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Aciers inoxydables austénitiques métastables ayant une meilleure usinabilité à chaud.
L'invention concerne des aciers inoxydables austé- nitiques métastables. On sait que dans la production des aciers inoxydables, certains éléments comme le nickel, le manganèse et l'azote interviennent comme "promoteursde l'austénite, c'est-à-dire font subsister, lorsque le métal est refroidi jusqu'à la température ambiante,la structure austénitique qui existe aux températures élevées.
Par conséquent, divers éléments d'alliage, comme le nickel et le manganèse,sont ajoutés souvent en quantités sen-
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sibles lors de la production des aciers inoxydables austéniti- ques. L'azote peut être ajouté aussi intentionnellement à cette fin, mais il peut être incorporé accidentellement à à l'acier en fusion pendant sa production ; parexemple la fusion en présence d'air peut être avantageuse sous ce rapport. Le brevet des Etats-Unis d'Amérique n 3.149.965 décrit la production d'aciers inoxydables austénitiques stables pour la fabrication de sou- papes de moteurs d'automobiles et illustre la mise en oeuvre de ces éléments qui stabilisent la structure austénitique.
Cependant, lorsque les conditions do la fusion ne sont pas étroitement assujetties, la quantité d'azote en so- lution dans l'acier en conséquence même de la fusion varie beaucoup,à savoir de quantités résiduelles de l'ordre de 0,06% (comme indiqué dans le brevet précité) ou même moins jus- qu'aux quantités beaucoup plus élevées possibles,par exemple de 0,2% ou davantage pour les aciers à 14 - 15% de chrome fondus à 1482 C (voir, par exemple, H.A. Wriedt et collaborateurs, Trans.
AIME, 1961, volume 221, pages 532 à 535 reproduit pour partie dans "The Making, Shaping and Treating of Steel, 8ème édition, 1964, page 293, United States Steel Corporation) suivant le mode d'élaboration particulier de l'acier appliqué et suivant la nature et la quantité des autres éléments d'al- liage, comme le nickel et spécialement le manganèse qui sont également présents.
Il est évidemment courant dans les techniques actuel- les d'élaboration de l'acier d'utiliser de l'azote en quantités relativement importantes, par exemple de 0,25% en poids au maximum dans les aciers au chrome -nickel -manganèse pour la formation d'aciers austénitiques, par exemple les aciers AISI types 201 et 202. Par "aciers austénitiques" on entend normalement et ici aussi des aciers inoxydables qui ne prennent pas la trempe à chaud et qui sont de façon prépondérante à l'état austénitique
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tels qu'on les obtient par traitement thermique dans l'industrie.
Toutefois, par travail à froid,ces aciers subissent une trans- formation partielle jusqu'à l'état martensitique.
On connaît d'autres aciers inoxydables qui sont de façon complète ou sensiblement complète stables à l'état austénitique non seulement lors d'un traitement thermique, mais aussi lors du travail froid. Ces aciers inoxydables austénitiques stables trouvent, par exemple, leurs applications pour des produits totalement non magnétiques (austénitiques) même après fabrication par travail à froid, comme dans les bagues de retenue des générateurs électriques.
Des exemples de ces derniers aciers sont donnés dans le brevet allemand n 652.472 et plus récemment dans les brevets des Etats-Unis d'Amérique n 2.876.096 et 2.909.425. Dans ces aciers, les quantités et proportions d'agents favorisant la formation de la phase ferritique, comme le chrome, et des agents favorisant la formation de la phabe austénitique, connue le carbone, le nickel, le manganèse et l'azote sont de nature à empêcher toute transformation austénitique sensible lors du chauffage ou du travail à froid.
Dans certaines industries des constructions métallique, par exemple dans la fabrication des automobiles et des appareils domestiques, il est intéressant de disposer d'un acier inoxyda- ble austénitique peu onéreux ayant une bonne aptitude au façon- nage (faible résistance à la limite élastique en traction et allongement élevé), une haute résistance à la rupture en trac- tion et une bonne résistance à la corrosion. Les aciers au chrome-manganèse-nickel contenant suffisamment d'azote pour assurer l'existence de la structure austénitique après un traitement thermique ont déjà été proposés comme produits de substitution peu onéreux des aciers austénitiques au chrome- nickel qui sont plus chers.
Cependant, en raison de la médiocre
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usinabilité à chaud de ces aciers de substitution,l'accroissement des frais de fabrication compense l'infériorité du prix de l'alliage.
L'invention a donc pour but de procurer des aciers inoxydables austénitiques au chrome-manganèse-nickel peu onéreux ayant une teneur faible et bien déterminée en azote, qui aient non seulement une bonne aptitude au façonnage et une haute résistance en traction ainsi qu'une bonne résistan- ce à la corrosion, mais qui présentent, en outre, une bonne usinabilité à chaud et qui, par conséquent, permettent une fabrication moins difficile et moins onéreuse.
A cette fin, l'invention a,entre autres,pour objet des aciers dont les compositions tombent dans les intervalles généraux,intermédiaires et préférés ci-après.
Composition centésimale en poids
EMI4.1
<tb> Elément <SEP> Intervalle <SEP> Intervalle <SEP> Intervalle
<tb>
<tb> général <SEP> intermédiaire <SEP> préféré
<tb>
EMI4.2
Carbone 0,11 à 0,20 0,12 à 0,17 0914 à 0,17 Azote 0$015 à 0,08 01015 à 0,06 olol5 à 0,04 Chrome 14 à 19 14 à 17 14 à 15,25
EMI4.3
<tb> Manganèse <SEP> 5,5 <SEP> à <SEP> 8 <SEP> 5,5 <SEP> à <SEP> 8 <SEP> 5,5 <SEP> à <SEP> 6,5
<tb>
EMI4.4
Nickel 495 à 6 4,5 à 6 495 à 5,25 Phosphore 0, 04 max. 0,04 max. 0, 03 max.
