Procédé de laminage d'un acier inoxydable austénitique
Lorsqu'on a besoin d'un métal ayant une bonne résistance au fluage jusque vers 650 C, on s'adresse souvent aux aciers Cr - Ni améliorés par l'addition de divers éléments.
Certaines de ces additions, telles que Ti, Al, provoquent un dureissement structural par traitement thermique préalable à la mise en service de la pièce. Les aciers ainsi obtenus ont, cependant, I'inconvénient d'être chers et difficilement soudables.
D'autres, telles que N2, V, provoquent une précipitation durcissante au cours du fluage. D'autres enfin, telles que B, Mo, W, Cu, Mn, Nb, rendent la matrice austénitique plus rigide à haute température.
Tous ces aciers ont des caractéristiques de fluage améliorées par rapport aux aciers inoxydables austénitiques ordinaires, mais malgré tout ils ne présentent pas une résistance suffisante au fluage lorsqu'on veut les utiliser pour des éléments devant travailler à des températures dépassant 6500 C.
Comme certaines industries, telles que la production d'énergie thermique (tubes de surchauffeurs), la fabrication de réacteurs aéronautiques, la fabrication de moteurs à explosion (soupapes d'échappement), recherchent des températures de fonctionnement de plus en plus élevées, on est souvent amené à utiliser des alliages très spéciaux et très chers contenant jusqu'à 20 % de Cr, Ni et Co (superalliages) ou même 20 % Cr, 55 % Ni, 9 % Mo, 1 % Co (hastelloy X), ou à revêtir certaines zones des pièces par des alliages tels que ceux appelés stellites.
La présente invention concerne un procédé de laminage d'aciers inoxydables austénitiques, présentant des caractéristiques de résistance au fluage au-dessus de 650 C nettement améliorées par rapport aux aciers connus et comparables à celles des alliages spéciaux précédemment cités.
L'invention concerne aussi l'utilisation de ces aciers laminés, en particulier leur emploi à la fabrication de tôles d'acier.
Les aciers mis en jeu dans le procédé selon l'invention sont des aciers inoxydables austénitiques ayant la composition générale suivante:
C < 0,175 /o en poids
Si < 1 0/o en poids
Cr 15 à 20 /o en poids
Ni 4 à 16 /o en poids
Mn 1 à 12 % en poids
Mo 0 à 4 0/o en poids
W là 60/oenpoids
Cu Oà 40/oenpoids
N2 # 0,15 % en poids
V # 1,2 N@ % en poids
Nb 0 à 2 /oenpoids
B 0,001 à 0,005 % en poids
Fe et impuretés reste, avec la condition que V+N2 < 0,65 l'alliage contenant, en plus du tungstène,
au moins l'un ou l'autre des éléments Mo et/ou Cu dans les limites indiquées.
De préférence, ces aciers ont une teneur en azote au moins égale à 0,20 %.
Plus particulièrement, la composition préférée pour ces aciers est la suivante:
C # 0,175 % en poids
Si # 1 % en poids
Cr 15 à20 % en poids
Ni 4 à 16% en poids
Mn 1 à 12 % en poids
Mo 1,5 à 3,5 % en poids
W là 60/oenpoids
Cu
N2 0,20 à 0,300/0 en poids
V 0,30 à 0,40 % en poids
Nb 0 à 1% en poids
B 0,001 à 0,005 % en poids
Fe et impuretés reste, avec la condition que
la teneur V # 1,2 N2 et V + N2 # 0,65.
L'originalité de ces aciers austénitiques réside dans la combinaison des caractéristiques suivantes:
a- addition de Mo et/ou de Cu à côté du W, dans les limites indiquées,
b- addition de Mn dans les limites indiquées,
c- teneurs particulières en azote et vanadium avec les relations indiquées,
d- addition de B dans les limites indiquées.
Il y a lieu de remarquer que les conditions sur les teneurs en N2 et V correspondent à une balance entre ces deux éléments d'addition, telle qu'elle permet la précipitation de nitrures de vanadium NXVy qui contribue au durcissement.
