BE540263A - - Google Patents

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BE540263A
BE540263A BE540263DA BE540263A BE 540263 A BE540263 A BE 540263A BE 540263D A BE540263D A BE 540263DA BE 540263 A BE540263 A BE 540263A
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sep
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    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten

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  • Metallurgy (AREA)
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Description

       

   <Desc/Clms Page number 1> 
 



   La présente invention concerne des aciers et alliages terreurs, plus particulièrement des types d'alliages ferreux possédant, en étant d'é- quilibre, une structure ferritique, ferrito-perlitique ou perlitique. 



   Les alliages de ces types peuvent être classés en deux groupes dif- férents, d'une part, le groupe des alliages ferreux ayant une faible teneur de constituants autres que le fer (dits aciers à faible teneur) et, d'autre part, le groupe des alliages ferreux à haute teneur. Les éléments principaux du dernier groupe sont le chrome et/ou le molybdène. 



   A titre d'exemples d'aciers appartenant au premier groupe on peut énumérer les alliages suivants, très connus dans la technique. 
 EMI1.1 
 
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  C <SEP> Si <SEP> Mn <SEP> Cr <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> V <SEP> W <SEP> Ti <SEP> Nb <SEP> Al
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<tb> 0,01- <SEP> 0,1- <SEP> 0,1- <SEP> -
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<tb> 1,50 <SEP> 0,5 <SEP> 2,0 <SEP> -
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<tb> 0,01 <SEP> 1,0 <SEP> 0,2 <SEP> 0,1 <SEP> -
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<tb> 1,5 <SEP> 2,0 <SEP> 10,0 <SEP> -
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<tb> 0,05- <SEP> 0,3- <SEP> 0,3- <SEP> 1,25- <SEP> -
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<tb> 0,2 <SEP> 0,6 <SEP> 0,5 <SEP> 2,5 <SEP> -
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<tb> 0,05- <SEP> 1,0- <SEP> 0,2 <SEP> 4,00- <SEP> 0,2
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<tb> 0,25 <SEP> max <SEP> 8,00 <SEP> 1,0
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<tb> 0,15 <SEP> 0,2- <SEP> 0,3 <SEP> 5,0 <SEP> -
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<tb> 0,3 <SEP> -
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<tb> 0,06 <SEP> 0,3 <SEP> 0,

  3 <SEP> 3,0 <SEP> 0,5 <SEP> -
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<tb> L,15 <SEP> 0,3 <SEP> 0,3 <SEP> 5,0 <SEP> 0,5 <SEP> -
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<tb> 0,4 <SEP> 0,25 <SEP> 0,65 <SEP> 1,1 <SEP> 0,25 <SEP> -
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<tb> 0,6 <SEP> 1,2 <SEP> 0,5 <SEP> 6,0 <SEP> 0,5 <SEP> -
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<tb> 0,3- <SEP> 0,2- <SEP> 0,6- <SEP> 1,0- <SEP> 0,2- <SEP> 1,0-
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<tb> 
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<tb> 0,2 <SEP> 1,5 <SEP> 0,2 <SEP> 2,5 <SEP> 0,5 <SEP> 1,5
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,2 <SEP> 2,0 <SEP> 0,15 <SEP> 4 <SEP> 0,5 <SEP> 0,7 <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
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<tb> 0,07 <SEP> 0,31 <SEP> 0,59 <SEP> 0,60 <SEP> 0,53 <SEP> 0,14 <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,4 <SEP> 0,3 <SEP> 0,6 <SEP> 3,0 <SEP> 0,8 <SEP> 0,2 <SEP> -
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<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,25 <SEP> 0,56 <SEP> 0,41 <SEP> 1,60 <SEP> 0,42 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,3 <SEP> 0,7
<tb> 
<tb> 
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<tb> 0,25 <SEP> 0,5 <SEP> 0,

  45 <SEP> 5, <SEP> 0,5 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,7 <SEP> -
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<tb> 0,05- <SEP> 0,8- <SEP> 0,2- <SEP> 0,5 <SEP> 0,15-0,1- <SEP> 0,1 <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
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<tb> 0,15 <SEP> 1,8 <SEP> 0,5 <SEP> 2,2 <SEP> 0,85 <SEP> 0,75 <SEP> 0,8 <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,05 <SEP> 1,8- <SEP> 0,2 <SEP> 1,5 <SEP> 0,15-0,1- <SEP> 0,1- <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,25 <SEP> 2,9 <SEP> 0,5 <SEP> 3,8 <SEP> 1,00 <SEP> 0,9 <SEP> 1,0 <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,20- <SEP> 0,5- <SEP> 0,2 <SEP> 0,8 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,45 <SEP> 2,8 <SEP> 0,4 <SEP> 3,2 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
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<tb> 
<tb> 0,4- <SEP> 3,0- <SEP> - <SEP> 8,0- <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,5 <SEP> 3,5 <SEP> - <SEP> 9,

  0 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,9 <SEP> 0,35 <SEP> 1,15 <SEP> 0,50 <SEP> - <SEP> 0,1 <SEP> 0,5 <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,5 <SEP> 0,7 <SEP> 0,2 <SEP> 1,15 <SEP> - <SEP> 0,15 <SEP> 2,5 <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,15- <SEP> 0,8- <SEP> 0,2 <SEP> 0,8 <SEP> 0,05-0,05- <SEP> 0,5- <SEP> 0,3 <SEP> max.
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 



  0,3 <SEP> 2,2 <SEP> 3,0 <SEP> 2,2 <SEP> 3,0 <SEP> 2,0 <SEP> 1,7 <SEP> 1,5
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,1- <SEP> 0,1- <SEP> 0,3- <SEP> - <SEP> 0,45- <SEP> - <SEP> - <SEP> -
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<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,2 <SEP> 0,5 <SEP> 0,6 <SEP> - <SEP> 0,65 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
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<tb> 
<tb> 
<tb> 0,2- <SEP> 0,2- <SEP> 0,6- <SEP> - <SEP> 0,2- <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,5 <SEP> 0,35 <SEP> 1,0 <SEP> - <SEP> 0,3 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,01- <SEP> 0,1- <SEP> 0,1- <SEP> - <SEP> 0,1- <SEP> 0,1- <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1,4 <SEP> 3 <SEP> 1,0 <SEP> - <SEP> 6 <SEP> 6- <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,01 <SEP> 0,1 <SEP> 0,1 <SEP> 0,1 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1,5 <SEP> 2 <SEP> 2,0 <SEP> 10,0- <SEP> -
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 2> 

