"Acier inoxydable austénitique amélioré et Procédé de traitement d'un tel acier"
La présente invention est relative au travail et au traitement thermique d'aciers inoxydables austénitiques.
Les aciers inoxydables austénitiques sont utilisés de façon intense à cause de leur remarquable combinaison de proprié- tés, notamment leur résistance élevée à la corrosion, leur excellente résistance à la traction à la fois aux températures normales et aux températures élevées, et leur facilité relative de fabrication.
Il est par conséquent surprenant que, en dépit de cette utilisation poussée et en dépit du fait que les aciers inoxydables austénitiques, tels que le type 18-8 contenant 18 de chrome, 8% de nickel, une quarité allant jusqu'à 2% de manganè- se et une quantité allant jusqu'à 1% de silicium, soient connus depuis environ cinquante ans, la limite élastique typique de oes
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aciers à l'état recuit est restée virtuellement non modifiée de- ' puis leur développement initial. Ceci est le plus surprenant @ car une grande proportion des aciers inoxydables 18-8 est utilisée à, l'état recuit.
Il y a donc une nécessité en ce qui concerne la prévision d'aciers inoxydables austénitiques qui présentent une limite élastique améliorée à l'état-recuit mais dans lesquels on ne sacrifie nullement les autres propriétés avantageuses.
Un acier austénitique est couramment d'abord travaillé à chaud, habituellement par laminage, puis recuit, travaillé à froid et recuit à nouveau.
L'invention est basée sur la découverte que, si le re- ; cuit prévu entre le travail à chaud et le travail à froid est o- mis dans le traitement de certains aciers austénitiques, la li- mite élastique est accrue. Certains des aciers en cause sont nouveaux et tous sont d'une composition inhabituelle en ce qu' ils contiennent une petite quantité de niobium.
L'incorporation de niobium dans des aciers inoxyda- bles austénitiques n'est pas nouvelle. Le niobium et d'autres éléments ont été employés pendant longtemps dans certains aciers inoxydables austénitiques à titre de stabilisants du carbure pour empêcher la déficience en chrome due à la précipitation de car- bure de chrome aux limites des grains, ce qui rendrait les aciers susceptibles d'une attaque corrosive. Lorsque du niobium est uti- lise de la sorte, la teneur de ce niobium est normalement d'au moins dix fois la teneur de carbone.
La composition en % d'un acier typique stabilisé au niobium, à savoir l'acier standard
A.I.S.I. 347, est la suivante :
EMI3.1
<tb> 1
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<tb> C <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Nb <SEP> Si <SEP> Mn <SEP> Fe
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<tb> 0,08
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<tb> maximum <SEP> 9 <SEP> - <SEP> 13 <SEP> 17 <SEP> - <SEP> 19 <SEP> au <SEP> moins <SEP> 1,00 <SEP> 2,00 <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb> 10 <SEP> x <SEP> te- <SEP> max. <SEP> max.
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<tb> neur <SEP> de <SEP> C
<tb>
<tb>
<tb>
Les propriétés typiques de cet acier, telles que don- nées à la page No.
414 de "Metals Handbook", édition de 1961, com-
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prennent une limite élastique à l'état recuit qui n'est que de
24,6 kg/mm2 et une réduction de section qui n'est que de 65%.
Par contre, des limites élastiques de 35,0 kg/mm 2 et plus peuvent être obtenues grâce à l'invention.
Les aciers dans lesquels une-telle limite élastique élevée à l'état reouit est obtenue suivant l'invention, sans per- es te des propriétés typiques et avantageuses des aciers austénitique/ contiennent de 3 à 12% de nickel, de 16 à 20% de chrome, de 0 à
10% de manganèse, de 0 à 3% de molybdène, de 0,15 à 0,5% de nio- bium, de 0,03 à 0,12% de carbone, de 0 à 2% de silicium, de 0 à 0,5% d'aluminium et de 0 à 0,5% d'azote, le restant étant consti- tué pratiquement essentiellement par du fer. Le traitement appli qué à un tel acier pour produire la limite élastique élevée com- prend d'une manière générale un travail à chaud suivi, sans re- cuit intermédiaire, par un travail à froid, avec ensuite un re- cuit de l'acier.
Chacune de ces phases est réalisée sous des conditions particulières. est
La meilleure combinaison de propriétés/obtenue lorsque les aciers sont d'une composition plus étroitement définie. En particulier, on préfère que la teneur de nickel des aciers soit d'au moins 6% et de préférence d'au moins 8%, et que la teneur de chrome se situe dans la gamme de 17,5 à 19,5%. La teneur de carbone devrait être d'au moins 0,03% pour assurer une limite élastique appropriée et elle est de préférence d'au moins 0,04% et plus particulièrement d'au moins 0,05%. Une gamme spécialement préférée de teneurs de carbone va de 0,06 à 0,08%.
Les aciers de l'invention sont caractérisés par une structure granulaire remarquablement fine, c'est-à-dire des di-
EMI4.1
Ajouté 1 mot. mensions de grains d'environ le numéro 11 ASTM ou nus petites, Approuvé, / et ceci est considéré comme étant un facteur important dans la dé-1 termination des propriétés améliorées des aciers. Si le niobium est présent en une quantité supérieure à 0,5%, on trouve que la croissance des grains n'est d'une manière générale pas empêchée,
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probablement à cause de la formation d'agglomérés de carbure.
Pour obtenir la combinaison optimum de propriétés dans l'acier, la teneur de niobium ne devrait pas dépasser 0,3% en /,'étant de préférence de 0,18 à 0,28%.
