Bandel (Stahl und Eisen 1943 - pages 653 - 659, 673-634 and 695-700) have shown that in certain types of low-alloy pearlitic steels, a bainitic structure gives considerably better thermal resistance than martensitic or pearlitic structure.
Thanks to previous research, it has been possible to produce steels with relatively good properties up to 500-550 C at most. At temperatures above these values, however, the thermal resistance decreases very rapidly for the steels in question.
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According to the present invention, it appeared that low alloy pearlitic steel articles having the composition indicated below, reveal. after being subjected to special heat treatment, very high thermal resistance, even at temperatures above 550 C, for example 600-650 C, and in some cases at considerably higher temperatures. In this case, we start with a pearlitic steel, containing in addition to iron with its usual impurities, 0.6% at most carbon, 0 '? ci at least silicon and at least one other alloying element.
This element must be able to form plia airlocks with greater solubility, in the solid state in the base mass, at temperatures above the working temperatures in question, and must be added in an amount greater than that corresponding solubility in the solid state at working temperature. In addition, the silicon content should always be considerably higher than the carbon content and should, when this carbon content is increased, itself be increased to a greater extent than the increase in carbon content.
The alloy must, moreover, have been heated up to the temperature of formation of austenite, that is to say up to 900 C at least, and have been subjected to a subsequent cooling, so that the austenite is completely or all at least partially transformed over a temperature range above the temperature range of the martensite formation range, but below the perlite formation temperature.
It is of great importance that the silicon content is considerably higher than the carbon content and that an increase in the carbon content is accompanied.
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gne a proportionally greater increase in silicon content. Thus, steels containing between 0.06 and 0.25 carbon should preferably have a silicon content of 1 to 3%. At the highest carbon content according to the invention, ie 0.6%, the silicon content must be at least 3% or 5%.
As additional elements within the meaning of the invention, one or more of the alloying elements, such as chromium, molybdenum, vanadium, tungsten, titanium, tantalum and colombium are used.
Among these elements, chromium, molybdenum and vanadium should be considered as the main alloying elements, while one or more of the other elements, namely tungsten, titanium, tantalum and columbium can be employed as preferred adducts, for steel already containing one or more of the major alloying elements. The additional elements are used at contents between the following limits: chromium: up to 6%; molybdenum: more than 0.1%; vanadium: up to 3%; tungsten: up to 3%; titanium: from 8 to 30 times the carbon content, and columbium and / or tantalum: up to 15 times the carbon content.
The presence of aluminum in the steel, at contents up to 0.7%, has not been found to be detrimental.
Aluminum contents of up to 0.5% have even appeared, in some cases in combination with other substances, to exert a favorable influence. Aluminum can be introduced unintentionally into steel, as this element sometimes meets with other alloying elements. Thus, ferro-titanium in particular contains considerable amounts of aluminum.
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In addition, the heat resistance properties can be improved, by the addition of other elements limited to solubility / and variable in the solid state, such as beryllium, boron and zirconium.
As regards the alloying elements showing an accentuated tendency to obtain ferrite, namely silicon and molybdenum, no upper limits have been indicated, since, for excessively high contents of these elements, the steel loses its pearlitic character. Alloy elements making steel
EMI8.1
austenibic, namely manganese, nickel and cobali exert an unfavorable action, when they are used at high contents.
However, manganese can be added, for steelmaking reasons, but the manganese content thereof should be kept low, preferably less than 0.8%.
Some examples of alloys from which the objects according to the invention are obtained will be given below:
Example
C = 0.06 - 0.25%
If = 1 - 3
Cr = 0.2 - 2
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Mo = 0.7¯ - 1 "
V = 0.15 - 0.5 "Example '2.
C = 0.25%
If = 1 "
Mn = 0.6 "
Cr = 1.2 Mo = 0.5 "
V = 0.3 "
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Example 3.
= 0.06 - 0.25%
If = 1 - 3 "
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Cr = 0.2 - bzz 99 Mo = 0.1 - 0.3 "V = 0.05 - 0.1 y
Nb and / or Ta = 15 times the C.
Example 4.
C = 0.06 - 0.25%
If = 1 - 3 "
Cr = 3 - 5 "Mo = 2 - 3" V = 1 - 3 "and possibly one or more of the following elements:
Nb and / or Ta 15 times the C content
Ti: between 8-10 times the content of C.
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W: up to '1.0%
As already pointed out, the alloy must be subjected to a heat treatment, comprising heating to a temperature above 900 ° C. and subsequent cooling, which must be carried out so that the austenite is completely or partially transformed in the temperature range above the martensity formation range, but below the perlite formation range. Most often, this heating is carried to temperatures, between 1000 and 1300 C. Usually, after the heating and cooling, mentioned above,
the alloy is heated to a temperature equal to or greater than the temperature at which it is to be used. This reheating is preferably carried to high temperatures.
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peratures between 600 and 750 C, while the treatment period can be chosen between 1/2 and 10 hours, depending on the temperature, composition and dimensions of the material.
However, the procedure can be modified so that after the first heating, cooling is carried out in several successive stages, for example, from 1000-1100 C to 600-700 C in a salt bath oven, / then from the last-mentioned temperature range to room temperature in air, water or oil However, in this case the reheating is carried out as indicated above.
This modified treatment is particularly suitable for the preparation of small parts, the work of which is substantially finished, so that the treated part only needs to be subjected to a finishing treatment.
Some suitable methods of heat treatment of steels as specified in the examples
1 to 4 are given below: Example Example 5.