 
 EMI2.1 
 
<tb> 0,

  08- <SEP> 0,1- <SEP> 0,3- <SEP> 0,7 <SEP> 0,0 <SEP> 0,0- <SEP> 0,0- <SEP> 0,0-
<tb> 
<tb> 0,3 <SEP> 0,3 <SEP> 0,9 <SEP> 3,2 <SEP> 1,4 <SEP> 1,3 <SEP> 1,2 <SEP> 0,6
<tb> 
 
Pour le deuxième groupe ci-dessus.. mentionné, on peut citer les exemples suivants,eux-mêmes très connus dans la technique.:

   
 EMI2.2 
 
<tb> C <SEP> Si <SEP> Mn <SEP> Cr <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> V <SEP> W <SEP> Ti <SEP> Nb <SEP> Al
<tb> 
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<tb> @
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<tb> 0,12 <SEP> 0,5 <SEP> 0,5 <SEP> 11,5- <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,2-
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<tb> 13,5 <SEP> 1,0
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<tb> 
<tb> 0,18- <SEP> 0,25- <SEP> 0,3- <SEP> 13,0 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
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<tb> 
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<tb> 
<tb> 0,22 <SEP> 0,40 <SEP> 0,5 <SEP> 14,0 <SEP> - <SEP> -
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<tb> 0,35 <SEP> 1,0 <SEP> 1,0 <SEP> 23,00- <SEP> - <SEP> -
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<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 27,00 <SEP> - <SEP> -
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<tb> 0,2 <SEP> 0,3 <SEP> 0,35 <SEP> 12,8 <SEP> 0,4 <SEP> 0,8 <SEP> 0,4 <SEP> - <SEP> -
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<tb> 0,1 <SEP> 1,0 <SEP> 0,3 <SEP> 17,

  5 <SEP> - <SEP> - <SEP> -
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<tb> 
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<tb> 
<tb> 0,4 <SEP> 1 <SEP> 0,2 <SEP> 13- <SEP> 0,5 <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 
 
Les alliages énumérés possèdent un inconvénient qui est   commun   à tous. En effet, on ne peut, par aucun traitement thermique connu, obtenir les propriétés optima, surtout en ce qui   concerne &,   la résistance au flua- ge, sans déterminer en même temps, d'une part, un accroissement de la résis- tance à la déformation, c'est-à-dire obtenir une dureté si élevée qu'ils deviennent difficilement usinables, et, d'autre part, présenter une gragili- té accusée. 



   Pour cette raison, on s'est trouvé, dans la plupart des cas, dans l'obligation de se contenter d'une résistance beaucoup plus basse que la résistance au fluage maximum possible à obtenir. 



   Même si l'on abaisse la dureté (résistance à la déformation), par un traitement thermique convenable et bien choisi jusqu'à une valeur admis- sible, en se contentant d'une résistance au fluage en même temps diminuée, les alliages en question présentant tout de même une mauvaise aptitude (fra- gilité) aux sollicitations thermique et mécanique de longue durée. 



   La présente invention a pour but de remédier à ces inconvénients en modifiant la composition chimique des types d'alliages   considérés   sans qu'il en résulte d'autres inconvénients comme, par exemple, une résistan- ce décrue aux battitures ou, d'une façon générale, une résistance décrue à la corrosion. 



   Le   procédé,'objet   de l'invention, qui permet d'atteindre le but visé consiste fondamentalement à ajouter à tous les alliages, appartenant aux types indiqués ci-dessus à titre d'exemples, des éléments appartenant au groupe d'éléments qui ont la propriété de former ou de stabiliser la structure gamma, par exemple   Cu   et Co. La teneur de ces éléments peut aller jusqu'à 5%.

   Dans la majeure partie des cas, une teneur de 0,1% en élé- ments du groupe capable de former la structure gamma- comme par exemple   Cu     et/ou 06 -   est suffisante pour éviter totalement l'apparition de fragi- lité, surtout si l'alliage contient du   Ni.   Si le nickel est présent, on doit prendre garde à ce que sa   teneur' ne   dépasse   pas 5%   car des teneurs en Ni élevées diminuent la résistance aux battitures et à la corrosion dans les alliages en question qui ne possèdent pas une structure austénitique. En portant l'addition de Co et/ou de   Cu   jusqu'à 1,5%,on obtient, dans la plupart des cas, un bon résultat, même si Ni n'est pas présent.

   Des teneurs plus élevées de Co Cu et autres s'appliquent seulement dans des cas où on 

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 veut compenser la fragilité ou la dureté produite par d'autres mesures ou si l'on veut neutraliser l'influence défavorable que   présentent   des teneurs élevées en éléments du groupe qui forme ou stabilise la structure alpha. 



   Ainsi, qu'il résulte de ce qui précède, des additions très faibles de Co, et/ou de Cu abaissent effectivement la tendance à la fragilité et, dans pratiquement tous les cas examinés, une teneur comprise entre 0,1 et 
 EMI3.1 
 0,5% cl et/ou Co (Ni moins de 0,3%) a été suffisante. Une adjonction sup- plémentaire d'éléments stabilisant ou formant la structure alpha tels que Si, Cr, ¯'P, Ti, etc. nécessite l'augmentation des teneurs en Clo, Cu et éven- tuellement Ni pour compenser l'apparition de fragilité, Par des variations 
 EMI3.2 
 mutuelles, d'une part,des teneurs en ¯Co Çu et éventuellement Ni et, d'au- tre part, des teneurs d'éléments formant ou stabilisant la structure alpha, on dispose d'un moyen pour faire varier à volonté lescoefficients d'allon- gement et de striction ainsi que la dureté de la matière tenace, à la cha- leur . 



