FR3106836A1 - Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation - Google Patents

Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation Download PDF

Info

Publication number
FR3106836A1
FR3106836A1 FR2100952A FR2100952A FR3106836A1 FR 3106836 A1 FR3106836 A1 FR 3106836A1 FR 2100952 A FR2100952 A FR 2100952A FR 2100952 A FR2100952 A FR 2100952A FR 3106836 A1 FR3106836 A1 FR 3106836A1
Authority
FR
France
Prior art keywords
mass
content
less
stainless steel
martensitic stainless
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
FR2100952A
Other languages
English (en)
Other versions
FR3106836B1 (fr
Inventor
Nobuyuki Takahashi
Akihiko Okamoto
Chihiro FURUSHO
Hiroyuki Takabayashi
Yoshihiko Koyanagi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Daido Steel Co Ltd
Original Assignee
Daido Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2020177624A external-priority patent/JP2021123792A/ja
Application filed by Daido Steel Co Ltd filed Critical Daido Steel Co Ltd
Publication of FR3106836A1 publication Critical patent/FR3106836A1/fr
Application granted granted Critical
Publication of FR3106836B1 publication Critical patent/FR3106836B1/fr
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation La présente invention concerne un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation, contenant : 0 < C < 0,10 % en masse, 0 < Si ≤ 0,20 % en masse, 0 < Mn ≤ 1,00 % en masse, 8,0 % en masse ≤ Ni ≤ 15,0 % en masse, 8,0 % en masse ≤ Cr ≤ 14,0 % en masse, 0,4 % en masse ≤ Nb ≤ 2,50 % en masse, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables.