La teneur maximum préférée de manganèse est de 2%, cel- le de l'aluminium est de 0,1%, celle du silicium est de 1% et celle de l'azote est de 0,3%. La présence d'autres éléments non mentionnés ci-dessus et couramment présents à titre d'impuretés ou à titre d'éléments accidentels, par exemple des désoxydants et des éléments d'assainissement, n'est pas exclue par la phrase utilisée "le restant étant constitué pratiquement essentielle- ment par du fer".
Les aciers doivent être austénitiques, c'est-à-dire que la structure de l'acier à la température ambiante doit être tota- lement ou pratiquement totalement formée d'austénite, bien que l' on puisse avoir jusqu'à 10%, de préférence pas plus de 5%, d'au- tres phases, par exemple de la ferrite. En tout cas, les teneurs des constituants individuels de l'acier devraient être mises en corrélation de façon telle que, à la températuredu travail à chaud, la présence de ferrite delta préjudiciable soit évitée.
S'il a des quantités appréciables de ferrite delta durant le travail à chaud, cette phase sera retenue dans le produit final et, bien qu'elle augmente la limite élastique, elle affecte la ductilité et l'aptitude à la conformation. La quantité de ferrite delta n'excède de préférence pas 5%.
Dans la mise en oeuvre de l'invention, on préfère imbi- ber l'acier à une température élevée, par exemple dans la gamme de 1230 à 1290 C, avant de commencer le traitement de laminage à chaud. Le laminage à chaud est ensuite réalisé dans la gamme de températures de 1260 à 1065 C.
Après le travail à chaud, l'acier devrait avoir une du- ; reté aussi faible que celle d'un acier recuit et convenir ainsi pour le laminage à froid suivant et, pour assurer ceci, il est dé-
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sirable d'empêcher que la température de finition du travail à chaud ne tombe en dessous de 1095 C.
Après le travail à chaud, les aciers sont soumis à une opération de réduction à froid qui rend possible un contrôle sur la mesure et le fini de surface et qui assure la possibilité ul- térieure d'une recristallisation durant le recuit final. Durant le travail à froid, une réduction d'au moins 15% doit se produi- re car des réductions à froid de moins de 15% tendent à provoquer une croissance excessive des grains. Des réductions à froid com- prises entre 40 et 60%, en particulier d'environ 50%, sont les plus avantageuses. Une réduction à froid de plus de 70% ne peut être effectuée qu'avec difficulté. Durant le travail à froid, on peut employer des recuits intermédiaires, si on le désire, pourvu que l'on évite la gamme de températures de 1040 à 1205 C.
S'il n'y a pas de travail à froid, la limite élastique élevée désirée ne sera pas obtenue. On croit que les limites élastiques exceptionnellement élevées résultent notamment en par- tie des dimensions très fines des grains, c'est-à-dire ASTM
11 à 14 ou'plus fin encore, et en partis des enchevêtrements de dislocation.
Après le travail à froid, l'acier est recuit, la tempé- rature et la durée du recuit étant toutes deux importantes. Cet- te température est comprise entre 925 et 1095 C mais elle se si- tue de préférence dans la gamme de 955 à 1010 C. Si le recuit est réalisé à une température trop basse ou pendant un temps trop court, la recristallisation ne peut pas être garantie. En outre, aux plus basses températures de recuit, par exemple à 925 C, les durées de maintien tendent à être anormalement longues. Si la température de recuit est élevée, la durée de maintien doit être courte; par exemple, avec une température de recuit de 1095 C, la durée de maintien ne devrait pas excéder 5 minutes en n'excé- dant de préférence pas 3 minutes.
Une plus longue durée de recuit à une telle température élevée ou un recuit à plus de 1095 C
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provoque le retour en solution de fines particules de carbure.
De la sorte, il y a une perte de fines particules qui sinon retarderaient le mouvement des jonctions de grains, cette perte provoquant une croissance des grain$. En outre, les enchevêtre- ments de dislocation tendent à disparattre ou à se combiner les uns avec les autres, de sorte qu'il y a une interférence avec le ' mécanisme de renforcement. La température et la durée de recuit doivent être telles que l'acier recristallise mais elles ne doi= vent pas provoquer l'entrée en solution de fines particules de carbure. A titre d'exemple, à 955 C, l'acier devrait être recuit pendant environ 3 heures.
Pour l'obtention des résultats les meilleurs, la température et la durée du traitement de recuit devraient répondre à la formule suivante :
45,3 = (492 + 1,8T) (log t + 20) x 10-3 dans laquelle T est la température en degrés centigrades et t représente la durée de maintien en heures.
A titre d'exemple, le traitement et les propriétés de certains aciers suivant l'invention, ainsi que de certains aciers! se situant en dehors du cadre de l'invention seront décrits ci- après. Une série d'aciers inoxydables (aciers Nos. 1 à 11 et A à F), ayant les compositions données au tableau I, ont été pré- parés. Ce tableau comprend en outre la composition d'un acier inoxydable standard 18-8, à savoir l'acier A.I.S.I. 304.
On a préparé des aciers Nos. 1 à 11 et A à E dans un four à induction à air, les ingrédients étant fondus dans des creusets de magnésie. On a utilisé du silicium-manganèse à titre: de désoxydant, tandis que les additions d'aluminium ont été in- férieures à 0,1%. Des additions finales de désoxydation ont été faites après l'enlèvement des scories et le réglage normal de la température. Les aciers ont été produits sous la forme de lin- gots et, après imbibition, ils ont été laminés à chaud à des tem- pératures comprises entre 1260 et 1095 C en vue de produire des barres rondes d'un diamètre de 1,9 cm.