   Un autre facteur de variation des coefficients d'allongement 
 EMI3.3 
 et de strizction pour un alliage donné consiste à effectuer un traitement thermique, de manière à obtenir du bainite (structure intermédiaire) dans la structure de base, ainsi que le montre la demande de brevet suédois n    7489/1948   relative à la transformation des aciers de la présente invention-dans le domaine de la structure intermédiaire ou du bainite. On peut également supprimer la fragilité déterminée par la transformation dans le domaine du bainite par une addition de Cu et/ou Co, éventuellement ac- compagnée de Ni. 



   Les exemples suivants sont donnés pour montrer plus précisément l'influence de la composition chimique sur les propriétés des aciers confor- mes à la présente invention lors de traitements thermiques. 



  EXEMPLE I. 



   Composition chimique de   l'acier :   
 EMI3.4 
 C 0,18%; Mn 0,26%; Si 1,2%; Cr 1,8%; Mo 0, ' ,, V 0, 5. 



   Après un traitement thermique approprié, selon la demande de bre- vet suédois n  7489/1948. pour l'application de l'acier à la température ambiante et à des températures élevées, l'acier présentait les propriétés mécaniques suivantes : A 20 C . - 
 EMI3.5 
 à- 13 ... 130 kg par mm2 (charge de rupture) c- 0,2 = 110 kg par mm2 ( limite élastique) 
HB   = 360   (dureté) 
Rupture fragile. 



  Essais de fluage avec rupture, à   600 C   et sous une charge de 28   kg/mm2,   pour le même acier : 
 EMI3.6 
 Rupture après environ 300 heures; fragile, avec allongement de 1% et stric- tion de   3%.   



  (On entend dans la présente demande, par   "striction"   la contraction mesurée sur la section et non sur le diamètre). 
 EMI3.7 
 Après une addition de 0,15% de Geo ou Ou ou de Co + Cu= 0,15%, l'acier présentait les propriétés suivantes : 
 EMI3.8 
 A 20 C.-   @ B   = 110 kg par mm2 (charge de rupture) 
 EMI3.9 
 ,- 0,2 = 92 kg par mm2 (limite élastique) 

 <Desc/Clms Page number 4> 

 
HB   = 300   (dureté) avec un plus grand allongement à la rupture. 



  Essais de fluage avec rupture, à 600 C et sous une charge de 28 kg/mm2 : Rupture après 500 heures : rupture   ductile rallongement   de rupture de 5% et striction de 12%. 



   Après une addition supplémentaire de Co, Cu et Ni de manière à ce que l'alliage contiennent : 0,15% Cu + 015% Co + 0,15% Ni on a obtenu les valeurs suivantes : A 20 C.- 
9 B= 85 kg par mm2 (charge de rupture) 
0,2 = 76 kg par mm2 (limite élastique) 
HB 250 (Dureté) avec une rupture ductile. 



  Essais de fluage avec rupture, à 600 C et sous   une-charge   de 28 kg par mm2 : Rupture après 650 heures : rupture ductile, allongement de 15% et striction de 60%. 



   - Des additions supplémentaires de Co + Ou déterminent donc une augmentation de l'allongement et de la striction en même temps qu'une di- minution de la résistance au fluage et de la dureté. 



   La résistance aux battitures dans tous-les cas cités ci-dessus était de   100%.   



    EXEMPLE   II.- composition chimique del'acier C Si Mn Cr   Mo   W V Ti Co Cu (Ni) 0,2 1,0 0,2 1,8 0,70 0,55 0,35 0,4 0 a) traitement thermique.- 
Chauffage à   1060 C,   maintenu à cette température pendant 45 minu- tes et suivi d'un refroidissement à l'air et d'un revenu à   650 C   pendant 2 heures et refroidissement à l'air. 



  Dureté : HB = 400 Essais de fluage : à 600 C, sous une charge de 28   kg/mm2   Rupture après 195 heures : 
Allongement = 0,7% 
Striction = 2,0% b) Après une addition de 0,35% de Ni Essais de fluage : à 600 C et sous une charge de 28 kg/mm2 Dureté : HB = 340 Rupture après 410 heures, assez fragile. 



   Allongement = 3% 
Striction = 12% 

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 c) avec une addition de   0,16%   Cu, 0,18% Co et   0,15%     Ni   et sous les mêmes conditions   d'essais :   
Dureté : HB = 260 
Essais de fluage : 
Rupture après 550 heures : ductile, 
Allongement =   13,5%   
Striction = 65%   EXEMPLE   III.- 
Composition chimique : 
C Si Mn Cr Mo W V 0,25 0,25 0,35 3,20 0,6 1,6 0,6 Traitement :   1060 C,   maintenu à cette température pendant 30 minutes, refroidissement isotherme + revenu à 675 C pendant 2 heures et refroidis- sement à l'air. 



  Dureté : HB = 320 Essais de fluage : 
A 600 C et sous une charge de 28 kg/mm2. 



  Rupture après 300 heures sans allongement et striction, c'est-à-dire : Allongemet = 0% Striction 0% Après une addition de 0,2% de Co et   0,15%   de Ni et après le même traitement : Essais de fluage sous les mêmes conditions : Rupture après 400 heures : Allongement = 18 % striction 50% 
Comme il a déjà été dit la fragilité des aciers ayant une struc- ture bainitique peut être neutralisée plus exactement compensée par une addition de Cu et   Co   et par des teneurs limitées en   Ni.   Inversément, on peut appliquer la structure bainitique pour réduire l'allongement si l'ad- dition d'éléments qui abaissent la fragilité est trop forte.

   Cela ne sigui- fie pas que l'on puisse contrebalancer la fragilité uniquement en modifiant le traitement thermique, c'est-à-dire en développant une quantité donnée de bainite dans la structure en conservant la qualité de la résistance au fluage, sans que des tenerus nécessaires de   Co Cu   ét éventuellement de Ni soient présentes. Il est nécessaire que l'un au moins de ces éléments soit présent dans la composition de l'acier pour obtenir l'effet désiré, c'est- à-dire la neutralisation de la fragilité. 