EMI4.5
<tb>
Soufre <SEP> 0,04 <SEP> max. <SEP> 0,04 <SEP> max. <SEP> 0,03 <SEP> max.
<tb>
<tb> Silicium <SEP> 1,0 <SEP> max. <SEP> 1,0 <SEP> max. <SEP> 0,35 <SEP> à <SEP> 0,6C
<tb>
<tb> Molybdène <SEP> jusqu'à <SEP> 0,50 <SEP> jusque <SEP> 0,50 <SEP> 0,25 <SEP> à <SEP> 0,50
<tb>
reste;en substance du fer et des impuretés accidentelles n'ai- fectant pas les propriétés de façon défavorable, par exemple du cobalt en quantité s'élevant jusqu'à environ 0,la%.
Dans l'intervalle général de composition, l'azote tonbo dans la partie inférieure de son intervalle lcrsque le carbone représente moins d'environ 0,14 % et dans la partie supérieure
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de son intervalle,pour une teneur en carbone proportionnelle- ment élevée,lorsque le chrome représente plus d'environ 17%.
Dans l'intervalle intermédiaire de composition, la concentration en azote est limitée à un maximum d'environ 0,04% pour une quantité de carbone de moins d'environ 0,14%.
L'invention est davantage détaillée ci-après avec référence aux dessins annexés dans lesquels :
Fig. 1 à 6 sont des diagrammes montrant la relation requise entre les teneurs en carbone et en azote et certaines propriétés physiques de divers aciers de l'invention.
On a découvert que pour des teneurs en chrome et en azote moindres que celles des aciers ordinaires au chrome- manganèse-nickel-azote, comme l'acier AISI type 201, et pour une teneur en carbone relativement élevée, on obtient des aciers austénitiques dont l'usinabilité à chaud est sensiblement supé- rieure à celle de l'acier AISI type 201 dans l'intervalle de 1093 à 1260 C. En outre, ces aciers ont une excellente ducti- lité (allongement) associée à une résistance à la limite élastique en traction avantageusement basse et à une résistan- ce à la rupture en traction avantageusement élevée, ainsi qu'à une bonne résistance à la corrosion en comparaison des aciers inoxydables austénitiques déjà connus.
En ce qui concerne la différence entre les aciers d l'invention et l'acier AISI T-201, il convient de noter que les nouveaux aciers contiennent du carbone et de l'azote en quantités critiquement limitées. Ainsi, la norme AISI pour l'acier T-201 prévoit un maximum de 0,15% de carbone et un maximum de 0,25% d'azote,alors que les nouveaux aciers con- tiennent de manière générale 0,11 à 0,20% de carbone et 0,015 à 0,08% d'azote. L'effet critique do ces limites de domaines est illustré dans les dessins, par exemple par la Fig. 2 qui montre l'effet marqué de la teneur en carbone sur l'usinabilité à chaud
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pour ces aciers à faible teneur en azote.
On constate que l'effet est faible sillon nul pour des aciers contenant 0,11 à 0,15% d'azote (conformes à la norme pour l'acier T-201), mais que l'usinabilité à chaud des aciers à faible teneur en azote (moins de 0,08% d'azote) augmente rapidement à par- tir d'environ 0,08% de carbone et atteint des valeurs très élevées lorsque la teneur en carbone s'élève jusqu'à envi- ron 0,17%.
Il ressort également de la Fig. 2 que le carbone a un effet un peu moindre sur l'usinabilité à chaud dans le cas des aciers contenant 0,07 à 0,09% d'azote, c'est-à-dire que lorsque la concentration en azote tombe dans la partie supérieure de l'intervalle de l'invention, par exemple dans le domaine de 0,01 à 0,08%, la teneur en carbone doit tomber également dans la partie supérieure de son intervalle.
Bien que l'acier T-201 contienne au maximum 0,25% d'azote, comme le montre la Fig. 1, la variation est faible dans l'usinabilité à froid qui est uniformément basse aux teneurs en azote de plus d'environ 0,08% en poids,tandis qu'au- dessous de ces valeurs, l'usinabilité à chaud augmente très rapidement.
Pour illustrer les aciers de l'invention ot la nécessité de maintenir les concentrations des divers éléments d'alliage dans les intervalles indiqués, on a produit les aciers ci-après au four à induction électrique en présence d'air et on les a soumis aux divers essais décrits en détail plus loin.
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TABLEAU 1
EMI7.1
<tb> Acier <SEP> C <SEP> Mn <SEP> P <SEP> S <SEP> Si <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> N
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 0,11 <SEP> 0,64 <SEP> 0,006 <SEP> 0,009 <SEP> 0,36 <SEP> 7,00 <SEP> 16,66 <SEP> + <SEP> 0,026
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 0,11 <SEP> 6,80 <SEP> 0,007 <SEP> 0,009 <SEP> 0,46 <SEP> 4,80 <SEP> 16,80 <SEP> + <SEP> 0,15
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> c <SEP> 0,14 <SEP> 6,00 <SEP> 0,020 <SEP> 0,005 <SEP> 0,50 <SEP> 5,04 <SEP> 14,08 <SEP> + <SEP> 0,073
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 0,14 <SEP> 6,10 <SEP> 0,017 <SEP> 0,009 <SEP> 0, <SEP> 52 <SEP> 5,06 <SEP> 15,00 <SEP> + <SEP> 0,078
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> E <SEP> 0,14 <SEP> 6,10 <SEP> 0,016 <SEP> 0,016 <SEP> 0,58 <SEP> 5,02 <SEP> 14,1 <SEP> + <SEP> 0,017
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> F <SEP> 0,15 <SEP> 5,93 <SEP> 0,015 <SEP> 0,016 <SEP> 0,58 <SEP> 5,01 <SEP> 15,1 <SEP> + <SEP> 0,
018
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> G <SEP> 0,14 <SEP> 6,17 <SEP> 0,016 <SEP> 0,018 <SEP> 0,56 <SEP> 5,04 <SEP> 14,1 <SEP> + <SEP> 0,078
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> H <SEP> 0,13 <SEP> 6,03 <SEP> 0,017 <SEP> 0,017 <SEP> 0,52 <SEP> 5,05 <SEP> 15,1 <SEP> + <SEP> 0,077
<tb>
EMI7.2
l 0,11 5,95 0,015 0,012 0,44 5,09 14,6 Ot5O 0,018
EMI7.3
<tb> + <SEP> résidu. <SEP>
<tb>
Les aciers A et tombent en dehors du cadre de l'invention, l'acier A étant de l'acier T-201 pour lequel la norme AISI prévoit une teneur en nickel de 6 à 8%. On façonne les aciers ayant les compositions ci-dessus en barreaux et en tolespar travail à chaud à 1204 - 1232 C et parfois par lami- nage à froid ultérieurement.