Description

Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation
D omaine technique
La présente invention concerne un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation, et plus particulièrement un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation présentant une robustesse et une ténacité excellentes à température ambiante et une ténacité excellente à basse température.
Contexte
L’acier inoxydable à durcissement par précipitation fait référence à un acier dans lequel une petite quantité d’Al, de Cu, de Mo, de Ti, ou similaire est ajoutée à un acier inoxydable au Cr-Ni, et un composé intermétallique est précipité dans une phase de matrice par un traitement thermique. L’acier inoxydable à durcissement par précipitation est classé comme un acier inoxydable martensitique, un acier inoxydable semi–austénitique, et un acier inoxydable austénitique en fonction d’une structure de la phase de matrice. Parmi ceux-ci, un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation tel que le SUS 630, le PH 13-8 Mo, ou le Custom 465 présente une résistance à la corrosion, une robustesse, et une ténacité excellentes, et est donc utilisé dans des éléments structuraux aérospatiaux ou similaires.
Concernant un tel acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation, diverses propositions ont été faites jusqu’à présent.
Par exemple, le document de brevet 1 (dont la référence est donnée ci-dessous dans le paragraphe [0010]) décrit un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation dans lequel un composé intermétallique est dispersé et précipité, l’acier inoxydable martensitique contenant 0,1 % en masse ou moins de C, 11 % en masse ou plus et 13 % en masse ou moins de Cr, 7,5 % en masse ou plus et 11 % en masse ou moins de Ni, 0,9 % en masse ou plus et 1,7 % en masse ou moins de Al, 0,85 % en masse ou plus et 1,35 % en masse ou moins de Mo, 1,75 % en masse ou plus et 2,75 % en masse ou moins de W, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables, dans lequel la teneur en Mo et la teneur en W satisfont une relation prédéterminée.
Selon ce document, un tel acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation possède un haut niveau d’équilibre entre la robustesse mécanique et la ténacité et possède une excellente résistance à la corrosion.
Le document de brevet 2 (référencé ci-dessous) décrit un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation contenant, sur une base en masse, C: 0,1 % ou moins, Cr: 11 % à 13 %, Ni: 10,5 % à 11,5 %, Al: 0,25 % ou moins, Ti: 0,9 % à 1,5 %, Mo + 0,5 W: 0,5 % à 1,5 %, Si: 1,0 % ou moins, Mn: 1,0 % ou moins, Mo/W (rapport en % en masse): 0,4 à 0,6, et le reste étant du fer et des impuretés inévitables.
Selon ce document, un tel acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation possède une stabilité structurale, des caractéristiques mécaniques, et une résistance à la corrosion excellentes.
Le document de brevet 3 (référencé ci-dessous) décrit un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation contenant, sur une base en masse, 0,1 % ou moins de C, 0,1 % ou moins de N, 9,0 % ou plus et 14,0 % ou moins de Cr, 9,0 % ou plus et 14,0 % ou moins de Ni, 0,5 % ou plus et 2,5 % ou moins de Mo, 0,5 % ou moins de Si, 1,0 % ou moins de Mn, 0,25 % ou plus et 1,75 % ou moins de Ti, 0,25 % ou plus et 1,75 % ou moins de Al, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables.
Selon ce document, un tel acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation possède une stabilité structurale, une robustesse, une ténacité, et une résistance à la corrosion excellentes et ne requiert pas de traitement à des températures inférieures à zéro.
Le document de brevet 4 (référencé ci-dessous) décrit un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation contenant, sur une base en masse, 0,05 % ou moins de C, 0,05 % ou moins de N, 10,0 % ou plus et 14,0 % ou moins de Cr, 8,5 % ou plus et 11,5 % ou moins de Ni, 0,5 % ou plus et 3,0 % ou moins de Mo, 1,5 % ou plus et 2,0 % ou moins de Ti, 0,25 % ou plus et 1,00 % ou moins de Al, 0,5 % ou moins de Si, 1,0 % ou moins de Mn, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables.
Selon ce document, un tel acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation possède une stabilité structurale, une robustesse, une ténacité, et une résistance à la corrosion excellentes et ne requiert pas de traitement à des températures inférieures à zéro.
Le document de brevet 5 (référencé ci-dessous) décrit un alliage de type maraging résistant à la corrosion qui n’est pas un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation mais qui contient 47,4 % en poids à 82,4 % en poids de Fe, 6 % en poids à 9 % en poids de Ni, 11 % en poids à 15 % en poids de Cr, 0,5 % en poids à 6 % en poids de Mo + ½ W, chacun 0 à 6 % en poids d’un ou plusieurs parmi Co et Cu, chacun 0 à 1 % en poids d’un ou plusieurs parmi Ti, Nb, Al, Si, Mn, et V, chacun 0 à 0,1 % en poids d’un ou plusieurs parmi des métaux des terres rares et des métaux composites, 0 à 0,1 % en poids de C et N, et 0,1 % en poids à 0,5 % en poids de Be.
Selon ce document, un tel alliage maraging résistant à la corrosion peut obtenir une dureté élevée de 550 HV ou plus tout en maintenant la résistance à la corrosion existante après durcissement par vieillissement.
Par ailleurs, le document de brevet 6 (référencé ci-dessous) décrit un acier inoxydable martensitique contenant C: 0,15 % ou moins (n’incluant pas 0), Si: 6,0 % ou moins (n’incluant pas 0), Mn: 10,0 % ou moins (n’incluant pas 0), Ni: 8,0 % ou moins (n’incluant pas 0), Cr: 10,0 % à 17,0%, N: 0,3 % ou moins (n’incluant pas 0), Mo: 4,0 % ou moins (incluant 0), Cu: 4,0 % ou moins (y compris l’absence), Co: 4,0 % ou moins (incluant 0), une valeur d’équivalent Ni qui est dans une plage de 8,0 à 17,5, et le reste étant Fe et des impuretés inévitables.
Selon ce document, lorsqu’un traitement thermique approprié est réalisé sur un tel acier inoxydable martensitique, les caractéristiques de fatigue sont améliorées.
L’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation est caractérisé en ce que des précipités fins sont dispersés pour obtenir la robustesse. Par exemple, dans le PH 13-8 Mo, Al est utilisé comme élément de renforcement, et NiAs est précipité pour obtenir une robustesse élevée et une ténacité élevée (forte ténacité). Dans le Custom 465, Ti est utilisé comme élément de renforcement, et Ni3Ti est précipité pour obtenir une forte ténacité.
Cependant, les aciers inoxydables martensitiques à durcissement par précipitation conventionnels sont fragilisés à basse température, et donc leur utilisation à basse température a été limitée. De plus, un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation présentant une ténacité élevée même à basse température n’a pas été proposé dans l’art connexe.
Les documents de brevet auxquels il est fait référence dans les paragraphes précédents sont les suivants:
Document de brevet 1: JP-A-2015-093991
Document de brevet 2: JP-A-2014-201792
Document de brevet 3: JP-A-2013-147698
Document de brevet 4: JP-A-2013-001949
Document de brevet 5: JP-A-H09-143626
Document de brevet 6: JP-A-H04-173926
Résumé de l’invention
Un but de la présente invention est de fournir un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation présentant une robustesse et une ténacité excellentes à température ambiante et une ténacité excellente à basse température.
A cet effet, un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation est fourni selon la présente invention; qui contient:
0 < C < 0,10 % en masse,
0 < Si ≤ 0,20 % en masse,
0 < Mn ≤ 1,00 % en masse,
8,0 % en masse ≤ Ni ≤ 15,0 % en masse,
8,0 % en masse ≤ Cr ≤ 14,0 % en masse,
0,4 % en masse ≤ Nb ≤ 2,50 % en masse, et
le reste étant Fe et des impuretés inévitables.
Dans les aciers inoxydables martensitiques à durcissement par précipitation conventionnels, Nb a été rarement utilisé en tant qu’élément de renforcement. C’est parce que lorsque Nb est ajouté, une phase nuisible est aisément générée. Cependant, lorsqu’une quantité appropriée de Nb est ajoutée en tant qu’élément de renforcement à l’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation et qu’un traitement thermique est réalisé dans des conditions appropriées, une robustesse élevée et une ténacité élevée se manifestent à température ambiante, et une ténacité élevée se manifeste également même à basse température.
Lorsqu’une quantité appropriée de Nb est ajoutée et qu’un traitement thermique est réalisé dans des conditions appropriées, Ni3Nb est précipité dans une phase de matrice. Il est considéré que la manifestation d’une ténacité élevée à basse température est liée à la forme des grains de Ni3Nb précipité et à la cohérence entre les grains de Ni3Nb et la phase de matrice.
Détails de l’invention
Différentes caractéristiques et des modes de réalisation possibles de de la présente invention sont écrit plus en détails ci-après.
(I) L’ a cier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation
(I.1) Éléments constituants principaux
L’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon la présente invention contient les éléments suivants, le reste étant Fe et des impuretés inévitables.
Les différents types d’éléments ajoutés, les plages de teneur de ceux-ci, et les raisons pour limiter ceux-ci sont comme suit
(I.1.1) Teneur en carbone : 0 < C < 0,10 % en masse
C précipite un nitrure de carbone du type M2X et contribue à une amélioration de la robustesse d’un métal de base. Par ailleurs, C contribue également à un affinement du diamètre du grain d’austénite antérieur. Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en C nécessite d’être supérieure à 0 % en masse. La teneur en C est préférablement de 0,0005 % en masse ou plus, et plus préférablement 0,0020 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en C est excessive, il devient nécessaire d’élever une température de solution solide parce qu’une grande quantité du nitrure de carbone de type M2X précipite. Pour cette raison, des grains d’austénite deviennent grossiers au moment de la solution solide, ce qui cause des variations caractéristiques. De plus, au moment du traitement par vieillissement, des carbures de (Cr, Mo) sont précipités en excès, et la robustesse et la résistance à la corrosion sont altérées.