   On peut dire que la fragilité des aciers perlitiques ou ferriti- ques résistant à la chaleur est due à ses précipitations dans le réseau cristallin. Pour cette raison, on peut supposer, au moins comme hypothèse de travail, que la réaction contre la fragilité obtenue par de faibles ad- ditions de Co, Cu et éventuellement de Ni, selon l'invention, résulte de la suppression de la précipitation aux températures élevées.

   Aux endroits de précipitation, il se produit une augmentation de la résistance à la déformation ou une augmentation de la dureté ou, autrement dit, le réseau présente un état': de tensions internes élastiques de la même sorte que celui connu dans les alliages légers qui contiennent du Cu (comme par exemple le 

 <Desc/Clms Page number 6> 

   DUALUMIN).   L'inventeur est parvenu à démonter l'existence de ce phénomène aussi dans les aciers austénitiques, selon la demande de brevet suédois n  4953/49 . Le phénomène appelé en   Allemagne   "Aushârtung", en Suède "Aterställber aldring" et en France "durcissement Structural" est considéré comme une sorte de vieillissement qui se caractérise de la manière suivante,. 



  Après le premier traitement ordinaire, c'est-à-dire après le chauffage à une température élevée suivie d'un refroidissement dans le cas présent un refroidissement relativement lent ou en paliers avec une transformation isotherme - on obtient une résistance à la déformation très faible (une dureté très petite). Par un revenu, on peut l'augmenter jusqu'aux valeurs désirées. En ce qui concerne les aciers perlitiques ou ferrito-perlitiques, il est bien difficile d'observer cet effet, parce que il est dissimulé dans les phénomènes dus à la transformation de l'austénite. Mais dans les aciers ferritiques, on peut l'observer et l'étudier sans difficulté car il n'y a pas de transformation de l'austénite. 



   Si l'on part d'aciers   erlitiques   ou   ferrito-perlitiques   et si l"on ajoute à la composition de ces aciers des éléments qui forment ou sta- bilisent la structure alpha, particulièrement Si et   Ti     ou Va,   Ta, Nb,   W   et   Mo   en proportions telles que la structure devient en majeure   parie  ou to- talement ferritique, le phénomène de l'état de tensions élastiques internes apparaît d'une manière claire, comme le montre l'exemple suivant : 
Un acier ayant la composition chimique suivante :

   C Si Mn Cr Mo   W   V T Al 0,18 1,8 0,35 1,7 0,72 0,50 0,5 2,1 0,72 ne présente aucune; augmentation de -la dureté après application de tous les traitements thermiques possibles,'comme par exemple après un chauffage en- tre 840 et 1260 C et des refroidissements à toutes les vitesses possibles ou par paliers,, ou avec une transformation isotherme, et pas davantage après revenu. 



  Dureté obtenue : HB = 160 - 180 Si l'on ajoute seulement 0,4% de   Co   +   Ou   (+Ni) la dureté varie selon le tableau suivant : 
 EMI6.1 
 
<tb> Temps <SEP> de <SEP> chauffage <SEP> Refroidissement <SEP> HB <SEP> Revenu <SEP> HB
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 940  <SEP> Refroidissement <SEP> rapide <SEP> 200 <SEP> à <SEP> 650 C <SEP> pendant <SEP> 280
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 980  <SEP> arrêt <SEP> à <SEP> 500 C <SEP> avec <SEP> 195 <SEP> 2 <SEP> heures <SEP> + <SEP> 370
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1020  <SEP> maintient <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> 190 <SEP> refroidisse <SEP> 335
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1060  <SEP> heures,

  refroidissement <SEP> 190 <SEP> ment <SEP> à <SEP> l'air <SEP> 245
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1100  <SEP> à <SEP> l'air <SEP> jusqu'à <SEP> la <SEP> tem- <SEP> 190 <SEP> 205
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1130  <SEP> pérature <SEP> ambiante <SEP> 190 <SEP> 220
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1160  <SEP> 190 <SEP> 230
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1200  <SEP> 185 <SEP> 240
<tb> 
 
De ce tableau , il ressort que l'acier possède, à l'état refroidi, une résistance à la déformation qui permet tous les travaux d'usinage possi- bles et ce n'est qu'après le revenu (qui peut naturellement avoir lieu pen- dant l'usage) que les propriétés mécaniques sont changées. Les valeurs obte- nues correspondent aux valeurs des aciers perlitiques ou ferrito-perlitiques après un traitement thermique ordinaire.

   (Les aciers perlitiques possedent la dureté la plus faible après recuit ou revenu). Il est frappant de cons- tater que les propriétés les plus favorables sont obtenues après un chauffa- ge à des températures relativement basses (980 C) En outre, il apparaît, après un chauffage plus élevé, une nouvelle augmentation de la dureté qui 

 <Desc/Clms Page number 7> 

 doit être due à une dissolution et à une précipitation de carbures diffici- lement solubles et présent,dans l'acier. 



   Pour les alliages conformes à l'invention, il existe la possibili- té de développer à volonté les valeurs maxima de la résistance à la défor- mation en faisant varier la température et la durée du revenu. 



   L'acier qui a donné les résultats présentés dans le tableau précé- dent peut atteindre la valeur maximum de la dureté ,soit : 370 HB en fai- sant varier les facteurs du revenu comme suit : 
Températures Temps 
550 C environ 200 h 
600 " 50 h   650   " 3 h 
700 "   40   minutes 
750 " 5 minutes 
Les aciers ferritiques conformes à l'invention présentent les avan- tages suivants : 
1) La fabrication métallurgique est sans difficulté . 



  2) Le traitement thermique est sans difficulté. 



  3) L'usinage est possible de toutes lesmanières, avant le revenu. 



  4) Par une variation de la composition chimique, on possède la possibilité de modifier les tensions internes du réseau, en partant de valeurs de la résistance à la déformation très basses jusqu'aux plus hautes valeurs pos- sibles. Il est ainsi possible d'appliquer ces aciers à tous les buts de la construction, soit à la température ambiante soit aux températures élevées. 