On exécute des essais de torsion à chaud sur certains des aciers ce qui donne les résultats figurant au tableau II.
Les essais de torsion à chaud permettent de déterminer l'usi- nabilité à chaud du métal. L'appareil d'essai consiste essen- tiellement en un four pour chauffer et maintenir une éprouvette (diamètre 15,9 mm pour une longueur d'environ 304,8 mm) à la température requise,en un moteur faisant tourner l'éprouvette, en un mandrin qui saisit l'éprouvette et en un compteur qui permet d'établir le nombre de tours. Pour exécuter l'essai, on fixe une extrémité de l'éprouvette à l'arbre du moteur et on empêche l'autre de tourner. On fait les essais à diverses tem- pératures et on poursuit les opérations jusqu'à rupture des éprouvettes. Le nombre de torsions nécessire pour rompre ou
EMI7.4
casser l'éprouvctte est une indication fidèle de l'usintbilité à
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chaud de l'acier à la température on question.
Lo tableau II ci-après donne les résultats des essais de torsion à chaud sur certains des aciers du tableau I.
TABLEAU Il
EMI8.1
<tb> Nombre <SEP> de <SEP> tours <SEP> jusqu'à <SEP> rupture <SEP> à <SEP> la <SEP> température <SEP> indiquée
<tb>
<tb> Acier <SEP> 1093 C <SEP> 1149 C <SEP> 1204 C <SEP> 1260 C
<tb>
<tb> A <SEP> 24 <SEP> 28 <SEP> 22,32 <SEP> # <SEP> 41
<tb>
EMI8.2
B 15,18 . 23 2lp2g * 26 C 33 29,1>7 * 40 3Y,Yo *
EMI8.3
<tb> D <SEP> 35 <SEP> 31,34 <SEP> # <SEP> 40 <SEP> 46
<tb>
<tb> 1 <SEP> 34 <SEP> 44 <SEP> 57,44 <SEP> # <SEP> 49,54 <SEP> #
<tb>
# Deux essais.
Ces résultats montrent que l'acier de l'invention a une beaucoup meilleure usinabilité chud. Il convient de noter que l'acier A est un acier AISI type 301 et que l'amer B est un acier AISI type 201.
Le tableau III ci-après donne les résultats d'essais de traction dans le sens longitudinal à la température embiante sur certains aciers du tableau I.
TABLEAU III
EMI8.4
<tb> Propriétés <SEP> de <SEP> traction <SEP> dans <SEP> le <SEP> sens <SEP> longitudinal <SEP> à
<tb>
<tb>
<tb> la <SEP> température <SEP> ambiante
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Acier <SEP> Résistance <SEP> en <SEP> Résistance <SEP> à <SEP> la <SEP> Allongement <SEP> en
<tb>
<tb>
<tb> traction <SEP> à <SEP> la <SEP> rupture <SEP> en <SEP> trac- <SEP> % <SEP> pour <SEP> une
<tb>
<tb>
<tb> limite <SEP> élasti- <SEP> tion, <SEP> kg <SEP> par <SEP> cm2 <SEP> éprouvette <SEP> de
<tb>
<tb>
<tb> que <SEP> (déforma- <SEP> 50,8 <SEP> mm
<tb>
<tb>
<tb> tion <SEP> nermanen-
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> te <SEP> de <SEP> 0,2%) <SEP> kg
<tb>
EMI8.5
'Par cm ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯
EMI8.6
<tb> E <SEP> 2629 <SEP> 10.819 <SEP> 51,2
<tb>
<tb> F <SEP> 2742 <SEP> 10.489 <SEP> 51,2
<tb>
<tb>
<tb> G <SEP> 3311 <SEP> 9.701 <SEP> 67,
5
<tb>
<tb>
<tb> H <SEP> 3360 <SEP> 9.448 <SEP> 71,5
<tb>
<tb>
<tb> 1 <SEP> 2791 <SEP> 9.652 <SEP> 62,7
<tb>
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Il convient de noter que les aciers de l'invention accusent des allongements de µ0% ou davantage pour des éprouvet- tes de 50,8 mm. Cet allongement est sensiblement meilleur que l'allongement de 20 à 25% de l'acier AISI type 430 d'usage cou- rant pour les appareils domestiques et les accessoires d'auto- mobiles.
Le tableau IV permet de comparer certaines données concernant l'acier I de l'invention et les aciers AISI types 430, 304 et 316 ayant les compositions ci-après.