Par ailleurs, une température de début de transformation martensitique (point Ms) diminue pour stabiliser la phase austénitique. Ainsi, la teneur en C nécessite d’être d’au moins 0,10 % en masse. La teneur en C est préférablement de 0,05 % en masse ou moins, et plus préférablement 0,01 % en masse ou moins.
(I.1.2) Teneur en silicium : 0 < Si ≤ 0,20 % en masse
Si agit comme un désoxydant. Lorsque la teneur en Si est trop faible, la désoxydation au moment de la dissolution est insuffisante, et la netteté diminue. Ainsi, la teneur en Si doit nécessairement être supérieure à 0 % en masse. La teneur en Si est préférablement de 0,005 % en masse ou plus.
D’autre part, si la teneur en Si est excessive, une inclusion d’oxyde est formée, et la ténacité diminue. Ainsi, la teneur en Si doit nécessairement être de 0,20 % en masse ou moins. La teneur en Si est préférablement de 0,15 % en masse ou moins, et plus préférablement 0,10 % en masse ou moins.
(I.1.3) Teneur en manganese : 0 < Mn ≤ 1,00 % en masse
Mn à un effet de réduction de la ségrégation de joint de grain de S mélangé comme une impureté. Afin d’obtenir un tel effet, la teneur en Mn nécessite d’être supérieure à 0 % en masse. La teneur en Mn est préférablement de 0,005 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Mn est excessive, le sulfure augmente et la ténacité diminue. De plus, le point Ms diminue et la phase austénitique est stabilisée. Ainsi, la teneur en Mn nécessite d’être de 1,00 % en masse ou moins. La teneur en Mn est préférablement de 0,50 % en masse ou moins, et plus préférablement 0,20 % en masse ou moins.
(I.1.4) Teneur en nickel: 8,0 % en masse ≤ Ni ≤ 15,0 % en masse
Ni est un élément important qui précipite une phase de composé intermétallique telle que NiAl ou Ni3(Al, Ti) et contribue à l’amélioration de la robustesse du métal de base. De plus, Ni a une action de suppression de la formation d’une phase de ferrite δ. Par ailleurs, Ni abaisse une température de transition ductile–fragile (TTDF) d’une phase de matrice, et contribue à l’amélioration de la ténacité à température ambiante. Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en Ni nécessite d’être de 8,0 % en masse ou plus. La teneur en Ni est préférablement de 9,0 % en masse ou plus et plus préférablement 10,0 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Ni est excessive, le point Ms diminue. Ainsi, l’austénite résiduelle augmente, et la robustesse diminue. Ainsi, la teneur en Ni nécessite d’être de 15,0 % en masse ou moins. La teneur en Ni est préférablement de 13,5 % en masse ou moins, et plus préférablement 13,0 % en masse ou moins.
(I.1.5) Teneur en chrome: 8,0 % en masse ≤ Cr ≤ 14,0 % en masse
Cr contribue à l’ajustement du point Ms, et lorsque la teneur en Cr diminue, le point Ms augmente. Ainsi, lorsque la teneur en Cr diminue, l’austénite résiduelle, après un traitement thermique de la solution solide ou après un traitement à des températures inférieures à zéro, diminue. Ainsi, l’homogénéité d’une microstructure est améliorée, et la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % est améliorée.
D’autre part, Cr est un élément nécessaire pour assurer la résistance à la corrosion. Lorsque la teneur en Cr est faible, un carbure de type M23C6, qui est plus grossier que le nitrure de carbone de type M2X, est stabilisé, et la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % diminue. Ainsi, la teneur en Cr nécessite d’être de 8,0 % en masse ou plus. La teneur en Cr est préférablement de 8,5 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Cr augmente, le point Ms diminue. Ainsi, lorsque la teneur en Cr est excessive, la quantité d’austénite résiduelle avant le traitement par vieillissement est excessive, et la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % diminue. Par ailleurs, lorsque la teneur en Cr est excessive, la phase de ferrite δ est aisément formée. Ainsi, la teneur en Cr nécessite d’être de 14,0 % en masse ou moins. La teneur en Cr est préférablement de 12,0 % en masse ou moins, et plus préférablement 10,0 % en masse ou moins.
(I.1.6) Teneur en niobium : 0,4 % en masse ≤ Nb ≤ 2,50 % en masse
Nb précipite un grain de Ni3Nb en forme de baguette possédant une largeur de 2 nm à 20 nm et une longueur d’environ plusieurs douzaines de nm, et contribue à l’amélioration de la robustesse du métal de base. Lorsque Al ou Ti est ajouté dans l’acier, c’est-à-dire, lorsqu’un composé intermétallique tel que NiAl ou Ni3(Al, Ti) est contenu dans l’acier, Nb forme Ni (Al, Nb), Ni3(Al, Ti, Nb) ou similaire dans lequel une partie d’Al ou de Ti dans NiAl ou Ni3(Al, Ti) est substitué par Nb, ce qui contribue à l’amélioration de la robustesse du métal de base. Par ailleurs, Nb forme un nitrure de carbone et contribue à l’affinement de grains cristallins.
Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en Nb nécessite d’être de 0,4 % en masse ou plus. La teneur en Nb est préférablement de 0,50 % en masse ou plus, et plus préférablement 0,60 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Nb est excessive, une phase de précipitation–renforcement et l’inclusion augmentent, et la ténacité est altérée. Par ailleurs, lorsque la teneur en Nb est excessive, la phase de ferrite δ est aisément formée.
Ainsi, la teneur en Nb nécessite d’être de 2,50 % en masse ou moins. La teneur en Nb est préférablement de 1,50 % en masse ou moins, et plus préférablement 1,00 % en masse ou moins.
(I.1.7) Impuretés inévitables :
Dans la présente invention, les « impuretés inévitables » font référence à des composants de traces incorporés à partir d’une matière première ou d’un réfractaire pendant la production de l’acier inoxydable. Les impuretés inévitables comprennent notamment ce qui suit.
( I.1.7 . a ) P ≤ 0,050 % en masse :
P altère la ténacité et la ductilité de l’acier. De plus, P altère l’ouvrabilité à chaud en raison de la ségrégation de joint de grain. Cependant, dans le cas où la teneur en P est de 0,050 % en masse ou moins, il y a peu d’effets indésirables.
(I.1.7 . b ) S ≤ 0,050 % en masse :
S altère la ténacité et la ductilité de l’acier. De plus, S altère l’ouvrabilité à chaud en raison de la ségrégation de joint de grain.
Par ailleurs, S se lie à Ti pour former une inclusion de sulfure.
Cependant, dans le cas où la teneur en S est de 0,050 % en masse ou moins, il y a peu d’effets indésirables.
(I.1.7 . c ) N ≤ 0,050 % en masse :
N forme un nitrure et altère la ténacité et la ductilité.
Par ailleurs, N abaisse le point Ms et stabilise la phase austénitique. Cependant, dans le cas où la teneur en N est de 0,050 % en masse ou moins, il y a peu d’effets indésirables.
La teneur en N est préférablement de 0,03 % en masse ou moins, et plus préférablement 0,01 % en masse ou moins.
(I.1.7 . d ) O ≤ 0,010 % en masse :
O forme une inclusion d’oxyde et altère la ténacité. Cependant, dans le cas où la teneur en O est de 0,010 % en masse ou moins, il y a peu d’effets indésirables.
(I.1.7 . e, f) Teneurs en Al et Ti:
Al < 0,10 % en masse
Ti < 0,10 % en masse :
Comme décrit plus en détails ci-après, Al et Ti sont des éléments qui précipitent un composé intermétallique et contribuent à l’amélioration de la robustesse du métal de base, et il s’agit également des éléments qui peuvent être présents dans le mélange à titre d’impuretés inévitables. Lorsque Al et Ti sont présents à titre d’impuretés inévitables, Al et Ti sont de préférence chacun limités à moins de 0,10 % en masse. Al et Ti peuvent ou non être présents, avec un teneur en chacun de Al et Ti allant typiquement de 0% à 0,10 % en masse.
(I.1.7 . g ) Cu < 0,30 % en masse :
Lorsque Cu est en quantité de traces, il y a un effet d’amélioration de la robustesse sans nuire grandement à la ténacité, tandis que lorsque la teneur en Cu est excessive, la ténacité et l’ouvrabilité à chaud peuvent être altérées dans certains cas. Ainsi, la valeur limite supérieure de la teneur en Cu est limitée à moins de 0,30 % en masse, préférablement moins de 0,10 % en masse. De plus, lorsque Cu est mélangé comme les impuretés inévitables, la limite inférieure de celui-ci ne nécessite pas d’être particulièrement limitée et est de 0 % en masse.
(I.1.7 . h, i, j, k) Teneurs en Mo, W, Co et V:
(h) Mo < 0,10 % en masse ;
(i) W < 0,10 % en masse :
(j) Co < 0,10 % en masse :
(k) V < 0,30 % en masse :
Comme indiqué ci-après, Mo, W, Co, et V sont chacun des éléments qui contribuent à l’amélioration de la robustesse du métal de base, et sont également des éléments qui peuvent être présents dans le mélange à titre d’impuretés inévitables.
Lorsque Mo, W, Co, et V sont présents comme impuretés inévitables, Mo, W, Co, et V sont chacun limités pour être inférieurs à la valeur respective indiqué ci-dessus.
Chacun de Mo, W, Co, et V peut ou non être présent, avec des teneurs en chacun de ces éléments qui ne nécessite pas une quantité limite et qui peux aller jusqu’à 0 % en masse.
(I.2.) Autres é léments constitutifs
L’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon la présente invention peut en outre contenir un ou deux éléments ou plus parmi les éléments suivants en plus des éléments décrits ci-dessus. Les types d’éléments ajoutés, les plages de teneur de ceux-ci, et les raisons pour limiter ceux-ci sont comme suit.
(I.2.1) teneur en aluminium: 0,10 % en masse ≤ Al ≤ 2,50 % en masse
Al forme un composé intermétallique (NiAl sphérique de 2 nm à 20 nm) avec Ni, et contribue à l’amélioration de la robustesse du métal de base. De plus, Al fonctionne également en tant qu’élément désoxydant. Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en Al peut être de 0,10 % en masse ou plus. La teneur en Al est plus préférablement de 0,30 % en masse ou plus, plus préférablement de 0,50 % en masse ou plus, et encore plus préférablement de 0,70 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Al est excessive, une phase de précipitation–renforcement et une inclusion augmentent, et la ténacité est altérée. Par ailleurs, lorsque la teneur en Al est excessive, la phase de ferrite δ est aisément formée. Ainsi, la teneur en Al est préférablement de 2,50 % en masse ou moins. La teneur en Al est plus préférablement de 2,00 % en masse ou moins, et encore plus préférablement de 1,50 % en masse ou moins.
(I.2.2) teneur en titane : 0,10 % en masse ≤ Ti ≤ 1,50 % en masse :