A steel of the composition indicated in Example 1 is heated to between 1020 and 1150 C, depending on the composition and the dimensions of the alloy. After this heating, the steel is cooled, in water, air or oil to room temperature or, in a salt bath, to 180-200 C. Finally, this steel is warmed up to
600-700 C for 1/2 to 10 hours.
Example 6.
A steel of composition shown in the example
2, in the form of a block of about 30 mm in diameter is heated to 1080 C, cooled in air, warmed to 650 C for 5 hours and finally cooled in air.
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Example 7.
Steels of composition indicated in Example 3 can be treated as follows. After heating to a temperature between 1250 and 1300 C for 20 minutes, cool in oil to room temperature and warm to 630-680 C
Example 8.
Steels with carbon, silicon, chromium, molybdenum and vanadium contents indicated in Example 4 are heated to 1150-1150 C for 20 minutes and cooled to 750-400 C and preferably up to 700 C, the period treatment at 750-400 C being preferably 4 to 8 hours * Then, said steels are cooled, in oil, to 20 C. In this case, no particular reheating must be carried out.
If, however, the alloy contains columbium and / or tantalum in an amount of at most 15 times its carbon content and if the silicon content of this alloy is less than or equal to 1.5%, the treatment is, preferably executed in the following manner. Heat to 1250-1300 C for 20 minutes Cool to 1000-1100 C maintaining this temperature for 20 minutes. It is then cooled, as described, to room temperature. Finally, it is heated to 630-680 C. When the alloy contains more than 1.5% silicon, the treatment can be modified, in the sense that a first heating up to 1000-1100 C is sufficient. .
Steels, containing all the alloying elements. shown in Example 4, are heated to 1080-1300 C, then cooled first to 980-1150 C, then to 700-850 C (this cooling stage can
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possibly omitted) and finally to room temperature, in air, water or oil, reheated to 700-780 C and finally cooled in air.
As in all heat treatment methods, the heating periods and the cooling mode must be adapted to the objects to be treated according to the various dimensions of their parts, so as to obtain a structure in which the various parts present. the highest thermal resistance.
In the following tables, examples of improvements obtained by the present invention have been indicated. In Table 2, the creep rupture limit is indicated, after 300 hours of maintenance at 600 C of a steel A, treated according to the present invention, as well as of three steels B, C and D with low element contents. of alloy. Steels B, C and D were treated according to the current method, i.e. they were subjected, after heat treatment to annealing at a temperature below the conversion temperature (A1) and , in any case, considerably lower than 900 C. Steels B, C and D are examples of steels now used to a large extent for heated parts in service.
Table 1
Composition of steels
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<tb> Steel <SEP> C <SEP> Si <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> V
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 0.18 <SEP> 1 <SEP> 1.4 <SEP> 0.8 <SEP> 0.5 <SEP>%
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 0.15 <SEP> 0.2 <SEP> 1 <SEP> 0.35 <SEP> "
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.10 <SEP> 0.5 <SEP> 0.5
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 0.08 <SEP> 1.5 <SEP> 5 <SEP> 0.5 <SEP> "
<tb>
<Desc / Clms Page number 13>
Table 2 Creep rupture limit - 300 hours
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<tb> Steel <SEP> 600 C
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 29 <SEP> kg / mm2
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 10 <SEP> - <SEP> "
<tb>
<tb>
<tb> C <SEP> 10 <SEP> - <SEP> "-
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 8- <SEP> "-
<tb>
For the same steels, a creep limit corresponding to a total creep of 0.5% in 300 hours at 600 C was determined.
The values of this limit are shown in Table 3.
Table 3
Creep limit for total elongation of 0.5% in 300 hours.
600 C steel
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<tb> A <SEP> 27 <SEP> kg / mm <SEP> 2
<tb>
<tb> B <SEP> 7.0 <SEP> - <SEP> "C <SEP> 5.5 <SEP> - <SEP>" -
<tb>
<tb> D <SEP> 4,0 <SEP> - <SEP> "-
<tb>
These three tables clearly show how much improved the thermal resistance properties characterizing articles made from steels, the composition and heat treatment of which have been combined according to the present invention.
Steel A was also tested at 600 C, after being subjected to normal quenching, cooling in oil from 300 C, and subsequent annealing at 680 C. This steel was found to be , in this case, a considerably lower thermal resistance than that observed after treatment according to the invention. Thus, the ultimate limit for an elongation of 0.5% in 300
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hours of this steel A was only 11 kg / mm2, after treatment as specified above.
To highlight the importance of the silicon beneur of the steel, in order to obtain the high thermal resistance conferred by the process according to the invention, it can be pointed out that a steel containing 0.15% of C , 0.40% Si, 0.20% Mn, 2.0% Cr, 1.1% Mo and 0.0% V, was subjected to a heat treatment according to the invention, likewise than with ordinary soaking,
giving rise to obtaining a pure martensitic structure * Creep tests at 600 C showed that the treatment mentioned in the first place did not give rise to obtaining a higher thermal resistance than that conferred by the treatment mentioned last and that these treatments give values considerably lower than those obtained with a steel with a higher silicon content and with a composition corresponding, moreover, to that indicated by the analytical limits of the invention.
It is obvious that the invention is not limited to the above examples and that various modifications can be made to the details of these examples, without departing from the scope of the invention. Thus, it is not necessary to '' carry out an annealing up to the temperature at which the heat-resistant objects must work, immediately after the cooling following the first heating up to a temperature above 900 C. In fact, this annealing can also take place later without adversely affecting the heat resistance properties of the alloy being treated.
** ATTENTION ** end of DESC field can contain start of CLMS **.