EMI9.1
<tb>
Types
<tb>
<tb> AI <SEP> SI <SEP> C <SEP> Mn <SEP> P <SEP> S <SEP> Si <SEP> Cu <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> N
<tb>
EMI9.2
430n) 0,063 0, 61 0, oz5 0, 15 0, 56 - 0,21 17, o o, 06 0, 05 430(2) 0,09 0,43 0,03 0,005 0,38 0,0530,27 18,0 0,04 0,049 304 o,05 l,52 0,025 0,014 0,43 0,25 9,55 18,6 0, 3 0,03 316 0,04 1,49 0,019 0,015 0,56 0,08 13,0 18,1 2,'!8 0, 3 201 0,11 7,5 0, 3 0,01 0,54 - 4,45 16,31 - 0,17 TABI,EAU IV
EMI9.3
<tb> Résistance <SEP> à <SEP> la <SEP> corrosion
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Agent <SEP> corrosif: <SEP> acide <SEP> nitrique <SEP> à <SEP> 10% <SEP> à <SEP> 32 C <SEP> pendant <SEP> 24 <SEP> heures.
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
Perte <SEP> de <SEP> poids <SEP> en <SEP> mg <SEP> par <SEP> dmê <SEP> et <SEP> par
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> jour
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Acier <SEP> I <SEP> 1,8
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> type <SEP> 430(1) <SEP> 3,7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Agent <SEP> corrosif <SEP> : <SEP> produit <SEP> de <SEP> condensation <SEP> de <SEP> pot <SEP> d'échappement,
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 82 C, <SEP> 1000 <SEP> heures.
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
Profondeur <SEP> maximum <SEP> des <SEP> piqures, <SEP> microns
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Acier <SEP> 1 <SEP> 178
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> type <SEP> 430(2) <SEP> 432
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> type <SEP> 304 <SEP> 406
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> type <SEP> 316 <SEP> 102
<tb>
On peut en déduire que l'acier 1 de l'invention a une résistance à la corrosion qui est meilleure que celle de l'acier AISI type 430 dans l'acide nitrique à 10%. Sa résistance à la
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corrosion est meilleure aussi que celle des aciers AISI types 304 et 430 dans les produits de condensation des pots d'échap- pement et est très voisine de celle de l'acier AISI type 316, beaucoup plus onéreux, dans le cas de ce dernier agent corrosif.
La Fig. 1 est un diagramme portant, en ordonnées, le nombre de tours jusqu'à la rupture à 1260 C et, en abscisses, la teneur en azote, en % en poids, et illustrant l'effet de la teneur en azote pour diverses teneurs en carbone sur l'usina- bilité à chaud des aciers au chrome-manganèse-nickel-azote.
La Fig. 1 montre à quel point il est avantageux pour augmenter l'usinabilité à chaud de maintenir la teneur en azote à une valeur peu élevée, c'est-à-dire inférieure à 0,08% et de préfé- rence inférieure à 0,06 ou même 0,04;, spécialement pour les aciers à teneur relativement élevée en carbone, c'est-à-dire contenant 0,14 à 17% de carbone.
La Fig. 2 est un diagramme portant,en ordonnées,le nombre de tours jusqu'à la rupture à 1260 C et, en abscisses, la teneur en ca bone, en % en poids,et montrant l'effet de la te- neur en carbone pour diverses teneurs en azote sur l'usinabi- lité à chaud des aciers au chrome-manganèse-nickel-azote.
Comme la Fig. 1, la Fig. 2 montre la relation entre la teneur en carbone et la teneur en azote et l'effet de ces éléments sur l'urina bilité à chaud des aciers au chrome -manganèse -nickel -azote.
Cette figure illustre nettement qu'il est intéressant de main- tenir la teneur en azote au-dessous d'environ 0,08%, et de pré- férence au-dessous de 0,04% en poids et qu'il est nécessaire de maintenir des teneurs en carbone relativement élevées, c'est- à-dire plus de 0,11% et de préférence plus de 0,14% en poids.
L'intérêt d'une teneur en carbone élevée, à savoir de 0,11 à 0,20% et, de préférence, de 0,14 à 0,17% en poids pour une faible teneur en azote, c'est-à-dire de 0,015 à 0,08 et, de préférence, de 0,015 à 0,04% en poids ressort nettement de la
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Fig. 2.
La Fin. 3 est un diagramme portant, en ordonnées à gaucne, la rsistance 'i la rupture ou à la limite élastique en traction, en kg par cm?,en ordonnées @ droite, l'allongement en % pour une éprouvette de 50,8 mm et, en abscisses, la teneur en carbone en % en poids, qui montre l'effet de la ter:
eur en carbone sur la résistance à la limite élastique en traction (courbe 1) et sur la résistance à la rupture en traction (courbe 2) de même que sur l'allonge- ment (courbe 3) pour des aciers au chrome-manganèse-nickel- azote à 17 de chrome et à faible teneur en azote, c'est-à-dire con- tenant 0,03 à 0,04% d'azote. Cornue le montre la Fig. 3, le carbone a un effet relativenent faible sur la résistance à la limite élastique en traction et sur la résistance à la rupture en traction dans les aciers au chrome-manganèse-nickel-azote envisagés, mais une quantité de carbone d'au moins environ 0,11% et, de préférence, d'au moins 0,12 à 0,14% en poids est nécessaire pour que l'allongement atteigne les valeurs les plus élevées.
La Fig. 4 est un diagramme portant, en ordonnées, le nombre da tours jusqu'à la rupture à 1260 C en fonction de la teneur en chrome,en % en poids,et montre l'effet du chrome sun l'usinabillté à chaud des aciers au chrome-manganèse- nickel-azote. Comme le montre la Fig. 4, le chrome en concen- tration d'environ 14 à 17% n'a sensiblement aucun effet sur l'usinabilité à chaud.des aciers au chrome-manganèse-nickel.-- azote envisagés.