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Les barres des aciers NoS.1 à 11 ont alors été rédui- tes à froid d'environ 45%, sana recuit intermédiaire, et elles ont finalement été recuites pendant une heure à 980 C, ce trai- tement étant suivi par un refroidissement dans l'air. Les a- ciers A à E ont été traités d'une manière similaire, sauf qu'ils ont été recuits pendant une heure à 10950C entre le travail à chaud et le travail à froid.
Tableau 1
EMI8.1
<tb> Aoier <SEP> C <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Nb <SEP> Si <SEP> Mn <SEP> Fe
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<tb> No. <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> %
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<tb> 1 <SEP> 0,08 <SEP> 9,60 <SEP> 18,86 <SEP> 0,16 <SEP> 0,57 <SEP> 1,28 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 2 <SEP> 0,07 <SEP> 9,55 <SEP> 18,81 <SEP> 0,26 <SEP> 0,50 <SEP> 1,15 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 3 <SEP> 0,07 <SEP> 9,60 <SEP> 19,01 <SEP> 0,28 <SEP> 0,48 <SEP> 1,15 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 4 <SEP> 0,0'l <SEP> 9,60 <SEP> 18,60 <SEP> 0,34 <SEP> 0,50 <SEP> 1,10 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 5 <SEP> 0,07 <SEP> 9,60 <SEP> 18,94 <SEP> 0,46 <SEP> 0,45 <SEP> 1,20 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 6 <SEP> 0,022 <SEP> 9,15 <SEP> 18,15 <SEP> 0 <SEP> 0,39 <SEP> 0,
92 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 7 <SEP> 0,032 <SEP> 9,75 <SEP> 18,45 <SEP> 0,08 <SEP> 0,40 <SEP> 0,92 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 8 <SEP> 0,026 <SEP> 9,75 <SEP> 18,60 <SEP> 0,17 <SEP> 0,45 <SEP> 0,93 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 9 <SEP> 0,024 <SEP> 9,75 <SEP> 18,50 <SEP> 0,27 <SEP> 0,40 <SEP> 0,93 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 10 <SEP> 0,07 <SEP> 9,65 <SEP> 18,73 <SEP> 0 <SEP> 0,39 <SEP> 1,20 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 11 <SEP> 0,07 <SEP> 9,60 <SEP> 19,09 <SEP> 0,09 <SEP> 0,59 <SEP> 1,15 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 0,06 <SEP> 10,65 <SEP> 18,08 <SEP> 0@,@@ <SEP> 0,63 <SEP> 1,2 <SEP> le'restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 0,07 <SEP> 9,85 <SEP> 18,14 <SEP> 0,1 <SEP> 0,57 <SEP> 1,1 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> C <SEP> 0,07 <SEP> 10,
05 <SEP> 18,68 <SEP> 0,25 <SEP> 0,66 <SEP> 1,15 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 0,07 <SEP> 9,8 <SEP> 17,56 <SEP> 0,51 <SEP> 0,67 <SEP> 1,13 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> E <SEP> 0,07 <SEP> 10,05 <SEP> 18,62 <SEP> 0,85 <SEP> 0,63 <SEP> 1,2 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> 0,08 <SEP> 8-12 <SEP> 18-20- <SEP> 1,00 <SEP> 2,00
<tb>
<tb>
<tb> 304 <SEP> max. <SEP> max. <SEP> max. <SEP> le <SEP> restant
<tb>
Les aciers Nos 1 à 5 sont des aciers suivant l'inven- tion, tandis que les aciers Nos. 6 à 11 sont d'une composition se situant en dehors du cadre de l'invention. Les aciers A à E n' ont pas été traités suivant l'invention car ils ont été recuite après le travail à chaud et avant le travail à froid.
Les aciers ont été soumis à essai et la limite élasti- que (déformation de 0,2%), la ductilité (pourcentage d'allonge- ment) et le pourcentage de réduction de section sont donnés au tableau II suivant.
On peut voir de ce tableau II que les aciers Nos. 1 à 5
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'suivant l'invention manifestent des limites élastiques de plus
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de 35,0 kg/mm2t ces limites allant jusqu'à plus de 38,5 ka/= 29 tout en conservant une ductilité élevée, c'est-à-dire un allon- gement de plus de 50%, ainsi qu'une réduction de section de plue de 70%, à l'état recuit. De telles limites élastiques sont su- j périeures d'environ 50% à celle de l'acier AISI 304 standard.
On peut également voir que les aciers A à E, qui ont reçu le re- cuit intermédiaire, possèdent des limites élastiques beaucoup plut-, faibles.
L'importance du maintien d'une teneur de carbone d'au moins 0,03% est montrée par les limites élastiques relativement faibles des aciers Nos.6 à 9, tandis que l'importance de la te- neur de niobium peut se voir des limites élastiques de l'acier No.10 qui ne contient pas de niobium et de l'acier No.11 qui con- tient moins de niobium que ce qui est nécessaire suivant l'inven- tion.
EMI9.2
¯ - TÀ3L3ÀVÀI-
EMI9.3
<tb> Acier <SEP> limite <SEP> élastique <SEP> Allongement, <SEP> %Réduction <SEP> de <SEP> sec-
<tb>
<tb>
<tb> No. <SEP> (déformation <SEP> de <SEP> 0,2%) <SEP> tion, <SEP> %
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> kg/mm2
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1 <SEP> 36,8 <SEP> 55 <SEP> 74,8
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 2 <SEP> 38,9 <SEP> 55 <SEP> 75,2
<tb>
<tb>
<tb> 3 <SEP> 37,3 <SEP> 52 <SEP> --.
<tb>
<tb>
<tb> 4 <SEP> 39,0 <SEP> 51 <SEP> 74,9
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 5 <SEP> 38,8 <SEP> 51 <SEP> 74,8
<tb>
EMI9.4
6 z, 5 65, 5 -.-.