Comme pour Al, Ti forme un composé intermétallique (Ni3Ti en forme de baguette possédant une largeur d'environ 2 nm à 20 nm et une longueur d’environ plusieurs douzaines de nm) avec Ni, et contribue à l’amélioration de la robustesse du métal de base. Par conséquent, la force de joint de grain est améliorée, ce qui contribue à l’amélioration de la ténacité. Par ailleurs, Ti forme un nitrure de carbone et contribue à l’affinement des grains cristallins. Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en Ti est préférablement de 0,10 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Ti est excessive, une phase de précipitation–renforcement et une inclusion augmentent, et la ténacité est altérée. Par ailleurs, lorsque la teneur en Ti est excessive, la phase de ferrite δ est aisément formée. Ainsi, la teneur en Ti est préférablement de 1,50 % en masse ou moins. La teneur en Ti est plus préférablement de 1,30 % en masse ou moins, et encore plus préférablement de 1,10 % en masse ou moins.
Un seul de l’un ou l’autre parmi Ti et Al peut être ajouté, ou bien à la fois Ti et Al peuvent être ajoutés. Cependant, lorsque la teneur en Al est 0,10 % en masse ou plus et 2,50 % en masse ou moins, la teneur en Ti est préférablement inférieure à 0,10 % en masse. La raison en est qu’un composé intermétallique Ni (Al, Nb) est supérieur à un composé intermétallique Ni (Ti, Nb) pour ce qui est de l’effet d’amélioration de la robustesse sans nuire à la ténacité.
(I.2.3) teneur en cobalt: 0,10 % en masse ≤ Co ≤ 10,0 % en masse
Co a une action de promotion de la précipitation d’une phase de précipité fin qui affecte la robustesse. Afin d’obtenir un tel effet, la teneur en Co est préférablement de 0,10 % en masse ou plus. La teneur en Co est plus préférablement de 3,0 % en masse ou plus, et encore plus préférablement de 6,0 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Co est excessive, les coûts augmentent. Ainsi, la teneur en Co est préférablement de 10,0 % en masse ou moins. La teneur en Co est plus préférablement de 9,0 % en masse ou moins, et encore plus préférablement de 8,0 % en masse ou moins.
(I.2.4) teneur en molybdene: 0,10 % en masse ≤ Mo ≤ 3,0 % en masse:
Mo précipite un nitrure de carbone de type M2X et contribue à l’amélioration de la robustesse d’un métal de base. Mo contribue également à l’affinement du diamètre de grain d’austénite antérieur. Par ailleurs, Mo contribue aux améliorations de la robustesse, de la ténacité, et de la résistance à la corrosion. Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en Mo est préférablement de 0,10 % en masse ou plus. La teneur en Mo est plus préférablement de 0,3 % en masse ou plus, et encore plus préférablement de 0,5 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Mo est excessive, il devient nécessaire d’élever une température de solution solide parce qu’une grande quantité du nitrure de carbone de type M2X précipite. Pour cette raison, des grains d’austénite deviennent grossiers au moment de la solution solide, ce qui cause des variations caractéristiques. Par ailleurs, lorsque la teneur en Mo est excessive, la phase de ferrite δ est aisément formée. Ainsi, la teneur en Mo est préférablement de 3,0 % en masse ou moins. La teneur en Mo est préférablement de 2,5 % en masse ou moins, et encore plus préférablement de 2,0 % en masse ou moins.
(I.2.5) teneur en tungstène:0,10 % en masse ≤ W ≤ 3,0 % en masse :
W précipite un nitrure de carbone de type M2X et contribue à l’amélioration de la robustesse d’un métal de base. W contribue également à l’affinement du diamètre de grain d’austénite antérieur. Par ailleurs, W contribue aux améliorations de la robustesse, de la ténacité, et de la résistance à la corrosion. Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en W est préférablement de 0,10 % en masse ou plus. La teneur en W est plus préférablement de 0,3 % en masse ou plus, et encore plus préférablement de 0,5 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en W est excessive, il devient nécessaire d’élever une température de solution solide parce qu’une grande quantité du nitrure de carbone de type M2X précipite. Pour cette raison, les grains d’austénite deviennent grossiers au moment de la solution solide, ce qui cause des variations caractéristiques. Par ailleurs, lorsque la teneur en W est excessive, la phase de ferrite δ est aisément formée. Ainsi, la teneur en W est préférablement de 3,0 % en masse ou moins. La teneur en W est plus préférablement de 2,5 % en masse ou moins, et encore plus préférablement de 2,0 % en masse ou moins.
(I.2. 6 ) teneur en vanadium: 0,3 % en masse ≤ V ≤ 2,0 % en masse
Lorsque Al ou Ti est ajouté dans l’acier, c’est-à-dire, lorsqu’un composé intermétallique tel que NiAl ou Ni3(Al, Ti) est contenu dans l’acier, V forme Ni (Al, V), Ni3(Al, Ti, V) ou similaire dans lequel une partie d’Al ou de Ti dans NiAl ou Ni3(Al, Ti) est substitué par V, contribuant ainsi à l’amélioration de la robustesse du métal de base. Par ailleurs, V forme un nitrure de carbone et contribue à l’affinement des grains cristallins.
Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en V est préférablement de 0,3 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en V est excessive, une phase de précipitation–renforcement et l’inclusion augmentent, et la ténacité est altérée. Par ailleurs, lorsque la teneur en V est excessive, la phase de ferrite δ est aisément formée. Ainsi, la teneur en V est préférablement de 2,0 % en masse ou moins. La teneur en V est plus préférablement de 1,5 % en masse ou moins, et encore plus préférablement de 1,0 % en masse ou moins.
(I.2. 7 ) teneur en tantale0,01 % en masse ≤ Ta ≤ 1,0 % en masse:
Lorsque Al ou Ti est ajouté dans l’acier, c’est-à-dire, lorsqu’un composé intermétallique tel que NiAl ou Ni3(Al, Ti) est contenu dans l’acier, Ta forme Ni (Al, Ta), Ni3(Al, Ti, Ta) ou similaire dans lequel une partie d’Al ou de Ti dans NiAl ou Ni3(Al, Ti) est substitué par Ta , contribuant ainsi à l’amélioration de la robustesse du métal de base. Par ailleurs, Ta forme un nitrure de carbone et contribue à l’affinement des grains cristallins.
Afin d’obtenir de tels effets, la teneur en Ta est préférablement de 0,01 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Ta est excessive, une phase de précipitation–renforcement et l’inclusion augmentent, et la ténacité est altérée. Par ailleurs, lorsque la teneur en Ta est excessive, la phase de ferrite δ est aisément formée. Ainsi, la teneur en Ta est préférablement de 1,0 % en masse ou moins.
(I.2. 8 ) teneur en bore : 0,0001 % en masse ≤ B ≤ 0,0100 % en masse :
B améliore la force de joint de grain et contribue à l’amélioration de la ténacité. Afin d’obtenir un tel effet, la teneur en B est préférablement de 0,0001 % en masse ou plus. La teneur en B est plus préférablement de 0,0005 % en masse ou plus, et encore plus préférablement de 0,0010 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en B est excessive, une grande quantité de BN est formée et la ténacité est altérée.
Ainsi, la teneur en B est préférablement de 0,0100 % en masse ou plus. La teneur en B est plus préférablement de 0,0050 % en masse ou moins, et encore plus préférablement de 0,0030 % en masse ou moins.
( I.2. 9 ) teneur en calcium : 0,0001 % en masse ≤ Ca ≤ 0,0100 % en masse:
Ca a une action d’affinage des carbures ou des oxydes et d’affinage des grains cristallins, ce qui contribue à l’amélioration de la ténacité. Afin d’obtenir un tel effet, la teneur en Ca est préférablement de 0,0001 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Ca est excessive, l’ouvrabilité à chaud est altérée. Ainsi, la teneur en Ca est préférablement de 0,0100 % en masse ou moins. La teneur en Ca est plus préférablement de 0,0050 % en masse ou moins.
( I.2. 10 ) teneur en magnesium : 0,0001 % ≤ Mg ≤ 0,0100 % en masse
Mg a une action d’affinage des carbures ou des oxydes et d’affinage des grains cristallins, ce qui contribue à l’amélioration de la ténacité. Afin d’obtenir un tel effet, la teneur en Mg est préférablement de 0,0001 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Mg est excessive, l’ouvrabilité à chaud est altérée. Ainsi, la teneur en Mg est préférablement de 0,0100 % en masse ou moins. La teneur en Mg est plus préférablement de 0,0050 % en masse ou moins.
( I.2. 11 ) teneur en zirconium: 0,001 % ≤ Zr ≤ 0,050 % en masse
Zr a une action d’affinage des carbures ou des oxydes et d’affinage des grains cristallins, ce qui contribue à l’amélioration de la ténacité. Afin d’obtenir un tel effet, la teneur en Zr est préférablement de 0,001 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en Zr est excessive, l’ouvrabilité à chaud est altérée. Ainsi, la teneur en Zr est préférablement de 0,050 % en masse ou moins. La teneur en Zr est plus préférablement de 0,030 % en masse ou moins.
( I.2. 12 ) teneur en REM : 0,001 % en masse ≤ REM ≤ 0,050 % en masse:
Les REM désignent ici les terres rares (pour l’anglicisme Rare-Earth Metals:- métaux de type terres rares). Les REM ont une action d’affinage des carbures ou des oxydes et d’affinage des grains cristallins, ce qui contribue à l’amélioration de la ténacité. Afin d’obtenir un tel effet, la teneur en REM est préférablement de 0,001 % en masse ou plus.
D’autre part, lorsque la teneur en REM est excessive, l’ouvrabilité à chaud est altérée. Ainsi, la teneur en REM est préférablement de 0,050 % en masse ou moins. La teneur en REM est plus préférablement de 0,030 % en masse ou moins.
( I .3 ) Caractéristiques
(I.3.1) Limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 %
L’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation de la présente invention présente une limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % relativement élevée lorsque les composants sont optimisés et qu’un traitement thermique approprié est réalisé.
Spécifiquement, lorsque les composants et les conditions de traitement thermique sont optimisés, la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % à température ambiante atteint 1 300 MPa ou plus. Lorsque les composants et les conditions de traitement thermique sont optimisés davantage, la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % à température ambiante atteint 1 400 MPa ou plus.
(I .3.2 ) Énergie d’absorption
L’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation de la présente invention présente une énergie d’absorption relativement élevée lorsque les composants sont optimisés et qu’un traitement thermique approprié est réalisé.
Spécifiquement, lorsque les composants et les conditions de traitement thermique sont optimisés, l’énergie d’absorption à température ambiante atteint 30 J ou plus. Lorsque les composants et les conditions de traitement thermique sont optimisés davantage, l’énergie d’absorption à température ambiante atteint 50 J ou plus.