La Fig. 5 est un diagramme portant, en ordonnées à gauche, la résistance à la limite élastique ou à la rupture en traction, en kg par cm2, en ordonnées à droite, l'allonge- ment en % pour une éprouvette de 50,8 mm et en abscisses, la teneur en chrome en % en poids et montre l'effet de la teneur en chrome et de la teneur en azote sur la résistance à la limite
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élastique en traction (courbes 1) sur la résistance à la rup- ture en traction (courbes 2) et sur l'allongement en % (courbes 3) des aciers au chrome-manganèse-nickel-azote.
La Fig. 5 montre que la résistance à la limite élastique en traction des aciers envisagés n'est pas affectée sensiblement par un accroissement de la teneur en chrome dans l'intervalle de 14 à 19%, mais que la résistance à la rupture en traction diminue à mesure que la teneur en chrome s'élève dans cet intervalle. La Fig. montre également que l'allongement augmente avec la teneur en chrome lorsque la teneur en azote est maintenue à une valeur tombant dans l'intervalle des faibles concentrations requises, par exem- ple d'environ 0,02 à 0,03% en poids.
La Fig. 6 est un diagramme portant, en ordonnées, le nombre de tours jusqu'à la rupture et, en abscisses,la température en C et montre l'effet de la température d'usinage à chaud sur l'usinabilité à chaud des aciers au chrome-manganèse-nickel- azote. Comme le montre la Fig. 6, les aciers de l'invention ayant des teneurs en carbone relativement élevées et des te- neurs en azote relativement basses,comme l'acier 9 contenant 0,17% en poids de carbone et 0,035% en poids d'azote et l'acier 28 contenant 0,11% en poids de carbone et 0,018% en poids d'qzote,ont une usinabilité à chaud excellente dans tout l'intervalle d'usinage à chaud et, en particulier, aux températures les plus élevées de l'intervalle. Les aciers 3, 4, 7 et 8 tombent en dehors du cadre de l'invention en rai- son de leur teneur élevée en azote.
Comme le montre la Fig. 6, leur aptitude à l'usinage à chaud est inférieure à celle des aciers à moindre teneur en azote.
Bien quo divers modes et détails de réalisation aient été décrits pour illustrer l'invention, il va de soi que celle- ci est susceptible de nombreuses variantes et modifications sans sortir de son cadre.
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Metastable austenitic stainless steels with better hot machinability.
The invention relates to metastable austenitic stainless steels. We know that in the production of stainless steels, certain elements such as nickel, manganese and nitrogen intervene as "austenite promoters, that is to say, make them subsist when the metal is cooled to temperature. ambient, the austenitic structure that exists at high temperatures.
Therefore, various alloying elements, such as nickel and manganese, are often added in substantial amounts.
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sible in the production of austenitic stainless steels. Nitrogen can also be intentionally added for this purpose, but it can be accidentally incorporated into molten steel during its production; for example, melting in the presence of air can be advantageous in this respect. US Pat. No. 3,149,965 describes the production of stable austenitic stainless steels for the manufacture of automotive engine valves and illustrates the use of these elements which stabilize the austenitic structure.
However, when the conditions of melting are not tightly constrained, the amount of nitrogen in solution in the steel as a result of the actual melting varies greatly, i.e., residual quantities of the order of 0.06%. (as indicated in the aforementioned patent) or even less up to the much higher amounts possible, for example 0.2% or more for 14-15% chromium steels melted at 1482 C (see, for example , HA Wriedt et al., Trans.
AIME, 1961, volume 221, pages 532 to 535 reproduced in part in "The Making, Shaping and Treating of Steel, 8th edition, 1964, page 293, United States Steel Corporation) according to the particular method of production of the applied steel and depending on the nature and amount of other alloying elements, such as nickel and especially manganese which are also present.
It is obviously common in current steelmaking techniques to use nitrogen in relatively large amounts, for example 0.25% by weight at most in chromium-nickel-manganese steels for the formation of austenitic steels, for example AISI steels types 201 and 202. By "austenitic steels" is meant normally and here also stainless steels which do not take hot quenching and which are predominantly in the austenitic state
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as obtained by heat treatment in industry.
However, by cold working, these steels undergo a partial transformation to the martensitic state.
Other stainless steels are known which are completely or substantially completely stable in the austenitic state not only during heat treatment, but also during cold working. These stable austenitic stainless steels find, for example, their applications for completely non-magnetic (austenitic) products even after manufacture by cold working, as in the retaining rings of electric generators.
Examples of the latter steels are given in German Patent No. 652,472 and more recently in United States Patents Nos. 2,876,096 and 2,909,425. In these steels, the quantities and proportions of agents promoting the formation of the ferritic phase, such as chromium, and agents promoting the formation of the austenitic phabe, known as carbon, nickel, manganese and nitrogen, are of a nature to prevent any appreciable austenitic transformation during heating or cold working.
In certain industries of metal constructions, for example in the manufacture of automobiles and household appliances, it is advantageous to have an inexpensive austenitic stainless steel having good formability (low resistance to the elastic limit in high tensile strength and elongation), high tensile strength and good corrosion resistance. Chromium-manganese-nickel steels containing sufficient nitrogen to ensure the existence of the austenitic structure after heat treatment have already been proposed as inexpensive substitutes for the more expensive austenitic chromium-nickel steels.
However, due to the mediocre
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hot machinability of these substitute steels, the increase in manufacturing costs compensates for the lower price of the alloy.
The object of the invention is therefore to provide inexpensive austenitic chromium-manganese-nickel stainless steels having a low and well-defined nitrogen content, which not only have good workability and high tensile strength as well as good corrosion resistance, but which also have good hot machinability and which, consequently, allow less difficult and less expensive manufacture.
To this end, the invention relates, inter alia, to steels the compositions of which fall within the general, intermediate and preferred ranges below.