EMI9.5
<tb> 7 <SEP> 24,0 <SEP> 65,0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 8 <SEP> 26,6 <SEP> 58,5
<tb>
EMI9.6
9 29,1 5495 76,1 10 27,6 # 7691
EMI9.7
<tb> 11 <SEP> 31,3 <SEP> -- <SEP> 75,7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 23,8 <SEP> 69,7 <SEP> 76,0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 27,8 <SEP> 65,4 <SEP> 75,2
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> C <SEP> 29,9 <SEP> 56,3 <SEP> 74,0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 28,6 <SEP> 55,5 <SEP> 72,8
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> E <SEP> 28,2 <SEP> 57,3 <SEP> 76,0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> 24,6 <SEP> 55 <SEP> 65
<tb>
<tb>
<tb> 304
<tb>
La structure granulaire remarquable associée aux aciers '
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suivant l'invention semble être importante dans la détermina- tion des propriétés améliorées et elle apporte en outre d'autres avantages,
tels que de meilleures caractéristiques d'emboutissage important et d'aptitude à l'usinage. Cette fine structure granu-¯ laire est montrée aux dessins annexés, chacune des figures mon- trant des microphotographies représentant les dimensions des grains des aciers Nos. 10, 2 et 4, dans diverses conditions de traitement. les figures 1 et 3 à, 5 ont été réalisées avec une amplification de 250 fois, tandis que la figure 2 a été obtenue avec une amplification de 100 fois.
La figure 1 montre la dimension des grains des trois aciers après laminage à chaud 4 1260 C, tandis que la figure 2 montre la dimension des grains de chacun de ces aciers après re- cuit à 1260 C pendant deux heures, après le laminage à chaud.
On peut voir que le recuit élimine complètement toute la différen ce pouvant être observée, entre les trois aciers. Les figures 3 et 4 montrent la micro-structure obtenue dans ces aciers lors- que, après laminage à chaud, recuit à 1260 C pendant deux heures et réduction à froid d'environ 45%, ils ont reçu un recuit final à 980 C. (figure 3), et à 1095 C (figure 4) pendant une heure.
Enfin, la figure 5 montre la structure granulaire ex- trêmement fine (finesse supérieure à la dimension ASTM 14), que l'on obtient dans les aciers Nos 2 et 4 qui sont des aciers sui- vant l'invention, en l'absence du traitement de reouit intermé- diaire. Les aciers ont été laminés à chaud, laminés à froid (ré- duction de section de 45%) et ensuite recuits à 980 C pendant une heure. On peut voir aisément que l'acier No. 10 dépourvu dé@ niobium ne montre pas une fine structure granulaire en dé- pit de l'omission du traitement de recuit intermédiaire.
Cette fine structure granulaire des aciers est plus surprenante lors d'une comparaison avec celle signalée pour les aciers inoxydables/contenant du niobium, bien connus. A titre d'exemple, des échantillons d'un acier ayant la composition don-
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née au tableau suivant, correspondant à AISI 347, ont été soumis aux traitements cités ci-après.
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<tb>
C <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Nb <SEP> Mn <SEP> Fe
<tb>
<tb> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> %
<tb>
<tb> 0,05 <SEP> 11,49 <SEP> 17,33 <SEP> 0,76 <SEP> 1,74 <SEP> le <SEP> restant
<tb>
Traitement A :laminage à chaud, décapage et ensuite recuit à 1040 C, 1095 C ou 1150 C.
Traitment B : laminage à chaud, recuit à 1040 c, 1095 C ou 1150 C, désincrustation, laminage à froid (20%) et re- cuit à nouveau à la même température que pour le recuit initial.
Les dimensions des grains (No. ASTM) que l'on obtient dans les divers échantillons sont données au tableau III suivant:'
Tableau III
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<tb> Traitement <SEP> Temperature <SEP> de <SEP> recuit, <SEP> C <SEP> Dimensions <SEP> des <SEP> grains
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 1040 <SEP> 8
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 1095 <SEP> 7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 1150 <SEP> 6
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 1040 <SEP> 7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 1095 <SEP> 7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 1150 <SEP> 6
<tb>
On peut voir que les dimensions des grains que l'on ob- tient se comparent défavorablement en finesse à celles obtenues dans les aciers suivant la présente invention.
Ceci est considéra comme étant dû au moins -partiellement au fait que des teneurs de niobium dépassant 0,5% mènent à la formation d'agglomérats de carbure. 'pour démontrer ceci, un acier contenant 0,07% de carbo- . ne, 10,5% de nickel, 0,63% de silicium, 1,2% de manganèse, 18,62% de chrome et 0,85% de niobium a été laminé à chaud, réduit' à froid de 45% et finalement recuit à 980 C pendant une heure. On a trouvé que la dimension des grains de cet acier était du n 8 ASTM. A part la teneur de niobium, cet acier se situait dans le cadre de l'invention.
Des aciers suivant la présente invention peuvent évidem- ment être utilisés pour tous les besoins pour lesquels on emploie
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généralement des aciers inoxydables austénitiques. Toutefois, comme les aciers de l'invention possèdent une limite élastique accrue accouplée à une bonne ductilité, le champ des utilisations possibles est étendu, en incluant en particulier des produits dans lesquels on désire des rapports limite/poids supérieurs, par exemple des réservoirs pour transporter divers produits, notammen des produits corrosifs.