Enfin la teneur en bore est volontairement maintenue assez basse pour éviter les difficultés de fabrication qu'entraînerait une teneur plus élevée, de sorte que ces aciers peuvent être fabriqués sans précautions spéciales.
Tous ces aciers ont une résistance au fluage améliorée. Ainsi les niveaux de contrainte provoquant la rupture au bout de 5000 heures sont les suivants, en fonction de la température:
à 6500 C contrainte 21 21 kg/mm2
à 7( > 0O C contrainte 15 15 kg/mm2
à 7500 C contrainte # 9,5 kg/mm2
L'allongement à la rupture par fluage au bout de 5000 heures est au moins égal à 10 %, la limite élastique E0,2 est au moins égale à 32 kg/mm2.
Selon les utilisations, certaines qualités seront plus utiles que d'autres et l'on choisira chaque fois, pour appliquer le procédé de l'invention, la nuance d'acier ayant les qualités désirées, en plus de la résistance améliorée au fluage: ces qualités seront, par exemplé, la ductilité à chaud, la résistance à la corrosion par les cendres de fuels impurs ou par les sels organiques de plomb, la limite élastique.
On décrit ci-après différents types ou variantés d'acier propres à être soumis au procédé de l'inven- tion.
Variante 1
Elle concerne des aciers présentant des qualités particulières de résistance au fluage, de ductilité à chaud et, éventuellement, de résistance à la corrosion à chaud.
Les compositions de tels aciers sont:
en présence de sans
corrosion à chaud corrosion à chaud
C # 0,060 % # 0,060 %
Si # 1%, de préférence # 1 %
# 0,5 %
Cr 16 à 20% 15 à 19%
Ni 6 à 10% 8 à 16%
Mn 5 à 10% là 3 /o
Mo 0 à 20/o là 30/o
W 2à 40/o 2à 40/o
Cu là 40/o 0 à 30/o
N2 # 0,15 % # 0,15%
avec V+N2 avec V+N2
# 0,65 # 0,65 V # 1,2 N2% # 1,2 N2%
Nb 0 à 10/o 0à 10/o
B 0,001 à 0,001 à
0,005% 0,005%
Fe et impuretés reste
reste
On a tracé, sur la fig. 1, des courbes des contraintes provoquant la rupture par fluage en 10 000 heures, en fonction de la température. Les courbes (1) à (5) en traits pleins correspondent à des alliages connus, la courbe (6) en tirets correspond à un acier destiné à être laminé selon l'invention. Tous ces alliages sont destinés, après laminage, à la fabrication de tubes.
La courbe (1) correspond à un acier de composition 15 Cr, 15 Ni, Mo, W, 2, Nb.
La courbe (2) correspond à un acier de composition 16 Cr, 10 Ni, 6 Mn, Mo, V, Nb.
La courbe (3) correspond à un acier de composition 17 Cr, 14 Ni, Mo, Cu, Nb, Ti.
La courbe (4) correspond à un superalliage de composition 20 Cr, 20 Ni, 20 Co, Mo, W, N2, Nb.
La courbe (5) correspond à un Hastelloy de composition 20 Cr, 55 Ni, 9 Mo, 1 Co.
La courbe (6) correspond a un - acier destiné a être mis en jeu dans le procédé de l'invention.
On voit que, si-les aciers (1) (2) (3) (6) et le superalliage (4) sont équivalents au point de vue de la résistance au fluage à 650 C, le superalliage (4) et l'acier destiné au laminage (6) sont nettement meilleurs dès que la température d'utilisation monte à 700 ou 750 C. Si le superalliage est légèrement meilleur à ces températures, c'est au prix d'un coût bien supérieur.
L'alliage (5), encore meilleur à 7000 C, est dépassé à 7500 C par l'acier (6) qui, en outre, est beaucoup moins cher.
Variante 2
Elle concerne des aciers présentant une limite élastique élevée. La composition est:
C # 0,130%
Si S 1 0/o
Cr 15à200/o
Ni 7 à 16%
Mn là 5 0/o
Mo là 30/o
W 2à 40/o
Cu Oà 30/o
N2 # 0,15% de préférence # 0,20
V # 1,2 N2 /o avec V+N2 < 0,65
Nb
B 0,001 à 0,005 %
Variante 3
Elle concerne des aciers présentant une limite élas- tique élevée et une bonne résistance à la corrosion en présence des produits de combustion des sels organi
ques de plomb.