  La haute résistance à l'attaque chimique et celle aux actions   chilico-méca-   niques(corrosion, érosion et cavitation) permettent leur application à des constructions exposées aux attaques chimiques ou chimico-mécaniques. 



  5) Un acier qui possède une structure alpha (ferrite) due à des éléments qui donnent la structure alpha, sans formation de carbures, et qui ne pren- nent pas part à la formation d'autres carbures (comme par exemple Si), un tel acier supporte de grandes tensions. Un tel acier est avantageusement ap- plicable à des constructions qui sont soumises à de fortes charges. 



  6) Pas de fragilité, pas de fragilité au choc, en particulier.



   <Desc / Clms Page number 1>
 



   The present invention relates to earth steels and alloys, more particularly to types of ferrous alloys having, when in equilibrium, a ferritic, ferrito-pearlitic or pearlitic structure.



   Alloys of these types can be classified into two different groups, on the one hand, the group of ferrous alloys having a low content of constituents other than iron (so-called low-grade steels) and, on the other hand, the group of high-grade ferrous alloys. The main elements of the last group are chromium and / or molybdenum.



   As examples of steels belonging to the first group, the following alloys, which are well known in the art, can be listed.
 EMI1.1
 
<tb>



  C <SEP> Si <SEP> Mn <SEP> Cr <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> V <SEP> W <SEP> Ti <SEP> Nb <SEP> Al
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>%
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.01- <SEP> 0.1- <SEP> 0.1- <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1.50 <SEP> 0.5 <SEP> 2.0 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.01 <SEP> 1.0 <SEP> 0.2 <SEP> 0.1 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1.5 <SEP> 2.0 <SEP> 10.0 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.05- <SEP> 0.3- <SEP> 0.3- <SEP> 1.25- <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.2 <SEP> 0.6 <SEP> 0.5 <SEP> 2.5 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.05- <SEP> 1.0- <SEP> 0.2 <SEP> 4.00- <SEP> 0.2
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.25 <SEP> max <SEP> 8.00 <SEP> 1.0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.15 <SEP> 0.2- <SEP> 0.3 <SEP> 5.0 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.3 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.06 <SEP> 0.3 <SEP> 0,

  3 <SEP> 3.0 <SEP> 0.5 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> L, 15 <SEP> 0.3 <SEP> 0.3 <SEP> 5.0 <SEP> 0.5 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.4 <SEP> 0.25 <SEP> 0.65 <SEP> 1.1 <SEP> 0.25 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.6 <SEP> 1.2 <SEP> 0.5 <SEP> 6.0 <SEP> 0.5 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.3- <SEP> 0.2- <SEP> 0.6- <SEP> 1.0- <SEP> 0.2- <SEP> 1.0-
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.2 <SEP> 1.5 <SEP> 0.2 <SEP> 2.5 <SEP> 0.5 <SEP> 1.5
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.2 <SEP> 2.0 <SEP> 0.15 <SEP> 4 <SEP> 0.5 <SEP> 0.7 <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.07 <SEP> 0.31 <SEP> 0.59 <SEP> 0.60 <SEP> 0.53 <SEP> 0.14 <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.4 <SEP> 0.3 <SEP> 0.6 <SEP> 3.0 <SEP> 0.8 <SEP> 0.2 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.25 <SEP> 0.56 <SEP> 0.41 <SEP> 1.60 <SEP> 0.42 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0.3 <SEP> 0.7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.25 <SEP> 0.5 <SEP> 0,

  45 <SEP> 5, <SEP> 0.5 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0.7 <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.05- <SEP> 0.8- <SEP> 0.2- <SEP> 0.5 <SEP> 0.15-0.1- <SEP> 0.1 <SEP> - <SEP > -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.15 <SEP> 1.8 <SEP> 0.5 <SEP> 2.2 <SEP> 0.85 <SEP> 0.75 <SEP> 0.8 <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.05 <SEP> 1.8- <SEP> 0.2 <SEP> 1.5 <SEP> 0.15-0.1- <SEP> 0.1- <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.25 <SEP> 2.9 <SEP> 0.5 <SEP> 3.8 <SEP> 1.00 <SEP> 0.9 <SEP> 1.0 <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.20- <SEP> 0.5- <SEP> 0.2 <SEP> 0.8 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.45 <SEP> 2.8 <SEP> 0.4 <SEP> 3.2 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.4- <SEP> 3.0- <SEP> - <SEP> 8.0- <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.5 <SEP> 3.5 <SEP> - <SEP> 9,

  0 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.9 <SEP> 0.35 <SEP> 1.15 <SEP> 0.50 <SEP> - <SEP> 0.1 <SEP> 0.5 <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.5 <SEP> 0.7 <SEP> 0.2 <SEP> 1.15 <SEP> - <SEP> 0.15 <SEP> 2.5 <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.15- <SEP> 0.8- <SEP> 0.2 <SEP> 0.8 <SEP> 0.05-0.05- <SEP> 0.5- <SEP> 0.3 <SEP> max.
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>



  0.3 <SEP> 2.2 <SEP> 3.0 <SEP> 2.2 <SEP> 3.0 <SEP> 2.0 <SEP> 1.7 <SEP> 1.5
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.1- <SEP> 0.1- <SEP> 0.3- <SEP> - <SEP> 0.45- <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.2 <SEP> 0.5 <SEP> 0.6 <SEP> - <SEP> 0.65 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.2- <SEP> 0.2- <SEP> 0.6- <SEP> - <SEP> 0.2- <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.5 <SEP> 0.35 <SEP> 1.0 <SEP> - <SEP> 0.3 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.01- <SEP> 0.1- <SEP> 0.1- <SEP> - <SEP> 0.1- <SEP> 0.1- <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1.4 <SEP> 3 <SEP> 1.0 <SEP> - <SEP> 6 <SEP> 6- <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.01 <SEP> 0.1 <SEP> 0.1 <SEP> 0.1 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1.5 <SEP> 2 <SEP> 2.0 <SEP> 10.0- <SEP> -
<tb>
 