REVENDICATIONS
1. Un procédé dans lequel un acier inoxydable austéniti- que contenant de 3 à 12% de nickel, de 16 à 20% de chrome, de 0 à 10% de manganèse, de 0 à 3% de molybdène, de 0,15 à 0,5% de niobium, de 0,03 à 0,12% de carbone, de 0 à 2% de silicium, de
0 à 0,5% d'aluminium et de 0 à 0,5% d'azote, le restant étant constitué essentiellement par du fer, est travaillé à chaud dans la gamme de températures de 1065 à 1260 C, puis, sans recuit in- termédiaire, est travaillé à froid pour obtenir une réduction d' au moins 15%,
et est ensuite recuit dans la gamme de températures de 925 à 1095 C pendant une période de temps propre à provoquer la recristallisation de l'acier sans amener l'entrée,en solution de fines particules de carbure.
2. Un procédé suivant la revendication 1, dans lequel le travail à chaud est réalisé dans la gamme de températures de
1095 à 1260 C.
3. Un procédé suivant les revendications 1 ou 2, dans lequel on obtient une réduction comprise entre 40 et 60% par le travail à froid.
4. Un procédé suivant l'une quelconque des revendica- tions 1 à 3, dans lequel le recuit est réalisé dans la gamme de températures de 955 à 1010 C.
5. Un procédé suivant l'une quelconque des revendica- tions précédentes, dans lequel la température et la durée du re.. cuit sont en accord aveo la formule suivante
45,3 = (492 + 1,8T) (log t + 20) x 10-3
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dans laquelle T représente la température en degrés centigrades , et t représente la durée en heures.
6. Un procédé suivant l'une quelconque des revendica- tions précédentes, appliqué à un acier contenant de 0,15 à 0,3% de niobium.
7. Un procédé suivant l'une quelconque des revendica- tions 1 à 5, appliqué à un acier contenant de 0,18 à 0,28% de niobium.
8. Un procédé suivant l'une quelconque des revendica- tions précédentes, appliqué à un acier dans lequel la teneur de nickel est d'au moins 6%, la teneur de carbone est d'au moins 0,5%, la teneur de chrome est de 17,5 à 19,5%, la teneur de man- ganèse est de 0 à 2%, la teneur de silicium est inférieure à 1%, la teneur d'aluminium est inférieure à 0,1% et la teneur d'azote est inférieure à 0,3%, le restant étant constitué pratiquement totalement par du ger.
9. Un acier d'une composition telle que définie ci- dessus et traité par un procédé suivant l'une quelconque des re- vendications précédentes.
BRUXELLES, le 11 janvier 1965 P. Pon de la société dite INTERNATIONAL NICKEL LIMITED P. Ponde J. GEVERS & Co.
"Improved austenitic stainless steel and a method of treating such steel"
The present invention relates to the working and heat treatment of austenitic stainless steels.
Austenitic stainless steels are used extensively because of their remarkable combination of properties, including their high corrosion resistance, excellent tensile strength at both normal and high temperatures, and their relative ease of forming. manufacturing.
It is therefore surprising that despite this extensive use and despite the fact that austenitic stainless steels, such as type 18-8 containing 18 chromium, 8% nickel, a quarity of up to 2% of manganese and up to 1% silicon, have been known for about fifty years, the typical elastic limit of oes
<Desc / Clms Page number 3>
Steels in the annealed condition have remained virtually unmodified since their initial development. This is most surprising since a large proportion of 18-8 stainless steels is used in the annealed condition.
There is therefore a need for the provision of austenitic stainless steels which exhibit improved yield strength in the annealed condition but in which the other advantageous properties are not sacrificed in any way.
Austenitic steel is commonly hot worked first, usually by rolling, then annealed, cold worked and annealed again.
The invention is based on the discovery that, if the re-; fired between hot work and cold work is omitted in the processing of some austenitic steels, the elastic limit is increased. Some of the steels involved are new and all are of unusual composition in that they contain a small amount of niobium.
The incorporation of niobium in austenitic stainless steels is not new. Niobium and other elements have long been used in some austenitic stainless steels as carbide stabilizers to prevent chromium deficiency due to the precipitation of chromium carbide at grain boundaries, which would make steels susceptible corrosive attack. When niobium is used in this way, the content of this niobium is normally at least ten times the carbon content.
The% composition of a typical niobium stabilized steel, i.e. standard steel
A.I.S.I. 347, is as follows:
EMI3.1
<tb> 1
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> C <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Nb <SEP> Si <SEP> Mn <SEP> Fe
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0 <SEP> a <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 0.08
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> maximum <SEP> 9 <SEP> - <SEP> 13 <SEP> 17 <SEP> - <SEP> 19 <SEP> at <SEP> minus <SEP> 1.00 <SEP> 2.00 <SEP > remaining
<tb>
<tb>
<tb> 10 <SEP> x <SEP> te- <SEP> max. <SEP> max.
<tb>
<tb> neur <SEP> of <SEP> C
<tb>
<tb>
<tb>
The typical properties of this steel, as given on page No.
414 of "Metals Handbook", 1961 edition, com-
<Desc / Clms Page number 4>
take an elastic limit in the annealed state which is only
24.6 kg / mm2 and a reduction in section which is only 65%.
On the other hand, elastic limits of 35.0 kg / mm 2 and more can be obtained by virtue of the invention.
The steels in which such a high elastic limit in the restored state is obtained according to the invention, without loss of the typical and advantageous properties of austenitic steels / contain from 3 to 12% of nickel, from 16 to 20% chrome, from 0 to
10% manganese, 0 to 3% molybdenum, 0.15 to 0.5% niobium, 0.03 to 0.12% carbon, 0 to 2% silicon, 0 to 0.5% aluminum and 0 to 0.5% nitrogen, the remainder being essentially constituted by iron. The treatment applied to such a steel to produce the high elastic limit generally comprises hot working followed, without intermediate annealing, by cold working, followed by annealing of the steel. .