Leur analyse est:
C 0,100 à 0,1500/o
Si # 0,30 %
Cr 15 à 20%
Ni 4à 80/o
Mn 8àl2 /o
Mo 0 à 12%
W 1 à 3 0/o
Cu Oà 30/o
N2 ;) 0,15 /o de préférence # 0,20
V # 1,2 N2% avec V+N2 # 0,65
Nb Oà 2 /o
B 0,001 à 0,005
Une composition préférée contient à la fois W et
Cu, et, éventuellement Mo.
Pour augmenter encore la résistance au fluage de ces aciers vers 650-800 C, ainsi que leur limite élastique, on propose maintenant de les traiter par un procédé particulier lorsqu'ils sont destinés à des applications spéciales.
Dans le cas où l'on utilise ces aciers sous forme de tôles, on a intérêt à les fabriquer selon le procédé suivant, qui constitue l'invention. Ce mode de fabrication permet d'améliorer encore la limite Eo,2 des aciers mis en jeu et leur résistance à l'allongement par fluage au cours de la période de fluage secondaire proprement dite. Les tôles obtenues seront donc particulièrement aptes à certains emplois, par exemple dans les turbines à gaz et les réacteurs.
Selon le procédé de l'invention on effectue, sur un acier tel que décrit ci-dessus, un laminage à chaud que l'on termine par une passe d'autorecristallisation complète en grains de dimensions contrôlées, on effectue ensuite un laminage à froid et enfin un traitement thermique de recuit à température au plus égale à 1 0500 C et un refroidissement qui ne provoquent pas d'autorecristallisation complète du métal.
L'homme de l'art détermine dans chaque cas, selon l'analyse et l'utilisation de l'acier. les conditions pratiques de température, de taux de réduction, de chauffage et/ou de refroidissement de chaque phase du procédé.
Ces conditions tiennent compte de l'utilisation, car il est préférable que le service à haute température que l'on demandera à l'acier ne provoque pas non plus de recristallisation complète.
La passe finale du laminage à chaud -doit effacer l'écrouissage produit par les passes précédentes et provoquer dans l'acier la formation de grains dont les dimensions soient favorables à la suite du procédé. On sait en particulier que, pour obtenir des grains assez gros, il faut effectuer cette dernière passe à une température assez élevée avec un taux de réduction assez faible.
Le stade du laminage à froid provoque ensuite un nouvel écrouissage du métal. Les derniers stades sont destinés à détendre le métal sans provoquer de recristallisation complète.
Une mise en oeuvre du procédé et des résultats comparés sont exposés dans l'exemple suivant:
Exemple
On a mis en oeuvre un acier de composition:
C 0,045 %
Si 0,55 %
Cr 18,8 %
Ni 15,2 %
Mn 1,6 %
Mo 2,47 %
W 3,61 %
N2 0,20 %
V 0,37 %
B 0,003 %
Fe et impuretés reste
La tôle (9) a été obtenue par la méthode usuelle comprenant successivement un laminage à chaud, une hypertrempe à 1 1000 C, un laminage à froid, une hypertrempe à 1 1000 C. La tôle (10) a été obtenue par la méthode de l'invention comprenant ici successivement un laminage à chaud terminé par une passe à une température supérieure à 1 0000 C avec une réduction d'épaisseur comprise entre 5 et 15 0/o, un laminage à froid avec réduction d'épaisseur comprise entre 20 et 25 %,
une hypertrempe à partir d'une température de l'ordre de 970-1 000 C.
Le tableau suivant donne, pour les tôles (8) et (9).
les valeurs de la limite élastique Eo,2 (en kg/mm2), mesurées à diverses températures, et les valeurs de l'allongement (en % sur une longeueur initiale repérée égale à 5,65VS, S étant la section de l'éprouvette) après déformation par fluage obtenue par maintien à 700 C pendant 300 heures sous contrainte de 16 kg/ mm2 (essai normalisé).