Percentage composition by weight
EMI4.1
<tb> Element <SEP> Interval <SEP> Interval <SEP> Interval
<tb>
<tb> general <SEP> intermediate <SEP> preferred
<tb>
EMI4.2
Carbon 0.11 to 0.20 0.12 to 0.17 0914 to 0.17 Nitrogen $ 0 015 to 0.08 01015 to 0.06 olol5 to 0.04 Chromium 14 to 19 14 to 17 14 to 15.25
EMI4.3
<tb> Manganese <SEP> 5.5 <SEP> to <SEP> 8 <SEP> 5.5 <SEP> to <SEP> 8 <SEP> 5.5 <SEP> to <SEP> 6.5
<tb>
EMI4.4
Nickel 495 to 6 4.5 to 6 495 to 5.25 Phosphorus 0.04 max. 0.04 max. 0.03 max.
EMI4.5
<tb>
Sulfur <SEP> 0.04 <SEP> max. <SEP> 0.04 <SEP> max. <SEP> 0.03 <SEP> max.
<tb>
<tb> Silicon <SEP> 1.0 <SEP> max. <SEP> 1.0 <SEP> max. <SEP> 0.35 <SEP> to <SEP> 0.6C
<tb>
<tb> Molybdenum <SEP> up to <SEP> 0.50 <SEP> up to <SEP> 0.50 <SEP> 0.25 <SEP> to <SEP> 0.50
<tb>
remains, in substance iron and accidental impurities which do not adversely affect the properties, for example cobalt in an amount up to about 0.1%.
In the general range of composition, tonbo nitrogen in the lower part of its range where carbon is less than about 0.14% and in the upper part
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of its range, for a proportionately high carbon content, when the chromium represents more than about 17%.
In the middle range of composition, the nitrogen concentration is limited to a maximum of about 0.04% for an amount of carbon of less than about 0.14%.
The invention is further detailed below with reference to the accompanying drawings in which:
Fig. 1 to 6 are diagrams showing the required relationship between the carbon and nitrogen contents and certain physical properties of various steels of the invention.
It has been found that for lower chromium and nitrogen contents than those of ordinary chromium-manganese-nickel-nitrogen steels, such as AISI type 201 steel, and for a relatively high carbon content, austenitic steels are obtained whose hot workability is appreciably superior to that of AISI type 201 steel in the range 1093 to 1260 C. In addition, these steels have excellent ductility (elongation) combined with resistance to the limit. advantageously low tensile elasticity and advantageously high tensile strength, as well as good corrosion resistance in comparison with austenitic stainless steels already known.
Regarding the difference between the steels of the invention and the AISI T-201 steel, it should be noted that the new steels contain carbon and nitrogen in critically limited quantities. Thus, the AISI standard for T-201 steel provides for a maximum of 0.15% carbon and a maximum of 0.25% nitrogen, while new steels generally contain 0.11 to 0 , 20% carbon and 0.015 to 0.08% nitrogen. The critical effect of these domain boundaries is illustrated in the drawings, for example by FIG. 2 which shows the marked effect of carbon content on hot machinability
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for those steels with low nitrogen content.
It can be seen that the effect is low zero groove for steels containing 0.11 to 0.15% nitrogen (conforming to the standard for steel T-201), but that the hot machinability of steels with low nitrogen content (less than 0.08% nitrogen) increases rapidly from about 0.08% carbon and reaches very high values when the carbon content rises to about 0 , 17%.
It is also apparent from FIG. 2 that carbon has a somewhat less effect on hot machinability in the case of steels containing 0.07 to 0.09% nitrogen, i.e. when the nitrogen concentration falls into the upper part of the range of the invention, for example in the range of 0.01 to 0.08%, the carbon content should also fall in the upper part of its range.
Although T-201 steel contains a maximum of 0.25% nitrogen, as shown in Fig. 1, the variation is small in cold machinability which is uniformly low at nitrogen contents of more than about 0.08% by weight, while below these values hot machinability increases very rapidly .
To illustrate the steels of the invention and the need to maintain the concentrations of the various alloying elements within the ranges indicated, the following steels were produced in an electric induction furnace in the presence of air and subjected to various tests described in detail below.
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TABLE 1
EMI7.1
<tb> Steel <SEP> C <SEP> Mn <SEP> P <SEP> S <SEP> Si <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> N
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> A <SEP> 0.11 <SEP> 0.64 <SEP> 0.006 <SEP> 0.009 <SEP> 0.36 <SEP> 7.00 <SEP> 16.66 <SEP> + <SEP> 0.026
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> B <SEP> 0.11 <SEP> 6.80 <SEP> 0.007 <SEP> 0.009 <SEP> 0.46 <SEP> 4.80 <SEP> 16.80 <SEP> + <SEP> 0 , 15
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> c <SEP> 0.14 <SEP> 6.00 <SEP> 0.020 <SEP> 0.005 <SEP> 0.50 <SEP> 5.04 <SEP> 14.08 <SEP> + <SEP> 0.073
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> D <SEP> 0.14 <SEP> 6.10 <SEP> 0.017 <SEP> 0.009 <SEP> 0, <SEP> 52 <SEP> 5.06 <SEP> 15.00 <SEP> + < SEP> 0.078
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> E <SEP> 0.14 <SEP> 6.10 <SEP> 0.016 <SEP> 0.016 <SEP> 0.58 <SEP> 5.02 <SEP> 14.1 <SEP> + <SEP> 0.017
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> F <SEP> 0.15 <SEP> 5.93 <SEP> 0.015 <SEP> 0.016 <SEP> 0.58 <SEP> 5.01 <SEP> 15.1 <SEP> + <SEP> 0 ,
018
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> G <SEP> 0.14 <SEP> 6.17 <SEP> 0.016 <SEP> 0.018 <SEP> 0.56 <SEP> 5.04 <SEP> 14.1 <SEP> + <SEP> 0.078
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> H <SEP> 0.13 <SEP> 6.03 <SEP> 0.017 <SEP> 0.017 <SEP> 0.52 <SEP> 5.05 <SEP> 15.1 <SEP> + <SEP> 0.077
<tb>
EMI7.2
l 0.11 5.95 0.015 0.012 0.44 5.09 14.6 Ot5O 0.018
EMI7.3
<tb> + <SEP> residue. <SEP>
<tb>
Steels A and fall outside the scope of the invention, steel A being steel T-201 for which the AISI standard provides for a nickel content of 6 to 8%. Steels having the above compositions are formed into bars and sheets by hot working at 1204-1232 C and sometimes by cold rolling subsequently.