 <Desc / Clms Page number 2>

 
 EMI2.1
 
<tb> 0,

  08- <SEP> 0.1- <SEP> 0.3- <SEP> 0.7 <SEP> 0.0 <SEP> 0.0- <SEP> 0.0- <SEP> 0.0-
<tb>
<tb> 0.3 <SEP> 0.3 <SEP> 0.9 <SEP> 3.2 <SEP> 1.4 <SEP> 1.3 <SEP> 1.2 <SEP> 0.6
<tb>
 
For the second group mentioned above, the following examples may be cited, themselves well known in the art:

   
 EMI2.2
 
<tb> C <SEP> Si <SEP> Mn <SEP> Cr <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> V <SEP> W <SEP> Ti <SEP> Nb <SEP> Al
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> @
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.12 <SEP> 0.5 <SEP> 0.5 <SEP> 11.5- <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> 0.2-
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 13.5 <SEP> 1.0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.18- <SEP> 0.25- <SEP> 0.3- <SEP> 13.0 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.22 <SEP> 0.40 <SEP> 0.5 <SEP> 14.0 <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.35 <SEP> 1.0 <SEP> 1.0 <SEP> 23.00- <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 27.00 <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.2 <SEP> 0.3 <SEP> 0.35 <SEP> 12.8 <SEP> 0.4 <SEP> 0.8 <SEP> 0.4 <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.1 <SEP> 1.0 <SEP> 0.3 <SEP> 17,

  5 <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.4 <SEP> 1 <SEP> 0.2 <SEP> 13- <SEP> 0.5 <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb>
 
The alloys listed have one drawback which is common to all. In fact, it is not possible, by any known heat treatment, to obtain the optimum properties, especially as regards the creep resistance, without at the same time determining, on the one hand, an increase in the resistance. to deformation, that is to say to obtain a hardness so high that they become difficult to machine, and, on the other hand, to present a marked bragility.



   For this reason, it has been found, in most cases, to be content with a resistance much lower than the maximum creep resistance possible.



   Even if the hardness (resistance to deformation) is lowered, by a suitable and well-chosen heat treatment up to an admissible value, being satisfied with a creep resistance at the same time reduced, the alloys in question all the same having a poor aptitude (brittleness) to thermal and mechanical stresses of long duration.



   The object of the present invention is to remedy these drawbacks by modifying the chemical composition of the types of alloys considered without resulting therefrom other drawbacks such as, for example, a reduced resistance to scale or, in a way. general, decreased resistance to corrosion.



   The method, 'object of the invention, which makes it possible to achieve the intended object consists basically in adding to all the alloys, belonging to the types indicated above by way of example, elements belonging to the group of elements which have the property of forming or stabilizing the gamma structure, for example Cu and Co. The content of these elements can be up to 5%.

   In most cases, a content of 0.1% of elements from the group capable of forming the gamma structure, such as Cu and / or 06 - is sufficient to completely avoid the appearance of brittleness, especially if the alloy contains Ni. If nickel is present, care must be taken that its content does not exceed 5% since high Ni contents decrease the resistance to scale and corrosion in the alloys in question which do not have an austenitic structure. By bringing the addition of Co and / or Cu up to 1.5%, a good result is obtained in most cases, even if Ni is not present.

   Higher levels of Co Cu and others apply only in cases where

 <Desc / Clms Page number 3>

 wants to compensate for the brittleness or hardness produced by other measurements or to neutralize the unfavorable influence of high contents of the elements of the group which forms or stabilizes the alpha structure.



   Thus, as it follows from the above, very low additions of Co, and / or Cu effectively lower the tendency to brittleness and, in practically all the cases examined, a content of between 0.1 and
 EMI3.1
 0.5% cl and / or Co (Ni less than 0.3%) was sufficient. An additional addition of elements stabilizing or forming the alpha structure such as Si, Cr, ¯'P, Ti, etc. requires an increase in the contents of Clo, Cu and possibly Ni to compensate for the appearance of brittleness, By variations
 EMI3.2
 mutual, on the one hand, the contents of ¯Co Çu and possibly Ni and, on the other hand, the contents of elements forming or stabilizing the alpha structure, we have a means to vary the coefficients d at will. elongation and striction as well as the hardness of the stubborn material, to heat.



   Another factor of variation of the elongation coefficients
 EMI3.3
 and strizction for a given alloy consists in carrying out a heat treatment, so as to obtain bainite (intermediate structure) in the basic structure, as shown in Swedish patent application No. 7489/1948 relating to the transformation of steels of the present invention in the field of intermediate structure or bainite. It is also possible to eliminate the brittleness determined by the transformation in the bainite range by adding Cu and / or Co, optionally accompanied by Ni.



   The following examples are given to show more precisely the influence of the chemical composition on the properties of steels according to the present invention during heat treatments.



  EXAMPLE I.



   Chemical composition of steel:
 EMI3.4
 C 0.18%; Mn 0.26%; Si 1.2%; Cr 1.8%; Mo 0, ',, V 0, 5.



   After appropriate heat treatment, according to Swedish Patent Application No. 7489/1948. for the application of steel at room temperature and at elevated temperatures, the steel exhibited the following mechanical properties: At 20 C. -
 EMI3.5
 à- 13 ... 130 kg per mm2 (breaking load) c- 0.2 = 110 kg per mm2 (elastic limit)
HB = 360 (hardness)
Fragile rupture.



  Creep tests with rupture, at 600 C and under a load of 28 kg / mm2, for the same steel:
 EMI3.6
 Rupture after about 300 hours; brittle, with 1% elongation and 3% restriction.



  (In the present application, the term “striction” is understood to mean the contraction measured over the section and not over the diameter).
 EMI3.7
 After an addition of 0.15% of Geo or Ou or of Co + Cu = 0.15%, the steel exhibited the following properties:
 EMI3.8
 A 20 C.- @ B = 110 kg per mm2 (breaking load)
 EMI3.9
 , - 0.2 = 92 kg per mm2 (elastic limit)

 <Desc / Clms Page number 4>

 
HB = 300 (hardness) with greater elongation at break.