Limite élastique (kg/mm2) Tôle 8 Tôle 9
à température ambiante 40 70
à2000C 35 65
à4000C 33 58
à6000C 29 50
à7000C 27 38
Allongement au fluage
( /o sur 5,65 1/ S) 1,8 0,3
Il y a lieu de noter que cette amélioration de résistance à l'allongement par fluage est obtenue sans modification appréciable de la limite de rupture au fluage, et avec une diminution de ductilité à la rupture par fluage de 40 /o à 20 Olo en moyenne, pour une rupture se produisant au bout de 800 heures environ.
Enfin la présentation de l'acier en tôles obtenues selon ce procédé lui confère une limite élastique et une résistance à l'allongement par fluage qui sont du même ordre de grandeur que celles d'un acier austénitique à durcissement structurel courant contenant Ti et Al.
REVENDICATION I
Procédé de laminage d'un acier inoxydable austénitique comprenant
C 6 0,175 % en poids
Si 6 1 /o en poids
Cr 15 à 20 /o en poids
Ni 4 à 16 /o en poids
Mn 1 à 12% en poids
W là 60/oenpoids
N2 # 0,15% en poids
V # 1,2 N2% en poids
B 0,001 à 0,005 /o en poids au moins l'un ou l'autre des éléments Mo et/ou Cu étant présent dans les limites suivantes:
:
Mo 6 4 % en poids
Cu # 4 oxo en poids alors que le reste consiste en Fe et impuretés
V + N2 6 0,65 caractérisé en ce que l'on soumet l'acier à un laminage à chaud, ce laminage étant terminé par une passe d'autorecristallisation complète en grains de dimensions contrôlées, on effectue un laminage à froid, puis un traitement thermique de recuit à une température ambiante, refroidissement qu'on effectue dans des conditions propres à détendre le métal sans provoquer de recristallisation complète.
SOUS-REVENDICATIONS
1. Procédé suivant la revendication I, caractérisé en ce qu'on met en jeu un acier dont la teneur en C est moins de ou égale à 0,060 %, la teneur en Cr est de 16 à 20 %, la teneur en Ni est de 6 à 10 %, celle en Mn est de 5 à 10 %, celle en W est de 2 à 4 % et celle en
Cu de 1 à 4%.
2. Procédé suivant la sous-revendication 1, caractérisé en ce qu'on met en jeu un acier comprenant, en outre, du molybdène en une quantité égale ou inférieure à 2 %.
3. Procédé suivant la sous-revendication 1 ou la sous-revendication 2, caractérisé en ce qu'on met en jeu un acier comprenant, en outre, du niobium en une auantité égale ou inférieure à 1 %.
4. Procédé suivant la revendication I, caractérisé en ce qu'on met en jeu un acier dont la teneur en C est moins de ou égale à 0,060 %, la teneur en chrome est de 15 à 19 %, celle en Ni est de 8 à 16 %, celle en Mn est de 1 à 3 %, celle en Mo est de 1 à 3 % et celle en
W est de 2 à 4 %.
5. Procédé suivant la sous-revendication 4, caractérisé en ce qu'on met en jeu un acier comprenant, en outre, du cuivre en une quantité égale ou inférieure à 3 solo.
6. Procédé suivant la sous-revendication 4 ou la sous-revendication 5, caractérisé en ce qu'on met en jeu un acier comprenant, en outre, du niobium en une quantité égale ou inférieure à 1 %.
**ATTENTION** fin du champ DESC peut contenir debut de CLMS **.
Rolling process of austenitic stainless steel
When there is a need for a metal having good creep resistance up to around 650 ° C., one often turns to Cr - Ni steels improved by the addition of various elements.
Some of these additions, such as Ti, Al, cause structural hardening by heat treatment prior to putting the part into service. The steels thus obtained have, however, the drawback of being expensive and difficult to weld.
Others, such as N2, V, cause hardening precipitation during creep. Finally, others, such as B, Mo, W, Cu, Mn, Nb, make the austenitic matrix more rigid at high temperature.