Par ailleurs, lorsque les composants et les conditions de traitement thermique sont optimisés, l’énergie d’absorption à -40 °C atteint 10 J ou plus. Lorsque les composants et les conditions de traitement thermique sont optimisés davantage, l’énergie d’absorption à -40 °C atteint 20 J ou plus.
(II) Procédé pour la production d’un acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation
L’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon la présente invention peut être produit selon un procédé comprenant les étapes suivantes:
(a) fusion et coulée de matières premières combinées pour avoir une composition prédéterminée pour obtenir un lingot,
(b) réalisation d’un traitement thermique homogénéisé sur le lingot obtenu,
(c) forgeage à chaud d’un matériau après le traitement thermique homogénéisé,
(d) réalisation d’un traitement thermique de solution solide sur le matériau forgé à chaud,
(e) réalisation d’un traitement à des températures inférieures à zéro sur un matériau après le traitement thermique de solution solide si nécessaire, et
(f) réalisation d’un traitement par vieillissement sur un matériau après le traitement thermique de solution solide ou après le traitement à des températures inférieures à zéro.
(II. 2.1 ) Étape de fusion et de coulée
Premièrement, les matières premières combinées pour avoir une composition prédéterminée sont fondues et coulées pour obtenir un lingot. Un procédé et des conditions de fusion et de coulée ne sont pas particulièrement limités, et un procédé et des conditions optimaux peuvent être choisis selon l’objet.
(II. 2. 2 ) Étape de traitement thermique homogénéisé
Ensuite, un traitement thermique homogénéisé est réalisé sur le lingot obtenu. Le traitement thermique homogénéisé est réalisé afin d’éliminer la ségrégation ayant lieu pendant la coulée. Les conditions du traitement thermique homogénéisé ne sont pas particulièrement limitées tant qu’un tel effet est atteint. En général, le traitement thermique homogénéisé est réalisé par chauffage et maintien du lingot dans des conditions d’une température de 1 150 °C à 1 240 °C pendant 10 h ou plus.
(II. 2. 3 ) Étape de forgeage à chaud
Ensuite, le matériau après le traitement thermique homogénéisé est forgé à chaud. Le forgeage à chaud est réalisé afin de casser une structure de coulée grossière pour affiner la structure. Les conditions du forgeage à chaud ne sont pas particulièrement limitées tant qu’un tel effet est atteint. En général, le forgeage à chaud est réalisé en chauffant le matériau dans des conditions de 700 °C à 1 240 °C pendant 1 h ou plus, en forgeant le matériau dans des conditions d’une température de forgeage de 700 °C à 1 300 °C, et ensuite en refroidissant à l’air le matériau. Le forgeage à chaud peut être mis en œuvre de manière continue après la réalisation du traitement thermique homogénéisé, sans refroidissement du matériau à température ambiante.
(II. 2.4) Étape de traitement thermique de solution solide
Ensuite, un traitement thermique de solution solide est réalisé sur le matériau après le forgeage à chaud. Le traitement thermique de solution solide est réalisé afin de convertir le matériau en une phase unique austénitique et ensuite de transformer le matériau en martensite. Les conditions du traitement thermique de solution solide ne sont pas particulièrement limitées tant qu’un tel effet est atteint. En général, le traitement thermique de solution solide est réalisé en chauffant le matériau dans des conditions d’une température de 800 °C à 1 200 °C pendant 1 h à 10 h et en refroidissant le matériau. Des exemples du procédé de refroidissement comprennent le refroidissement à l’air, le refroidissement au jet d’air, le refroidissement à l’huile, et le refroidissement à l’eau.
(II. 2. 5 ) Étape de traitement à des températures négatives
Un traitement à des températures négatives (inférieures ou égales à zéro) est réalisé sur le matériau après le traitement thermique de solution solide si nécessaire. Le traitement à des températures négatives est réalisé afin de transformer l’austénite restante après le traitement thermique de solution solide en martensite. Les conditions du traitement à des températures négatives ne sont pas particulièrement limitées tant qu’un tel effet est atteint. En général, le traitement à des températures négatives est réalisé en maintenant le matériau à une température de 0 °C ou moins pendant 1 h à 10 h.
(II. 2. 6 )Étape de traitement par vieillissement]
Ensuite, un traitement par vieillissement est réalisé sur le matériau après le traitement thermique de solution solide ou après le traitement à des températures inférieures à zéro. Le traitement par vieillissement est réalisé afin de précipiter une phase de composé intermétallique telle qu’une phase B2 ou une phase η dans la phase de matrice. Les conditions du traitement par vieillissement ne sont pas particulièrement limitées tant qu’un tel effet est achevé. En général, le traitement par vieillissement est réalisé en chauffant le matériau à une température de 400 °C à 600 °C pendant 1 h à 24 h. Après le traitement thermique, un refroidissement est réalisé par refroidissement à l’air.
III . Utilisations
Les aciers inoxydables martensitiques à durcissement par précipitation possèdent une ténacité excellente à température ambiante, mais en même temps, possède également une caractéristique de fragilisation à basse température. Ainsi, les aciers inoxydables martensitiques à durcissement par précipitation conventionnels satisfont difficilement les conditions de la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % à température ambiante qui est de 1300 MPa ou plus, de l’énergie d’absorption à température ambiante qui est de 30 J ou plus, et de l’énergie d’absorption à basse température (-40 °C) qui est de 10 J ou plus en même temps.
Ainsi, en général, les aciers inoxydables austénitiques possédant une excellente ténacité à basse température sont souvent utilisés comme un élément utilisé dans un environnement à basse température. Cependant, les aciers inoxydables austénitiques ont une robustesse et une ténacité à température ambiante inférieures à celles des aciers inoxydables martensitiques à durcissement par précipitation, et sont ainsi limités par la conception.
Au contraire, dans les aciers inoxydables martensitiques à durcissement par précipitation conventionnels, Nb a été rarement utilisé comme élément de renforcement. C’est parce que lorsque Nb est ajouté, une phase nuisible est aisément générée. Cependant, lorsqu’une quantité appropriée de Nb est ajoutée comme élément de renforcement à l’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation et qu’un traitement thermique est réalisé dans des conditions appropriées, une robustesse élevée et une ténacité élevée se manifestent à température ambiante, et une ténacité élevée se manifeste même à basse température.
Lorsqu’une quantité appropriée de Nb est ajoutée et qu’un traitement thermique est réalisé dans des conditions appropriées, Ni3Nb est précipité dans une phase de matrice. Il est considéré que la manifestation d’une ténacité élevée à basse température est liée à la forme des grains de Ni3Nb précipité et à la cohérence entre les grains de Ni3Nb et la phase de matrice.
Par ailleurs, lorsque Al et/ou Ti sont ajoutés de manière composite en plus du Nb, la robustesse et la ténacité à température ambiante et la ténacité à basse température sont davantage améliorées.
Lorsque Co est ajouté en plus de Nb, la robustesse et la ténacité à température ambiante peuvent être améliorées davantage. Il est considéré que c’est parce que la précipitation d’une phase de renforcement est favorisée par l’ajout de Co.
Ainsi, l’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon la présente invention peut satisfaire les conditions suivantes en même temps:
(a) limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % (à température ambiante) ≥ 1 300 MPa,
(b) énergie d’absorption (à température ambiante) ≥ 30 J, et
(c) énergie d’absorption (à -40 °C) ≥ 10 J.
Exemples
Les exemples 1 à 36 ci-après illustrent l’invention. Les exemple comparatifs comparatif 1 à comparatif 10
Production d’un échantillon
Pour chaque exemple et exemple comparatif, un acier particulier a été employé, dont la composition spécifique à chaque exemple est reportée dans les tableaux 1 à 8 ci-après. Dans un four à induction à vide, 50 kg de l’acier correspond à l’exemple ont été fondus et coulés en un lingot.
Ensuite, un traitement thermique homogénéisé a été réalisé sur le lingot dans des conditions de 1 200 °C pendant 24 h et refroidissement à l’air.
Par ailleurs, une barre arrondie possédant un diamètre de 24 mm a été forgée dans des conditions d’une température de départ de 1 200 °C et d’une température de terminaison de 900 °C, suivi par un refroidissement à l’air.
Par la suite, chaque lingot d’acier a été soumis à un traitement thermique de solution solide dans des conditions de 1 000 °C pendant 1 h et refroidissement à l’eau. Subséquemment, un traitement à des températures inférieures à zéro a été réalisé dans des conditions de -76 °C pendant 6 h.
Par ailleurs, un traitement par vieillissement a été réalisé dans des conditions de 530 °C pendant 4 h et refroidissement à l’air.
[Tableau 1]teneurs (% en masse) dans les compositions des exemples 1-6
Exemple 1 Exemple 2 Exemple 3 Exemple 4 Exemple 5 Exemple 6
C 0,011 0,005 0,004 0,007 0,005 0,008
Si 0,02 0,03 0,01 0,03 0,03 0,04
Mn 0,03 0,08 0,03 0,04 0,03 0,02
P 0,005 0,006 0,005 0,007 0,009 0,005
S 0,003 0,004 0,003 0,003 0,003 0,004
Ni 10,8 11 11,3 11,2 11,9 12,3
Cr 9,3 8,6 9,2 9 9,1 9,1
N 0,005 0,005 0,008 0,005 0,004 0,005
Al < 0,01 < 0,01 < 0,01 0,81 1,19 0,45
Ti < 0,01 0,8 1,06 < 0,01 < 0,01 0,51
Nb 1,59 0,71 0,62 0,83 0,62 0,73
Cu 0,02 < 0,01 0,02 0,01 0,01 0,02
Fe reste reste reste reste reste reste
Mo 1,1 1 0,5 1,5 1,1 1,4
Autres - - - - - -
[Tableau 2]teneurs (% en masse) dans les compositions des exemples 7 - 12
Exemple 7 Exemple 8 Exemple 9 Exemple 10 Exemple 11 Exemple 12
C 0,007 0,009 0,05 0,005 0,004 0,009
Si 0,02 0,03 0,04 0,04 0,03 0,03
Mn 0,12 0,03 0,05 0,03 0,03 0,05
P 0,006 0,005 0,007 0,005 0,005 0,003
S 0,003 0,005 0,004 0,002 0,003 0,004
Ni 11 11,6 11,5 11,8 11,7 10,5
Cr 8,9 9,2 9,5 9,1 9 9,7
N 0,01 0,006 0,008 0,005 0,004 0,004
Al < 0,01 0,8 1,18 1,11 1,15 0,02
Ti 0,75 < 0,01 < 0,01 < 0,01 < 0,01 0,85