Each of these phases is carried out under specific conditions. is
The best combination of properties / obtained when steels are of a more narrowly defined composition. In particular, it is preferred that the nickel content of the steels is at least 6% and preferably at least 8%, and that the chromium content is in the range of 17.5 to 19.5%. The carbon content should be at least 0.03% to ensure a suitable elastic limit and it is preferably at least 0.04% and more preferably at least 0.05%. An especially preferred range of carbon contents is 0.06 to 0.08%.
The steels of the invention are characterized by a remarkably fine granular structure, that is to say di-
EMI4.1
Added 1 word. Approved ASTM number 11 or bare small grain measurements / and this is considered to be an important factor in determining the improved properties of steels. If niobium is present in an amount greater than 0.5%, it is found that the growth of the grains is generally not prevented,
<Desc / Clms Page number 5>
probably due to the formation of carbide agglomerates.
To obtain the optimum combination of properties in the steel, the niobium content should not exceed 0.3% in /, preferably being 0.18 to 0.28%.
The maximum preferred manganese content is 2%, that of aluminum is 0.1%, that of silicon is 1% and that of nitrogen is 0.3%. The presence of other elements not mentioned above and commonly present as impurities or as accidental elements, for example deoxidizers and sanitizing elements, is not excluded by the phrase used "the remainder being essentially constituted by iron ".
Steels should be austenitic, that is, the structure of the steel at room temperature should be wholly or almost wholly formed of austenite, although up to 10% can be achieved. preferably not more than 5%, other phases, for example ferrite. In any case, the contents of the individual constituents of the steel should be correlated in such a way that, at the hot working temperature, the presence of damaging delta ferrite is avoided.
If it has appreciable amounts of delta ferrite during hot working, this phase will be retained in the final product and, although it increases the elastic limit, it affects ductility and conformability. The amount of delta ferrite preferably does not exceed 5%.
In practicing the invention, it is preferred to imbibe the steel at an elevated temperature, for example in the range of 1230 to 1290 C, before starting the hot rolling treatment. Hot rolling is then carried out in the temperature range of 1260 to 1065 C.
After hot work, the steel should have a du-; retention as low as that of an annealed steel and thus suitable for the next cold rolling and, to ensure this, it is de-
<Desc / Clms Page number 6>
sirable to prevent the finishing temperature of hot work from falling below 1095 C.
After hot working the steels are subjected to a cold reduction operation which makes it possible to control the size and the surface finish and which ensures the subsequent possibility of recrystallization during the final annealing. During cold working, a reduction of at least 15% should occur because cold reductions of less than 15% tend to cause excessive kernel growth. Cold reductions of between 40 and 60%, in particular about 50%, are most advantageous. Cold reduction of more than 70% can only be achieved with difficulty. During cold working, intermediate annealing can be used, if desired, provided the temperature range 1040 to 1205 C. is avoided.
If there is no cold working, the desired high elastic limit will not be obtained. It is believed that the exceptionally high yield strengths are partly due to the very fine grain sizes, i.e. ASTM
11 to 14 or even more finely, and in parties entangles of dislocation.
After cold working, the steel is annealed, both temperature and duration of annealing being important. This temperature is between 925 and 1095 C, but it is preferably in the range of 955 to 1010 C. If the annealing is carried out at too low a temperature or for too short a time, recrystallization cannot. be guaranteed. In addition, at lower annealing temperatures, for example 925 ° C, the holding times tend to be unusually long. If the annealing temperature is high, the holding time should be short; for example, with an annealing temperature of 1095 ° C, the holding time should not exceed 5 minutes, preferably not exceeding 3 minutes.
Longer annealing time at such a high temperature or annealing at over 1095 C
<Desc / Clms Page number 7>
causes fine particles of carbide to return to solution.
In this way, there is a loss of fine particles which would otherwise retard the movement of the grain junctions, this loss causing growth of the grains. Further, the dislocation entanglements tend to disappear or combine with each other so that there is interference with the strengthening mechanism. The temperature and the annealing time should be such that the steel recrystallizes, but they should not cause fine particles of carbide to come into solution. For example, at 955 C, the steel should be annealed for about 3 hours.
To obtain the best results, the temperature and duration of the annealing treatment should correspond to the following formula:
45.3 = (492 + 1.8T) (log t + 20) x 10-3 where T is the temperature in degrees centigrade and t represents the hold time in hours.
By way of example, the treatment and the properties of certain steels according to the invention, as well as of certain steels! falling outside the scope of the invention will be described below. A series of stainless steels (Steels Nos. 1 to 11 and A to F), having the compositions given in Table I, were prepared. This table further includes the composition of a standard 18-8 stainless steel, namely A.I.S.I. 304.
We prepared Nos. 1 to 11 and A to E in an air induction furnace, the ingredients being melted in crucibles of magnesia. Silicon manganese was used as the deoxidizer, while the aluminum additions were less than 0.1%. Final deoxidation additions were made after slag removal and normal temperature setting. The steels were produced in the form of ingots and, after imbibition, they were hot rolled at temperatures between 1260 and 1095 C to produce round bars with a diameter of 1.9 cm .
<Desc / Clms Page number 8>
The bars of NoS.1 to 11 steels were then cold reduced by about 45%, without intermediate annealing, and they were finally annealed for one hour at 980 ° C., this treatment being followed by cooling in the air. Steels A to E were treated in a similar fashion except that they were annealed for one hour at 10950C between hot work and cold work.