All of these steels have improved creep characteristics compared to ordinary austenitic stainless steels, but still they do not exhibit sufficient creep resistance when used for members that have to work at temperatures above 6500 C.
As certain industries, such as the production of thermal energy (superheater tubes), the manufacture of aeronautical reactors, the manufacture of internal combustion engines (exhaust valves), seek increasingly high operating temperatures, we are often have to use very special and very expensive alloys containing up to 20% Cr, Ni and Co (superalloys) or even 20% Cr, 55% Ni, 9% Mo, 1% Co (hastelloy X), or to coating certain areas of the parts with alloys such as those called stellites.
The present invention relates to a process for rolling austenitic stainless steels, exhibiting creep resistance characteristics above 650 ° C. which are markedly improved compared with known steels and comparable to those of the special alloys mentioned above.
The invention also relates to the use of these rolled steels, in particular their use in the manufacture of steel sheets.
The steels used in the process according to the invention are austenitic stainless steels having the following general composition:
C <0.175 / o by weight
If <1 0 / o by weight
Cr 15 to 20 / o by weight
Ni 4 to 16 / o by weight
Mn 1 to 12% by weight
Mo 0 to 40 / o by weight
W there 60 / oweight
Cu O at 40 / oweight
N2 # 0.15% by weight
V # 1.2 N @% by weight
Nb 0 to 2 / oweight
B 0.001 to 0.005% by weight
Fe and impurities remain, with the condition that V + N2 <0.65 the alloy containing, in addition to tungsten,
at least one or the other of the elements Mo and / or Cu within the limits indicated.
Preferably, these steels have a nitrogen content at least equal to 0.20%.
More particularly, the preferred composition for these steels is as follows:
C # 0.175% by weight
Si # 1% by weight
Cr 15 to 20% by weight
Ni 4 to 16% by weight
Mn 1 to 12% by weight
Mo 1.5 to 3.5% by weight
W there 60 / oweight
Cu
N2 0.20 to 0.300 / 0 by weight
V 0.30 to 0.40% by weight
Nb 0 to 1% by weight
B 0.001 to 0.005% by weight
Fe and impurities remain, with the condition that
the content V # 1.2 N2 and V + N2 # 0.65.
The originality of these austenitic steels lies in the combination of the following characteristics:
a- addition of Mo and / or Cu next to W, within the limits indicated,
b- addition of Mn within the limits indicated,
c- particular nitrogen and vanadium contents with the relationships indicated,
d- addition of B within the limits indicated.
It should be noted that the conditions for the N2 and V contents correspond to a balance between these two addition elements, such as to allow the precipitation of vanadium nitrides NXVy which contributes to the hardening.
Finally, the boron content is intentionally kept low enough to avoid the manufacturing difficulties which a higher content would entail, so that these steels can be manufactured without special precautions.
All of these steels have improved creep resistance. Thus the stress levels causing rupture after 5000 hours are as follows, depending on the temperature:
at 6500 C stress 21 21 kg / mm2
at 7 (> 0O C stress 15 15 kg / mm2
at 7500 C stress # 9.5 kg / mm2
The elongation at rupture by creep after 5000 hours is at least equal to 10%, the elastic limit E0.2 is at least equal to 32 kg / mm2.
Depending on the uses, certain qualities will be more useful than others and each time, to apply the process of the invention, the steel grade having the desired qualities, in addition to the improved resistance to creep, will be chosen: these qualities will be, for example, hot ductility, resistance to corrosion by ash from impure fuels or by organic lead salts, and the elastic limit.
Various types or variants of steel suitable for being subjected to the process of the invention are described below.
Variant 1
It relates to steels having particular qualities of resistance to creep, hot ductility and, optionally, resistance to hot corrosion.