  Creep tests with rupture, at 600 C and under a load of 28 kg / mm2: Rupture after 500 hours: ductile rupture elongation at rupture of 5% and necking of 12%.



   After an additional addition of Co, Cu and Ni so that the alloy contains: 0.15% Cu + 015% Co + 0.15% Ni, the following values were obtained: At 20 C.-
9 B = 85 kg per mm2 (breaking load)
0.2 = 76 kg per mm2 (elastic limit)
HB 250 (Hardness) with ductile fracture.



  Creep tests with rupture, at 600 C and under a load of 28 kg per mm2: Rupture after 650 hours: ductile rupture, elongation of 15% and necking of 60%.



   - Further additions of Co + Or therefore determine an increase in elongation and necking at the same time as a decrease in creep resistance and hardness.



   The resistance to scale in all the cases mentioned above was 100%.



    EXAMPLE II.- Chemical composition of steel C Si Mn Cr Mo WV Ti Co Cu (Ni) 0.2 1.0 0.2 1.8 0.70 0.55 0.35 0.4 0 a) heat treatment .-
Heating to 1060 C, maintained at this temperature for 45 minutes followed by air cooling and tempering at 650 C for 2 hours and air cooling.



  Hardness: HB = 400 Creep tests: at 600 C, under a load of 28 kg / mm2 Breakage after 195 hours:
Elongation = 0.7%
Striction = 2.0% b) After an addition of 0.35% of Ni Creep tests: at 600 C and under a load of 28 kg / mm2 Hardness: HB = 340 Rupture after 410 hours, quite brittle.



   Elongation = 3%
Striction = 12%

 <Desc / Clms Page number 5>

 c) with an addition of 0.16% Cu, 0.18% Co and 0.15% Ni and under the same test conditions:
Hardness: HB = 260
Creep tests:
Rupture after 550 hours: ductile,
Elongation = 13.5%
Striction = 65% EXAMPLE III.-
Chemical composition :
C Si Mn Cr Mo WV 0.25 0.25 0.35 3.20 0.6 1.6 0.6 Treatment: 1060 C, maintained at this temperature for 30 minutes, isothermal cooling + tempering at 675 C for 2 hours and air cooling.



  Hardness: HB = 320 Creep tests:
At 600 C and under a load of 28 kg / mm2.



  Rupture after 300 hours without elongation and necking, that is to say: Elongation = 0% Striction 0% After an addition of 0.2% Co and 0.15% Ni and after the same treatment: Creep tests under the same conditions: Rupture after 400 hours: Elongation = 18% necking 50%
As has already been said, the brittleness of steels having a bainite structure can be neutralized more exactly compensated by an addition of Cu and Co and by limited Ni contents. Conversely, the bainitic structure can be applied to reduce the elongation if the addition of elements which lower the brittleness is too great.

   This does not mean that we can counterbalance the brittleness only by modifying the heat treatment, that is to say by developing a given quantity of bainite in the structure while maintaining the quality of the creep resistance, without necessary tenerus of Co Cu and possibly Ni are present. It is necessary that at least one of these elements be present in the composition of the steel to obtain the desired effect, that is to say the neutralization of the brittleness.



   It can be said that the brittleness of heat-resistant pearlitic or ferritic steels is due to its precipitation in the crystal lattice. For this reason, it can be assumed, at least as a working hypothesis, that the reaction against the brittleness obtained by small additions of Co, Cu and optionally Ni, according to the invention, results from the elimination of precipitation at high temperatures.

   At places of precipitation there occurs an increase in resistance to deformation or an increase in hardness or, in other words, the network exhibits a state of elastic internal stresses of the same kind as that experienced in light alloys which contain Cu (such as for example

 <Desc / Clms Page number 6>

   DUALUMIN). The inventor has succeeded in demonstrating the existence of this phenomenon also in austenitic steels, according to Swedish patent application No. 4953/49. The phenomenon called in Germany "Aushârtung", in Sweden "Aterställber aldring" and in France "Structural hardening" is considered as a kind of aging which is characterized as follows.



  After the first ordinary treatment, i.e. after heating to a high temperature followed by cooling in this case relatively slow cooling or in stages with isothermal transformation - very low resistance to deformation is obtained (a very small hardness). By an income, it can be increased to the desired values. With regard to pearlitic or ferrito-pearlitic steels, it is very difficult to observe this effect, because it is hidden in the phenomena due to the transformation of austenite. But in ferritic steels, it can be observed and studied without difficulty because there is no transformation of the austenite.



   If we start from erlitic or ferrito-pearlitic steels and if we add to the composition of these steels elements which form or stabilize the alpha structure, particularly Si and Ti or Va, Ta, Nb, W and Mo in proportions such that the structure becomes predominantly or completely ferritic, the phenomenon of the state of internal elastic tensions appears clearly, as the following example shows:
A steel with the following chemical composition:

   C Si Mn Cr Mo W V T Al 0.18 1.8 0.35 1.7 0.72 0.50 0.5 2.1 0.72 exhibits none; increase in hardness after application of all possible heat treatments, such as for example after heating between 840 and 1260 C and cooling at all possible speeds or in stages, or with an isothermal transformation, and no more after income.