Hot torsion tests were carried out on some of the steels which gave the results shown in Table II.
Hot torsion tests are used to determine the hot workability of the metal. The test apparatus consists essentially of an oven for heating and maintaining a test piece (diameter 15.9 mm for a length of about 304.8 mm) at the required temperature, with a motor rotating the test piece, in a mandrel which grips the specimen and in a counter which makes it possible to establish the number of turns. To perform the test, one end of the specimen is attached to the motor shaft and the other is prevented from rotating. The tests are carried out at various temperatures and the operations are continued until the test pieces break. The number of twists required to break or
EMI7.4
breaking the test is a true indication of the usability at
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hot steel at the temperature in question.
Lo Table II below gives the results of hot torsion tests on some of the steels in Table I.
TABLE II
EMI8.1
<tb> Number <SEP> of <SEP> turns <SEP> until <SEP> rupture <SEP> at <SEP> the <SEP> temperature <SEP> indicated
<tb>
<tb> Steel <SEP> 1093 C <SEP> 1149 C <SEP> 1204 C <SEP> 1260 C
<tb>
<tb> A <SEP> 24 <SEP> 28 <SEP> 22.32 <SEP> # <SEP> 41
<tb>
EMI8.2
B 15.18. 23 2lp2g * 26 C 33 29.1> 7 * 40 3Y, Yo *
EMI8.3
<tb> D <SEP> 35 <SEP> 31,34 <SEP> # <SEP> 40 <SEP> 46
<tb>
<tb> 1 <SEP> 34 <SEP> 44 <SEP> 57.44 <SEP> # <SEP> 49.54 <SEP> #
<tb>
# Two tries.
These results show that the steel of the invention has much better chud machinability. Note that steel A is AISI type 301 steel and bitter B is AISI type 201 steel.
Table III below gives the results of tensile tests in the longitudinal direction at the starting temperature on certain steels in Table I.
TABLE III
EMI8.4
<tb> Properties <SEP> of <SEP> traction <SEP> in <SEP> the <SEP> direction <SEP> longitudinal <SEP> to
<tb>
<tb>
<tb> the <SEP> ambient <SEP> temperature
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Steel <SEP> Resistance <SEP> in <SEP> Resistance <SEP> at <SEP> at <SEP> Elongation <SEP> in
<tb>
<tb>
<tb> traction <SEP> at <SEP> the <SEP> break <SEP> in <SEP> trac- <SEP>% <SEP> for <SEP> a
<tb>
<tb>
<tb> limit <SEP> elasti- <SEP> tion, <SEP> kg <SEP> per <SEP> cm2 <SEP> specimen <SEP> of
<tb>
<tb>
<tb> than <SEP> (deforma- <SEP> 50.8 <SEP> mm
<tb>
<tb>
<tb> tion <SEP> nermanen-
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> te <SEP> of <SEP> 0.2%) <SEP> kg
<tb>
EMI8.5
'By cm ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯ ¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯¯
EMI8.6
<tb> E <SEP> 2629 <SEP> 10.819 <SEP> 51.2
<tb>
<tb> F <SEP> 2742 <SEP> 10.489 <SEP> 51.2
<tb>
<tb>
<tb> G <SEP> 3311 <SEP> 9.701 <SEP> 67,
5
<tb>
<tb>
<tb> H <SEP> 3360 <SEP> 9.448 <SEP> 71.5
<tb>
<tb>
<tb> 1 <SEP> 2791 <SEP> 9.652 <SEP> 62.7
<tb>
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It should be noted that the steels of the invention exhibit elongations of µ0% or more for test pieces of 50.8 mm. This elongation is significantly better than the 20 to 25% elongation of AISI type 430 steel in common use for household appliances and automotive accessories.
Table IV makes it possible to compare certain data concerning the steel I of the invention and the AISI type 430, 304 and 316 steels having the following compositions.
EMI9.1
<tb>
Types
<tb>
<tb> AI <SEP> SI <SEP> C <SEP> Mn <SEP> P <SEP> S <SEP> Si <SEP> Cu <SEP> Ni <SEP> Cr <SEP> Mo <SEP> N
<tb>
EMI9.2
430n) 0.063 0, 61 0, oz5 0, 15 0, 56 - 0.21 17, oo, 06 0, 05 430 (2) 0.09 0.43 0.03 0.005 0.38 0.0530.27 18 , 0 0.04 0.049 304 o, 05 l, 52 0.025 0.014 0.43 0.25 9.55 18.6 0, 3 0.03 316 0.04 1.49 0.019 0.015 0.56 0.08 13, 0 18.1 2, '! 8 0, 3 201 0.11 7.5 0, 3 0.01 0.54 - 4.45 16.31 - 0.17 TABI, EAU IV
EMI9.3
<tb> Resistance <SEP> to <SEP> the <SEP> corrosion
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Corrosive <SEP> agent: <SEP> nitric acid <SEP> <SEP> to <SEP> 10% <SEP> to <SEP> 32 C <SEP> for <SEP> 24 <SEP> hours.