The compositions of such steels are:
in the presence of without
hot corrosion hot corrosion
C # 0.060% # 0.060%
If # 1%, preferably # 1%
# 0.5%
Cr 16 to 20% 15 to 19%
Ni 6 to 10% 8 to 16%
Mn 5 to 10% there 3 / o
Mo 0 to 20 / o there 30 / o
W 2 to 40 / o 2 to 40 / o
Cu there 40 / o 0 to 30 / o
N2 # 0.15% # 0.15%
with V + N2 with V + N2
# 0.65 # 0.65 V # 1.2 N2% # 1.2 N2%
Nb 0 to 10 / o 0 to 10 / o
B 0.001 to 0.001 to
0.005% 0.005%
Fe and impurities remain
rest
We have drawn, in fig. 1, curves of the stresses causing failure by creep in 10,000 hours, as a function of temperature. The curves (1) to (5) in solid lines correspond to known alloys, the curve (6) in dashed lines corresponds to a steel intended to be rolled according to the invention. All these alloys are intended, after rolling, for the manufacture of tubes.
Curve (1) corresponds to a steel of composition 15 Cr, 15 Ni, Mo, W, 2, Nb.
Curve (2) corresponds to a steel of composition 16 Cr, 10 Ni, 6 Mn, Mo, V, Nb.
Curve (3) corresponds to a steel of composition 17 Cr, 14 Ni, Mo, Cu, Nb, Ti.
Curve (4) corresponds to a superalloy of composition 20 Cr, 20 Ni, 20 Co, Mo, W, N2, Nb.
Curve (5) corresponds to a Hastelloy of composition 20 Cr, 55 Ni, 9 Mo, 1 Co.
The curve (6) corresponds to a - steel intended to be used in the process of the invention.
It can be seen that, if the steels (1) (2) (3) (6) and the superalloy (4) are equivalent from the point of view of creep resistance at 650 C, the superalloy (4) and the steel intended for rolling (6) are clearly better as soon as the operating temperature rises to 700 or 750 C. If the superalloy is slightly better at these temperatures, it is at the cost of a much higher cost.
The alloy (5), even better at 7000 C, is exceeded at 7500 C by the steel (6) which, moreover, is much less expensive.
Variant 2
It relates to steels having a high elastic limit. The composition is:
C # 0.130%
If S 1 0 / o
Cr 15 to 200 / o
Ni 7 to 16%
Mn there 5 0 / o
Mo there 30 / o
W 2 to 40 / o
Cu O to 30 / o
N2 # 0.15% preferably # 0.20
V # 1.2 N2 / o with V + N2 <0.65
Nb
B 0.001 to 0.005%
Variant 3
It relates to steels having a high elastic limit and good corrosion resistance in the presence of the combustion products of organic salts.
lead ques.
Their analysis is:
C 0.100 to 0.1500 / o
If # 0.30%
Cr 15 to 20%
Ni 4 to 80 / o
Mn 8 to l2 / o
Mo 0 to 12%
W 1 to 3 0 / o
Cu O to 30 / o
N2;) 0.15 / o preferably # 0.20
V # 1.2 N2% with V + N2 # 0.65
Nb Y to 2 / o
B 0.001 to 0.005
A preferred composition contains both W and
Cu, and possibly Mo.
To further increase the creep resistance of these steels around 650-800 C, as well as their elastic limit, it is now proposed to treat them by a particular process when they are intended for special applications.
In the case where these steels are used in the form of sheets, it is advantageous to manufacture them according to the following process, which constitutes the invention. This method of manufacture makes it possible to further improve the limit Eo, 2 of the steels involved and their resistance to elongation by creep during the period of secondary creep proper. The sheets obtained will therefore be particularly suitable for certain uses, for example in gas turbines and reactors.
According to the method of the invention, hot rolling is carried out on a steel as described above, which is completed by a complete autocrystallization pass in grains of controlled dimensions, then cold rolling and finally, an annealing heat treatment at a temperature at most equal to 10500 C and cooling which does not cause complete self-crystallization of the metal.
Those skilled in the art will determine in each case, depending on the analysis and use of the steel. the practical conditions of temperature, reduction rate, heating and / or cooling of each phase of the process.
These conditions take into account the use, since it is preferable that the high temperature service which will be required of the steel not cause complete recrystallization either.
The final pass of hot rolling must erase the work hardening produced by the previous passes and cause the steel to form grains whose dimensions are favorable as a result of the process. It is known in particular that, in order to obtain fairly large grains, the latter must be carried out at a fairly high temperature with a fairly low reduction rate.