Table 1
EMI8.1
<tb> Aoier <SEP> C <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Nb <SEP> Si <SEP> Mn <SEP> Fe
<tb>
<tb>
<tb> No. <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>%
<tb>
<tb>
<tb> 1 <SEP> 0.08 <SEP> 9.60 <SEP> 18.86 <SEP> 0.16 <SEP> 0.57 <SEP> 1.28 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 2 <SEP> 0.07 <SEP> 9.55 <SEP> 18.81 <SEP> 0.26 <SEP> 0.50 <SEP> 1.15 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 3 <SEP> 0.07 <SEP> 9.60 <SEP> 19.01 <SEP> 0.28 <SEP> 0.48 <SEP> 1.15 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 4 <SEP> 0.0'l <SEP> 9.60 <SEP> 18.60 <SEP> 0.34 <SEP> 0.50 <SEP> 1.10 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 5 <SEP> 0.07 <SEP> 9.60 <SEP> 18.94 <SEP> 0.46 <SEP> 0.45 <SEP> 1.20 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 6 <SEP> 0.022 <SEP> 9.15 <SEP> 18.15 <SEP> 0 <SEP> 0.39 <SEP> 0,
92 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 7 <SEP> 0.032 <SEP> 9.75 <SEP> 18.45 <SEP> 0.08 <SEP> 0.40 <SEP> 0.92 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 8 <SEP> 0.026 <SEP> 9.75 <SEP> 18.60 <SEP> 0.17 <SEP> 0.45 <SEP> 0.93 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 9 <SEP> 0.024 <SEP> 9.75 <SEP> 18.50 <SEP> 0.27 <SEP> 0.40 <SEP> 0.93 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 10 <SEP> 0.07 <SEP> 9.65 <SEP> 18.73 <SEP> 0 <SEP> 0.39 <SEP> 1.20 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 11 <SEP> 0.07 <SEP> 9.60 <SEP> 19.09 <SEP> 0.09 <SEP> 0.59 <SEP> 1.15 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 0.06 <SEP> 10.65 <SEP> 18.08 <SEP> 0 @, @@ <SEP> 0.63 <SEP> 1.2 <SEP> the remainder
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 0.07 <SEP> 9.85 <SEP> 18.14 <SEP> 0.1 <SEP> 0.57 <SEP> 1.1 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> C <SEP> 0.07 <SEP> 10,
05 <SEP> 18.68 <SEP> 0.25 <SEP> 0.66 <SEP> 1.15 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 0.07 <SEP> 9.8 <SEP> 17.56 <SEP> 0.51 <SEP> 0.67 <SEP> 1.13 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> E <SEP> 0.07 <SEP> 10.05 <SEP> 18.62 <SEP> 0.85 <SEP> 0.63 <SEP> 1.2 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> 0.08 <SEP> 8-12 <SEP> 18-20- <SEP> 1.00 <SEP> 2.00
<tb>
<tb>
<tb> 304 <SEP> max. <SEP> max. <SEP> max. <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
Steels Nos. 1 to 5 are steels according to the invention, while steels Nos. 6 to 11 are of a composition falling outside the scope of the invention. Steels A to E were not treated according to the invention because they were annealed after hot working and before cold working.
The steels were tested and the yield strength (0.2% strain), ductility (percent elongation) and percent section reduction are given in Table II below.
It can be seen from this table II that the steels Nos. 1 to 5
<Desc / Clms Page number 9>
'according to the invention show elastic limits of more
EMI9.1
of 35.0 kg / mm2t these limits going up to more than 38.5 ka / = 29 while maintaining high ductility, that is to say an elongation of more than 50%, as well as a 70% greater section reduction in the annealed condition. Such elastic limits are approximately 50% higher than that of standard AISI 304 steel.
It can also be seen that steels A to E, which received the intermediate annealing, have much lower yield strengths.
The importance of maintaining a carbon content of at least 0.03% is shown by the relatively low yield strengths of Nos. 6 to 9 steels, while the importance of the niobium content can be seen yield strengths of No. 10 steel which does not contain niobium and of No. 11 steel which contains less niobium than required according to the invention.
EMI9.2
¯ - TÀ3L3ÀVÀI-
EMI9.3
<tb> Steel <SEP> elastic limit <SEP> <SEP> Elongation, <SEP>% Reduction <SEP> of <SEP> sec-
<tb>
<tb>
<tb> No. <SEP> (<SEP> deformation of <SEP> 0.2%) <SEP> tion, <SEP>%
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> kg / mm2
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 1 <SEP> 36.8 <SEP> 55 <SEP> 74.8
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 2 <SEP> 38.9 <SEP> 55 <SEP> 75.2
<tb>
<tb>
<tb> 3 <SEP> 37.3 <SEP> 52 <SEP> -.
<tb>
<tb>
<tb> 4 <SEP> 39.0 <SEP> 51 <SEP> 74.9
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 5 <SEP> 38.8 <SEP> 51 <SEP> 74.8
<tb>
EMI9.4
6 z, 5 65, 5 -.-.
EMI9.5
<tb> 7 <SEP> 24.0 <SEP> 65.0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 8 <SEP> 26.6 <SEP> 58.5
<tb>
EMI9.6
9 29.1 5495 76.1 10 27.6 # 7691
EMI9.7
<tb> 11 <SEP> 31.3 <SEP> - <SEP> 75.7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 23.8 <SEP> 69.7 <SEP> 76.0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 27.8 <SEP> 65.4 <SEP> 75.2
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> C <SEP> 29.9 <SEP> 56.3 <SEP> 74.0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 28.6 <SEP> 55.5 <SEP> 72.8
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> E <SEP> 28.2 <SEP> 57.3 <SEP> 76.0
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> 24.6 <SEP> 55 <SEP> 65
<tb>
<tb>
<tb> 304
<tb>
The remarkable granular structure associated with steels'
<Desc / Clms Page number 10>
according to the invention appears to be important in determining the improved properties and furthermore provides other advantages,
such as better characteristics of large drawing and machinability. This fine grain structure is shown in the accompanying drawings, each of the figures showing photomicrographs showing the grain dimensions of Nos steels. 10, 2 and 4, under various processing conditions. Figures 1 and 3 to, 5 were performed with a 250-fold amplification, while Figure 2 was obtained with a 100-fold amplification.