Nb 1,22 1,21 0,61 0,65 0,64 0,64
Cu < 0,01 0,02 0,01 0,01 0,01 0,02
Fe reste reste reste reste reste reste
Mo 1,2 1,1 - - 0,4 0,8
Autres - - - W: 1,6 W: 0,8 Co: 3,12
[Tableau 3]teneurs (% en masse) dans les compositions des exemples 13-18
Exemple 13 Exemple 14 Exemple 15 Exemple 16 Exemple 17 Exemple 18
C 0,007 0,007 0,006 0,005 0,006 0,005
Si 0,03 0,05 0,03 0,04 0,03 0,03
Mn 0,02 0,04 0,02 0,04 0,02 0,03
P 0,005 0,004 0,004 0,006 0,004 0,005
S 0,005 0,003 0,005 0,003 0,003 0,004
Ni 11,5 12,1 12 11,8 11,5 11,3
Cr 9 9,2 9,4 9,1 9,6 9,5
N 0,006 0,005 0,005 0,005 0,006 0,005
Al 1,11 0,81 0,78 1,13 1,09 1,13
Ti < 0,01 < 0,01 < 0,01 < 0,01 < 0,01 < 0,01
Nb 0,66 0,65 0,61 0,64 0,58 0,67
Cu 0,01 0,01 0,01 0,02 0,01 0,01
Fe reste reste reste reste reste reste
Mo 1,2 1,2 1 1,2 1,3 1,2
Autres Co: 8,20 V: 0,91 Ta: 0,46 B: 0,0022 B: 0,0068 Ca: 0,0055
[Tableau 4]teneurs (% en masse) dans les compositions des exemples 19-24
Exemple 19 Exemple 20 Exemple 21 Exemple 22 Exemple 23 Exemple 24
C 0,009 0,01 0,006 0,005 0,003 0,011
Si 0,04 0,03 0,04 0,03 0,03 0,04
Mn 0,02 0,02 0,03 0,02 0,03 0,02
P 0,004 0,005 0,005 0,005 0,005 0,005
S 0,006 0,005 0,004 0,004 0,003 0,003
Ni 11,2 11,7 12,1 9,1 9,3 13,1
Cr 9,4 9,5 9,2 11,5 11,3 9,2
N 0,004 0,005 0,007 0,003 0,004 0,005
Al 1,13 1,23 1,08 1,22 1,15 0,01
Ti < 0,01 < 0,01 < 0,01 < 0,01 < 0,01 0,84
Nb 0,65 0,71 0,65 0,63 0,65 0,58
Cu 0,01 0,02 < 0,01 < 0,01 0,01 0,02
Fe reste reste reste reste reste reste
Mo 1,2 1,2 1,1 1,5 1,4 1
Autres Mg: 0,0053 Zr: 0,017 REM: 0,009 - Co: 7,22 -
[Tableau 5]teneurs (% en masse) dans les compositions des exemples 25-30
Exemple 25 Exemple 26 Exemple 27 Exemple 28 Exemple 29 Exemple 30
C 0,003 0,008 0,005 0,006 0,007 0,004
Si 0,05 0,02 0,03 0,04 0,05 0,04
Mn 0,05 0,03 0,03 0,05 0,07 0,03
P 0,006 0,003 0,005 0,006 0,004 0,005
S 0,002 0,002 0,003 0,004 0,003 0,006
Ni 13,5 8,3 8,8 12,2 12,4 11,8
Cr 8,8 13,3 12,7 8,9 9,1 9
N 0,006 0,004 0,005 0,008 0,009 0,008
Al 1,09 < 0,01 1,11 1,44 1,81 0,75
Ti < 0,01 0,96 < 0,01 < 0,01 < 0,01 < 0,01
Nb 0,67 0,65 0,61 0,62 0,58 0,73
Cu 0,03 0,02 < 0,01 0,03 0,01 0,02
Fe reste reste reste reste reste reste
Mo 0,9 2,2 1,9 1,1 1 1,1
Autres - - - - - -
[Tableau 6]teneurs (% en masse) dans les compositions des exemples 31-36
Exemple 31 Exemple 32 Exemple 33 Exemple 34 Exemple 35 Exemple 36
C 0,005 0,008 0,005 0,007 0,009 0,009
Si 0,04 0,04 0,04 0,05 0,12 0,09
Mn 0,05 0,06 0,07 0,06 0,31 0,29
P 0,005 0,007 0,005 0,005 0,024 0,021
S 0,004 0,005 0,004 0,005 0,003 0,003
Ni 12,3 12,3 12,3 12,1 11,9 11,8
Cr 9,1 9 9 8,9 9,1 9,1
N 0,006 0,008 0,006 0,007 0,015 0,013
Al 0,01 0,71 1,21 0,31 1,18 0,72
Ti 1,21 0,28 0,25 0,93 < 0,01 < 0,01
Nb 0,64 0,61 0,58 0,6 0,61 0,61
Cu 0,01 0,01 0,01 0,02 0,21 0,15
Fe reste reste reste reste reste reste
Mo 0,9 1 1 1,1 1,1 1
Autres - - - - - -
[Tableau 7]teneurs (% en masse) pour les exemples comparatifs 1-5
Exemple comparatif 1 Exemple comparatif 2 Exemple comparatif 3 Exemple comparatif 4 Exemple comparatif 5
C 0,006 0,005 0,008 0,006 0,006
Si 0,24 0,05 0,04 0,04 0,05
Mn 0,04 0,03 0,03 0,04 0,02
P 0,006 0,006 0,007 0,006 0,005
S 0,003 0,004 0,004 0,003 0,005
Ni 10,6 7,5 15,7 11 11,1
Cr 9,5 9,3 9,5 7,4 14,9
N 0,006 0,008 0,01 0,008 0,009
Al 0,52 0,45 0,43 0,56 0,45
Ti 0,4 0,45 0,43 0,5 0,52
Nb 0,67 0,72 0,68 0,64 0,71
Cu 0,03 0,03 0,02 0,03 0,02
Fe reste reste reste reste reste
Mo 1 1 1,4 1,3 1,1
Autres - - - - -
[Tableau 8]teneurs (% en masse) pour les exemples comparatifs 6-10
Exemple comparatif 6 Exemple comparatif 7 Exemple comparatif 8 Exemple comparatif 9 Exemple comparatif 10
C 0,007 0,001 0,01 0,004 0,005
Si 0,05 0,03 0,05 0,04 0,04
Mn 0,01 0,04 0,04 0,03 0,04
P 0,006 0,006 0,004 0,006 0,005
S 0,008 0,006 0,004 0,005 0,006
Ni 11,5 10,9 11,2 11,3 11,3
Cr 9,1 9,3 9,2 9,5 9,2
N 0,008 0,007 0,005 0,007 0,005
Al 0,44 2,54 0,46 0,65 0,51
Ti 0,55 0,42 1,54 0,62 0,54
Nb 0,73 0,78 0,65 0,3 2,83
Cu 0,02 0,02 0,03 0,02 0,02
Fe reste reste reste reste reste
Mo 3,3 1,2 1,1 1,1 1,2
Autres - - - - -
Pro tocole des tests
Essai de traction (mesure de la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 %)
Un essai de traction a été réalisé conformément à un procédé d’essai de traction de métal spécifié dans la norme ASTM A370 pour mesurer la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 %. Une température d’essai a été fixée à la température ambiante.
Essai de résilience Charpy]
Une éprouvette à entaille en V de 2 mm a été collectée de sorte que la direction longitudinale coïncide avec la direction d’extension dans le forgeage. L’éprouvette a été utilisée pour mesurer les caractéristiques d’impact (énergie d’absorption) conformément à la norme ASTM A370. Une température d’essai a été fixée à la température ambiante ou à -40 °C.
Résultats
Les résultats sont présentés dans les Tableaux 9 et 10. Ces résultats montrent ce qui suit.
En ce qui concerne la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % (@ TA) dans les Tableaux 9 et 10, « A » représente le fait que la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % à température ambiante était de 1 400 MPa ou plus, « B » représente le fait que la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % était de 1 300 MPa ou plus et inférieure à 1 400 MPa, et « C » représente le fait que la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % était inférieure à 1 300 MPa.
De plus, en ce qui concerne l’énergie d’absorption (@ TA), « A » représente le fait que l’énergie d’absorption à température ambiante était de 60 J ou plus, « B » représente le fait que l’énergie d’absorption à température ambiante était de 40 J ou plus et inférieure à 60 J, et « C » représente le fait que l’énergie d’absorption à température ambiante était inférieure à 40 J.
En ce qui concerne l’absorption d’énergie (@ -40 °C), « A » représente le fait que l’énergie d’absorption à -40 °C était de 20 J ou plus, « B » représente le fait que l’énergie d’absorption à -40 °C était de 10 J ou plus et inférieure à 20 J, et « C » représente le fait que l’énergie d’absorption à -40 °C était inférieure à 10 J.
(1) L’exemple comparatif 1 a montré des énergies d’absorption faibles à température ambiante et à -40 °C. Ceci est considéré comme étant dû à la teneur excessive en Si.
(2) L’exemple comparatif 2 a montré des énergies d’absorption faibles à température ambiante et à -40 °C. Ceci est considéré comme étant dû à la faible teneur en Ni.
(3) L’exemple comparatif 3 a montré une limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % faible à température ambiante. Ceci est considéré comme étant dû à la teneur excessive en Ni.
(4) L’exemple comparatif 4 a montré une limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % faible à température ambiante. Ceci est considéré comme étant dû à la faible teneur en Cr.
(5) L’exemple comparatif 5 a montré des énergies d’absorption faibles à température ambiante et à -40 °C. Ceci est considéré comme étant dû à la teneur excessive en Cr.
(6) L’exemple comparatif 6 a montré des énergies d’absorption faibles à température ambiante et à -40 °C. Ceci est considéré comme étant dû à la teneur excessive en Mo.
(7) L’exemple comparatif 7 a montré des énergies d’absorption faibles à température ambiante et à -40 °C. Ceci est considéré comme étant dû à la teneur excessive en Al.
(8) L’exemple comparatif 8 a montré des énergies d’absorption faibles à température ambiante et à -40 °C. Ceci est considéré comme étant dû à la teneur excessive en Ti.
(9) L’exemple comparatif 9 a montré des énergies d’absorption faibles à température ambiante et à -40 °C. Ceci est considéré comme étant dû à la faible teneur en Nb.
(10) L’exemple comparatif 10 a montré des énergies d’absorption faibles à température ambiante et à -40 °C. Ceci est considéré comme étant dû à la teneur excessive en Nb.
(11) Chacun des exemples 1 à 36 a montré une limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % élevée à température ambiante, et des énergies d’absorption élevées à température ambiante et à -40 °C.
Limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % (@ TA) Énergie d’absorption (@ TA) Énergie d’absorption
(@ -40°C)
Exemple 1 B A A
Exemple 2 A B B
Exemple 3 A B B
Exemple 4 A A B
Exemple 5 A A A
Exemple 6 A B B
Exemple 7 A B B
Exemple 8 A B B
Exemple 9 B A B
Exemple 10 A B B
Exemple 11 A B B
Exemple 12 A B A
Exemple 13 A A A
Exemple 14 A B B
Exemple 15 A B B
Exemple 16 A A A
Exemple 17 A B B
Exemple 18 A A B
Exemple 19 A A B
Exemple 20 A A B
Exemple 21 A A B
Exemple 22 A B B
Exemple 23 A B A
Limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 %
(@ TA)		 Énergie d’absorption
(@ TA)		 Énergie d’absorption
(@ -40°C)
Exemple 24 B A A
Exemple 25 B A A
Exemple 26 B B B
Exemple 27 A B B
Exemple 28 A A A
Exemple 29 A B B
Exemple 30 A A A
Exemple 31 A B B
Exemple 32 B A B
Exemple 33 A B B
Exemple 34 A B B
Exemple 35 A B B
Exemple 36 B A B
Exemple comparatif 1 B C C
Exemple comparatif 2 A C C
Exemple comparatif 3 C A A
Exemple comparatif 4 C A A
Exemple comparatif 5 A C C
Exemple comparatif 6 A C C
Exemple comparatif 7 A C C
Exemple comparatif 8 A C C
Exemple comparatif 9 A C C
Exemple comparatif 10 A C C
Bien que les modes de réalisation de la présente invention aient été décrits ci-dessus en référence au mode particulier des exemples, la présente invention n’est pas uniquement limitée à ce mode de réalisation particulier et diverses modifications peuvent être apportées sans s’écarter de l’essentiel de la présente invention.
Applicabilité industrielle
L’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon la présente invention peut être utilisé pour (a) un rotor et un stator d’un composant de moteur pour eaux boueuses dans un foret pour forage souterrain, qui sont en rotation grâce à l’énergie hydraulique d’un fluide, (b) un arbre d’entraînement qui transmet la rotation du rotor et du stator, (c) un élément structural d’un palier qui maintient l’arbre d’entraînement, (d) un élément structural d’outils de mesure pendant le forage (MWD) d’un foret pour forage souterrain, qui mesure une profondeur, un angle d’inclinaison, et un angle d’azimut d’un train de forage, (e) un élément structural d'outils de diagraphie pendant le forage (LWD) qui analyse des caractéristiques géologiques, et (f) un élément de boîtier de MWD ou de LWD.
De plus, l’acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon la présente invention peut être utilisé pour une aube de turbine à vapeur, un élément structural aérospatial, et une fixation à haute résistance, ou similaire.