The cold rolling stage then causes a new work hardening of the metal. The last stages are intended to relax the metal without causing complete recrystallization.
An implementation of the method and the results compared are set out in the following example:
Example
A steel of composition was used:
C 0.045%
Si 0.55%
Cr 18.8%
Ni 15.2%
Mn 1.6%
Mo 2.47%
W 3.61%
N2 0.20%
V 0.37%
B 0.003%
Fe and impurities remain
The sheet (9) was obtained by the usual method comprising successively a hot rolling, a hyperhardening at 1 1000 C, a cold rolling, a hyperhardening at 1 1000 C. The sheet (10) was obtained by the method of the invention comprising here successively hot rolling terminated by a pass at a temperature above 1000 ° C. with a reduction in thickness between 5 and 15 0 / o, cold rolling with reduction in thickness between 20 and 25%,
hyperhardening from a temperature of the order of 970-1000 C.
The following table gives, for sheets (8) and (9).
the values of the elastic limit Eo, 2 (in kg / mm2), measured at various temperatures, and the values of the elongation (in% over an initial length marked equal to 5.65VS, S being the section of the test piece ) after creep deformation obtained by maintaining at 700 ° C. for 300 hours under stress of 16 kg / mm2 (standardized test).
Yield strength (kg / mm2) Sheet 8 Sheet 9
at room temperature 40 70
at 2000C 35 65
at 4000C 33 58
at 6000C 29 50
at7000C 27 38
Elongation at creep
(/ o on 5.65 1 / S) 1.8 0.3
It should be noted that this improvement in creep elongation strength is obtained without appreciable modification of the creep rupture strength, and with a decrease in creep rupture ductility from 40 / o to 20 Olo on average. , for rupture occurring after approximately 800 hours.
Finally, the presentation of the steel in sheets obtained by this process gives it an elastic limit and a resistance to elongation by creep which are of the same order of magnitude as those of a standard structural hardening austenitic steel containing Ti and Al.
CLAIM I
A method of rolling an austenitic stainless steel comprising
C 6 0.175% by weight
Si 6 1 / o by weight
Cr 15 to 20 / o by weight
Ni 4 to 16 / o by weight
Mn 1 to 12% by weight
W there 60 / oweight
N2 # 0.15% by weight
V # 1.2 N2% by weight
B 0.001 to 0.005 / o by weight at least one or other of the elements Mo and / or Cu being present within the following limits:
:
Mo 6 4% by weight
Cu # 4 oxo by weight while the rest is Fe and impurities
V + N2 6 0.65 characterized in that the steel is subjected to hot rolling, this rolling being completed by a complete autocrystallization pass in grains of controlled dimensions, a cold rolling is carried out, then a thermal annealing treatment at ambient temperature, cooling which is carried out under conditions suitable for expanding the metal without causing complete recrystallization.
SUB-CLAIMS
1. Method according to claim I, characterized in that a steel is involved in which the C content is less than or equal to 0.060%, the Cr content is 16 to 20%, the Ni content is 6 to 10%, that in Mn is 5 to 10%, that in W is 2 to 4% and that in
Cu from 1 to 4%.
2. Method according to sub-claim 1, characterized in that it involves a steel comprising, in addition, molybdenum in an amount equal to or less than 2%.
3. Method according to sub-claim 1 or sub-claim 2, characterized in that there is involved a steel comprising, in addition, niobium in an amount equal to or less than 1%.
4. Method according to claim I, characterized in that one brings into play a steel whose C content is less than or equal to 0.060%, the chromium content is from 15 to 19%, that of Ni is 8 at 16%, that in Mn is 1 to 3%, that in Mo is from 1 to 3% and that in
W is 2-4%.
5. Method according to sub-claim 4, characterized in that a steel is involved further comprising copper in an amount equal to or less than 3 solo.
6. A method according to sub-claim 4 or sub-claim 5, characterized in that there is involved a steel comprising, in addition, niobium in an amount equal to or less than 1%.
** ATTENTION ** end of DESC field can contain start of CLMS **.