  Hardness obtained: HB = 160 - 180 If we add only 0.4% of Co + Or (+ Ni) the hardness varies according to the following table:
 EMI6.1
 
<tb> Time <SEP> of <SEP> heating <SEP> Cooling <SEP> HB <SEP> Income <SEP> HB
<tb>
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<tb> 940 <SEP> Rapid cooling <SEP> <SEP> 200 <SEP> to <SEP> 650 C <SEP> for <SEP> 280
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<tb>
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<tb>
<tb> 980 <SEP> stop <SEP> at <SEP> 500 C <SEP> with <SEP> 195 <SEP> 2 <SEP> hours <SEP> + <SEP> 370
<tb>
<tb>
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<tb>
<tb>
<tb> 1020 <SEP> maintains <SEP> for <SEP> two <SEP> 190 <SEP> cools <SEP> 335
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1060 <SEP> hours,

  cooling <SEP> 190 <SEP> ment <SEP> to <SEP> air <SEP> 245
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1100 <SEP> to <SEP> air <SEP> until <SEP> the <SEP> tem- <SEP> 190 <SEP> 205
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
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<tb> 1130 <SEP> ambient <SEP> temperature <SEP> 190 <SEP> 220
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1160 <SEP> 190 <SEP> 230
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1200 <SEP> 185 <SEP> 240
<tb>
 
From this table, it emerges that the steel has, in the cooled state, a resistance to deformation which allows all possible machining work and only after tempering (which can naturally take place. during use) that the mechanical properties are changed. The values obtained correspond to the values of pearlitic or ferrito-pearlitic steels after ordinary heat treatment.

   (Pearlitic steels have the lowest hardness after annealing or tempering). It is striking that the most favorable properties are obtained after heating to relatively low temperatures (980 C). Furthermore, after higher heating, a further increase in hardness occurs which

 <Desc / Clms Page number 7>

 must be due to a dissolution and precipitation of hard-soluble carbides present in the steel.



   For the alloys according to the invention, there is the possibility of developing at will the maximum values of the resistance to deformation by varying the temperature and the duration of the tempering.



   The steel which gave the results presented in the preceding table can reach the maximum value of hardness, namely: 370 HB by varying the tempering factors as follows:
Temperatures Time
550 C about 200 h
600 "50 h 650" 3 h
700 "40 minutes
750 "5 minutes
The ferritic steels in accordance with the invention have the following advantages:
1) Metallurgical fabrication is easy.



  2) Heat treatment is easy.



  3) Machining is possible in any way, before tempering.



  4) By varying the chemical composition, it is possible to modify the internal voltages of the network, starting from very low values of resistance to deformation up to the highest possible values. It is thus possible to apply these steels for all construction purposes, either at room temperature or at elevated temperatures.



  The high resistance to chemical attack and that to chilico-mechanical actions (corrosion, erosion and cavitation) allow their application to constructions exposed to chemical or chemical-mechanical attacks.



  5) A steel which has an alpha structure (ferrite) due to elements which give the alpha structure, without the formation of carbides, and which do not take part in the formation of other carbides (such as for example Si), a such steel supports great tensions. Such a steel is advantageously applicable to constructions which are subjected to high loads.



  6) No brittleness, no brittleness to impact, in particular.


    

Claims (1)

RESUME La présente invention a pour objet : 1 ) Des alliages ferreux, ferritiques, perlitiques ou ferrito- perlitiques résistant à l'action thermique, présentant une teneur, allant jusqu'à 5%, d'un élément susceptible de former ou de stabiliser la structure gamma, par exemple de Co et/ou de Cu, afin de neutraliser la fragilité, de diminuer la dureté et spécialement la fragilité résultant du traitement aux températures plus élevées, sans qu'il en résulte un abaissement de la résistance au fluage. ABSTRACT The present invention relates to: 1) Ferrous, ferritic, pearlitic or ferrito-perlitic alloys resistant to thermal action, having a content of up to 5% of an element capable of forming or stabilizing the gamma structure, for example of Co and / or Cu, in order to neutralize the brittleness, to reduce the hardness and especially the brittleness resulting from the treatment at higher temperatures, without resulting in a lowering of the creep resistance. 2 ) Dans de tels alliages, les caractéristiques complémentaires ci-après : , a) la teneur en Go et/ou Ou est au plus égales à 1,5% de préféren- ce égale à environ 0,3% b) la teneur en Ni ne doit pas surmonter 3%. c) les aciers contiennent, dans les cas de teneurs élevées d'un ou plusieurs éléments tels que Co, Cu et Ni, dans les limites données, au moins un élément formant la structure alpha, tel que Si, Nb, Ti,Ta,Va,W,Mo <Desc/Clms Page number 8> et Or en proportion telle que l'allongement aux températures élevées ne dé- passe pas les limites maxima désirées. 2) In such alloys, the following additional characteristics: a) the Go and / or Ou content is at most equal to 1.5%, preferably equal to approximately 0.3% b) the content of Neither must not overcome 3%. c) steels contain, in the case of high contents of one or more elements such as Co, Cu and Ni, within the given limits, at least one element forming the alpha structure, such as Si, Nb, Ti, Ta, Go, W, Mo <Desc / Clms Page number 8> and Or in a proportion such that the elongation at elevated temperatures does not exceed the maximum desired limits. d) les alliages sont soumis à un chauffage préliminaire à des tem- pératures situées entre 840 et 1100 C, suivi d'un refroidissement , et,en- suite,à un revenu à une température située entre 550 et 750 C pendant un temps suffisamment long pour l'obtention d'une dureté satisfaisante ; d) the alloys are subjected to preliminary heating at temperatures between 840 and 1100 C, followed by cooling, and then to tempering at a temperature between 550 and 750 C for a sufficient time long to obtain a satisfactory hardness; e) le chauffage préliminaire est effectué à des températures al- lant jusqu'à 1000 C, en choisissant la température correspondante et ordi- nairement utilisée pour l'alliage de base sans addition de Co, Ou et Ni. f) les aciers ferrito-perlitiques ou perlitiques sont refroidis après le chauffage préliminaire de manière qu'il se produise une transfor- mation de la structure dans le domaine de la bainite afin de compenser un allongement trop accentué résultant de trop grandes teneurs en Ou Co et/ou Ni, bien que situées dans les limites données aux paragraphes 1,2a et 2b ci-dessus. e) the preliminary heating is carried out at temperatures up to 1000 C, choosing the corresponding temperature and usually used for the base alloy without addition of Co, Or and Ni. f) the ferrito-pearlitic or pearlitic steels are cooled after the preliminary heating so that a transformation of the structure takes place in the bainite range in order to compensate for an excessively accentuated elongation resulting from too high contents of Ou Co and / or Ni, although within the limits given in paragraphs 1,2a and 2b above.
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