Claims (8)

  1. Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation, constitué de:
    0 < C < 0,10 % en masse,
    0 < Si ≤ 0,20 % en masse,
    0 < Mn ≤ 1,00 % en masse,
    8,0 % en masse ≤ Ni ≤ 15,0 % en masse,
    8,0 % en masse ≤ Cr ≤ 14,0 % en masse,
    0,4 % en masse ≤ Nb ≤ 2,50 % en masse, et
    éventuellement,
    Al ≤ 2,50 % en masse,
    Ti ≤ 1,50 % en masse,
    Co ≤ 10,0 % en masse,
    Mo ≤ 3,0 % en masse,
    W ≤ 3,0 % en masse,
    V ≤ 2,0 % en masse,
    Ta ≤ 1,0 % en masse,
    B ≤ 0,0100 % en masse,
    Ca ≤ 0,0100 % en masse,
    Mg ≤ 0,0100 % en masse,
    Zr ≤ 0,050 % en masse, et
    REM ≤ 0,050 % en masse, et
    le reste étant Fe et des impuretés inévitables.
  2. Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon la revendication 1, comprenant:
    0,10 % en masse ≤ Al ≤ 2,50 % en masse, et/ou
    0,10 % en masse ≤ Ti ≤ 1,50 % en masse.
  3. Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon la revendication 1, comprenant:
    0,10 % en masse ≤ Al ≤ 2,50 % en masse, et
    Ti < 0,10 % en masse.
  4. Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon l’une quelconque des revendications 1 à 3, comprenant :
    0,10 % en masse ≤ Co ≤ 10,0 % en masse.
  5. Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon l’une quelconque des revendications 1 à 4, comprenant au moins l’un parmi:
    0,10 % en masse ≤ Mo ≤ 3,0 % en masse,
    0,10 % en masse ≤ W ≤ 3,0 % en masse,
    0,3 % en masse ≤ V ≤ 2,0 % en masse,
    0,01 % en masse ≤ Ta ≤ 1,0 % en masse,
    0,0001 % en masse ≤ B ≤ 0,0100 % en masse,
    0,0001 % en masse ≤ Ca ≤ 0,0100 % en masse,
    0,0001 % en masse ≤ Mg ≤ 0,0100 % en masse,
    0,001 % en masse ≤ Zr ≤ 0,050 % en masse, et
    0,001 % en masse ≤ REM ≤ 0,050 % en masse.
  6. Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon l’une quelconque des revendications 1 à 5, possédant une limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 % de 1 300 MPa ou plus à température ambiante.
  7. Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon l’une quelconque des revendications 1 à 6, possédant une énergie d’absorption de 30 J ou plus à température ambiante.
  8. Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation selon l’une quelconque des revendications 1 à 7, possédant une énergie d’absorption de 10 J ou plus à -40 °C.
FR2100952A 2020-02-04 2021-02-01 Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation Active FR3106836B1 (fr)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020-016838 2020-02-04
JP2020016838 2020-02-04
JP2020177624A JP2021123792A (ja) 2020-02-04 2020-10-22 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
JP2020-177624 2020-10-22