Figure 1 shows the grain size of the three steels after hot rolling 4 1260 C, while Figure 2 shows the grain size of each of these steels after annealing at 1260 C for two hours, after hot rolling .
It can be seen that the annealing completely eliminates any difference that can be observed between the three steels. Figures 3 and 4 show the microstructure obtained in these steels when, after hot rolling, annealing at 1260 C for two hours and cold reduction of about 45%, they received a final annealing at 980 C. (Figure 3), and at 1095 C (Figure 4) for one hour.
Finally, FIG. 5 shows the extremely fine granular structure (fineness greater than the dimension ASTM 14), which is obtained in steels Nos 2 and 4 which are steels according to the invention, in the absence of the intermediate rewet treatment. The steels were hot rolled, cold rolled (45% section reduction) and then annealed at 980 ° C for one hour. It can readily be seen that the niobium-free No. 10 steel does not show a fine grain structure despite the omission of the intermediate annealing treatment.
This fine grain structure of steels is more surprising when compared to that reported for well-known stainless / niobium-containing steels. By way of example, samples of a steel having the composition given
<Desc / Clms Page number 11>
born in the following table, corresponding to AISI 347, were subjected to the treatments mentioned below.
EMI11.1
<tb>
C <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Nb <SEP> Mn <SEP> Fe
<tb>
<tb>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>% <SEP>%
<tb>
<tb> 0.05 <SEP> 11.49 <SEP> 17.33 <SEP> 0.76 <SEP> 1.74 <SEP> the remaining <SEP>
<tb>
Treatment A: hot rolling, pickling and then annealing at 1040 C, 1095 C or 1150 C.
Treatment B: hot rolling, annealing at 1040 c, 1095 C or 1150 C, descaling, cold rolling (20%) and reheating at the same temperature as for the initial annealing.
The grain sizes (ASTM No.) obtained in the various samples are given in Table III below:
Table III
EMI11.2
<tb> Treatment <SEP> Temperature <SEP> of annealed <SEP>, <SEP> C <SEP> Dimensions <SEP> of <SEP> grains
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 1040 <SEP> 8
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 1095 <SEP> 7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 1150 <SEP> 6
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 1040 <SEP> 7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 1095 <SEP> 7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 1150 <SEP> 6
<tb>
It can be seen that the grain sizes obtained compare unfavorably in fineness with those obtained in the steels according to the present invention.
This is believed to be due at least in part to the fact that niobium contents exceeding 0.5% lead to the formation of carbide agglomerates. 'to demonstrate this, a steel containing 0.07% carbo-. ne, 10.5% nickel, 0.63% silicon, 1.2% manganese, 18.62% chromium and 0.85% niobium was hot rolled, cold reduced by 45% and finally annealed at 980 C for one hour. The grain size of this steel was found to be ASTM # 8. Apart from the niobium content, this steel was within the scope of the invention.
Steels according to the present invention can of course be used for all the purposes for which one employs.
<Desc / Clms Page number 12>
usually austenitic stainless steels. However, as the steels of the invention possess an increased elastic limit coupled with good ductility, the field of possible uses is extended, in particular including products in which higher limit / weight ratios are desired, for example tanks for transport various products, in particular corrosive products.
CLAIMS
1. A process in which an austenitic stainless steel containing 3 to 12% nickel, 16 to 20% chromium, 0 to 10% manganese, 0 to 3% molybdenum, 0.15 to 0.5% niobium, 0.03-0.12% carbon, 0-2% silicon,
0 to 0.5% aluminum and 0 to 0.5% nitrogen, the remainder consisting essentially of iron, is hot worked in the temperature range of 1065 to 1260 C, then, without annealing in - intermediate, is cold worked to obtain a reduction of at least 15%,
and is then annealed in the temperature range of 925 to 1095 C for a period of time such as to cause recrystallization of the steel without bringing the entry into solution of fine particles of carbide.
2. A process according to claim 1, wherein the hot work is carried out in the temperature range of.
1095 to 1260 C.
3. A process according to claims 1 or 2, wherein a reduction of between 40 and 60% is obtained by cold working.
4. A process according to any one of claims 1 to 3, wherein the annealing is carried out in the temperature range of 955 to 1010 C.
5. A process according to any preceding claim, wherein the temperature and time of the curing are in accordance with the following formula.
45.3 = (492 + 1.8T) (log t + 20) x 10-3
<Desc / Clms Page number 13>
where T represents the temperature in degrees centigrade, and t represents the time in hours.
6. A process according to any one of the preceding claims, applied to a steel containing 0.15 to 0.3% niobium.
7. A process according to any one of claims 1 to 5, applied to a steel containing 0.18 to 0.28% niobium.
8. A process according to any one of the preceding claims, applied to a steel in which the nickel content is at least 6%, the carbon content is at least 0.5%, the content of nickel. chromium is 17.5 to 19.5%, the manganese content is 0 to 2%, the silicon content is less than 1%, the aluminum content is less than 0.1% and the content of nitrogen is less than 0.3%, the remainder being constituted almost entirely by ger.
9. A steel of a composition as defined above and treated by a process according to any one of the preceding claims.
BRUSSELS, January 11, 1965 P. Pon of the company known as INTERNATIONAL NICKEL LIMITED P. Ponde J. GEVERS & Co.