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
Loss <SEP> of <SEP> weight <SEP> in <SEP> mg <SEP> by <SEP> dmê <SEP> and <SEP> by
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> day
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Steel <SEP> I <SEP> 1.8
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> type <SEP> 430 (1) <SEP> 3.7
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Corrosive <SEP> agent <SEP>: <SEP> product <SEP> of <SEP> condensation <SEP> of <SEP> exhaust <SEP>,
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 82 C, <SEP> 1000 <SEP> hours.
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
Maximum <SEP> depth <SEP> of the <SEP> bites, <SEP> microns
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Steel <SEP> 1 <SEP> 178
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> type <SEP> 430 (2) <SEP> 432
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> type <SEP> 304 <SEP> 406
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> AISI <SEP> type <SEP> 316 <SEP> 102
<tb>
It can be deduced from this that the steel 1 of the invention has a corrosion resistance which is better than that of the AISI type 430 steel in 10% nitric acid. Its resistance to
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corrosion is also better than that of AISI type 304 and 430 steels in the condensation products of the exhaust pipes and is very similar to that of AISI type 316 steel, much more expensive, in the case of the latter agent corrosive.
Fig. 1 is a diagram showing, on the ordinate, the number of turns to rupture at 1260 C and, on the abscissa, the nitrogen content, in% by weight, and illustrating the effect of the nitrogen content for various contents of carbon on the hot machinability of chromium-manganese-nickel-nitrogen steels.
Fig. 1 shows how advantageous it is in order to increase the hot machinability to keep the nitrogen content low, that is to say less than 0.08% and preferably less than 0.06 or even 0.04 ;, especially for steels with relatively high carbon content, i.e. containing 0.14 to 17% carbon.
Fig. 2 is a diagram showing, on the ordinate, the number of turns to rupture at 1260 C and, on the abscissa, the carbon content, in% by weight, and showing the effect of the carbon content for various nitrogen contents on the hot machinability of chromium-manganese-nickel-nitrogen steels.
As in Fig. 1, FIG. 2 shows the relationship between carbon content and nitrogen content and the effect of these elements on hot urina bility of chromium-manganese-nickel-nitrogen steels.
This figure clearly illustrates that it is advantageous to keep the nitrogen content below about 0.08%, and preferably below 0.04% by weight, and that it is necessary to maintain relatively high carbon contents, ie more than 0.11% and preferably more than 0.14% by weight.
The advantage of a high carbon content, namely from 0.11 to 0.20% and, preferably, from 0.14 to 0.17% by weight for a low nitrogen content, that is to say - say from 0.015 to 0.08 and, preferably, from 0.015 to 0.04% by weight emerges clearly from the
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Fig. 2.
The end. 3 is a diagram showing, on the y-axis to the left, the resistance to breakage or to the elastic limit in traction, in kg per cm?, On the y-axis, the elongation in% for a 50.8 mm specimen and , on the abscissa, the carbon content in% by weight, which shows the effect of the ter:
in carbon on the tensile yield strength (curve 1) and on the tensile strength (curve 2) as well as on the elongation (curve 3) for chromium-manganese steels. nickel-nitrogen with 17 chromium and low nitrogen content, that is, containing 0.03 to 0.04% nitrogen. Retort shown in Fig. 3, carbon has a relatively small effect on tensile yield strength and tensile strength in chromium-manganese-nickel-nitrogen steels contemplated, but an amount of carbon of at least about 0.11% and preferably at least 0.12 to 0.14% by weight is necessary for the elongation to reach the highest values.
Fig. 4 is a diagram showing, on the y-axis, the number of turns until fracture at 1260 C as a function of the chromium content, in% by weight, and shows the effect of chromium on the hot machinability of carbon steels. chromium-manganese-nickel-nitrogen. As shown in Fig. 4, chromium in a concentration of about 14-17% has substantially no effect on the hot workability of the chromium-manganese-nickel-nitrogen steels contemplated.
Fig. 5 is a diagram showing, on the y-axis on the left, the resistance to elastic limit or at break in tension, in kg per cm2, on the y-axis on the right, the elongation in% for a test piece of 50.8 mm and on the x-axis, the chromium content in% by weight and shows the effect of the chromium content and nitrogen content on the resistance at the limit
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elastic in tension (curves 1) on the tensile breaking strength (curves 2) and on the elongation in% (curves 3) of chromium-manganese-nickel-nitrogen steels.
Fig. 5 shows that the tensile strength of the proposed steels is not significantly affected by an increase in the chromium content in the range of 14 to 19%, but that the tensile strength decreases as that the chromium content rises in this range. Fig. also shows that the elongation increases with the chromium content when the nitrogen content is maintained at a value falling within the range of the required low concentrations, for example about 0.02 to 0.03% by weight.
Fig. 6 is a diagram showing, on the y-axis, the number of turns to failure and, on the x-axis, the temperature in C and shows the effect of the hot machining temperature on the hot machinability of chromium steels -manganese-nickel- nitrogen. As shown in Fig. 6, the steels of the invention having relatively high carbon contents and relatively low nitrogen contents, such as steel 9 containing 0.17% by weight of carbon and 0.035% by weight of nitrogen and 28 steel containing 0.11 wt% carbon and 0.018 wt% nitrogen, have excellent hot machinability throughout the hot machining range and, in particular, at the higher temperatures of the range . Steels 3, 4, 7 and 8 fall outside the scope of the invention because of their high nitrogen content.
As shown in Fig. 6, their hot workability is inferior to that of lower nitrogen steels.
Although various embodiments and details of embodiments have been described to illustrate the invention, it goes without saying that the latter is susceptible of numerous variations and modifications without departing from its scope.