Publications (2)

Publication Number Publication Date
FR3106836A1 true FR3106836A1 (fr) 2021-08-06
FR3106836B1 FR3106836B1 (fr) 2023-07-14

Family

ID=77080020

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
FR2100952A Active FR3106836B1 (fr) 2020-02-04 2021-02-01 Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20210238718A1 (fr)
CN (1) CN113278876A (fr)
CA (1) CA3106648C (fr)
FR (1) FR3106836B1 (fr)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114574777B (zh) * 2022-03-04 2023-03-31 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司 一种超低温服役环境用高强韧不锈钢大钢锭及其制备方法
CN115415545B (zh) * 2022-09-15 2024-01-30 上海毅速激光科技有限公司 一种基于增材制造技术的带随形水路的打印机模具镶件的制备方法
CN115533089B (zh) * 2022-10-13 2024-05-17 上海毅速激光科技有限公司 一种基于增材制造技术的化妆瓶盖模具的打印水套及其制备方法
CN115948700B (zh) * 2023-01-29 2023-06-30 襄阳金耐特机械股份有限公司 一种马氏体耐热钢

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3342590A (en) * 1964-09-23 1967-09-19 Int Nickel Co Precipitation hardenable stainless steel
CA2442068C (fr) * 2001-03-27 2010-08-10 Crs Holdings, Inc. Acier inoxydable durcissable par precipitation et ultra-resistant et bande allongee produite avec cet acier
JP5502575B2 (ja) * 2010-04-16 2014-05-28 株式会社日立製作所 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及び蒸気タービン動翼
JP5764503B2 (ja) * 2012-01-19 2015-08-19 三菱日立パワーシステムズ株式会社 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼、それを用いた蒸気タービン長翼、タービンロータ及び蒸気タービン
JP6113456B2 (ja) * 2012-10-17 2017-04-12 三菱日立パワーシステムズ株式会社 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼とそれを用いた蒸気タービン長翼
US20140161658A1 (en) * 2012-12-06 2014-06-12 Crs Holdings, Inc. High Strength Precipitation Hardenable Stainless Steel
WO2014203302A1 (fr) * 2013-06-17 2014-12-24 株式会社Ihi Acier inoxydable à durcissement par précipitation et composant en acier inoxydable

Also Published As

Publication number Publication date
CA3106648C (fr) 2022-09-13
CA3106648A1 (fr) 2021-08-04
US20210238718A1 (en) 2021-08-05
CN113278876A (zh) 2021-08-20
FR3106836B1 (fr) 2023-07-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
FR3106836A1 (fr) Acier inoxydable martensitique à durcissement par précipitation
JP5079788B2 (ja) マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品
JP6304460B1 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2008084749A1 (fr) Acier pour structure mécanique présentant une excellente usinabilité et une excellente propriété de résistance
JP5563926B2 (ja) 摩擦圧接に適した機械構造用鋼材および衝撃特性、曲げ疲労特性に優れた摩擦圧接部品
EP1874973A2 (fr) Acier martensitique durci, procede de fabrication d&#39;une piece a partir de cet acier, et piece ainsi obtenue
JP7135464B2 (ja) 耐摩耗厚鋼板
JP2005248263A (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼
JP2013241670A (ja) 強度及び靭性に優れた蒸気タービンブレード用鋼
JP7135465B2 (ja) 耐摩耗厚鋼板
TWI764540B (zh) 沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼
FR2516942A1 (fr)
EP1051531B1 (fr) Acier et procede pour la fabrication de pieces de mecanique secables
JP2010280950A (ja) 排気バルブ用耐熱鋼及びその製造方法
SE528454C3 (sv) Utskiljningshärdbart martensitiskt rostfritt stål innefattande titansulfid
EP1281785A2 (fr) Acier inoxydable austénique pour déformation à froid pouvant être suivi d&#39;un usinage
US9745649B2 (en) Heat-resisting steel for exhaust valves
JP6620490B2 (ja) 時効硬化性鋼
FR2886314A1 (fr) Acier pour coques de sous-marins a soudabilite renforcee
JP5050515B2 (ja) クランクシャフト用ｖ含有非調質鋼
WO2020054540A1 (fr) Acier inoxydable à base de martensite de type à durcissement par précipitation et élément de forage d&#39;excavation souterrain
WO2013146880A1 (fr) Matériau d&#39;acier pour soudage pour friction, et son procédé de production
JP2020041208A (ja) 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼
JP7298382B2 (ja) 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及び地下掘削用ドリル部品
JP3662151B2 (ja) 耐熱鋳鋼及びその熱処理方法

Legal Events

Date Code Title Description
PLFP Fee payment

Year of fee payment: 2

PLSC Publication of the preliminary search report

Effective date: 20220603

PLFP Fee payment

Year of fee payment: 3

PLFP Fee payment

Year of fee payment: 4