EA009438B1 - Двухфазная нержавеющая легированная сталь и её применение - Google Patents

Двухфазная нержавеющая легированная сталь и её применение Download PDF

Info

Publication number
EA009438B1
EA009438B1 EA200501405A EA200501405A EA009438B1 EA 009438 B1 EA009438 B1 EA 009438B1 EA 200501405 A EA200501405 A EA 200501405A EA 200501405 A EA200501405 A EA 200501405A EA 009438 B1 EA009438 B1 EA 009438B1
Authority
EA
Eurasian Patent Office
Prior art keywords
content
steel according
ferrite
materials
corrosion resistance
Prior art date
Application number
EA200501405A
Other languages
English (en)
Other versions
EA200501405A1 (ru
Inventor
Андерс Линд
Original Assignee
Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб
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
Application filed by Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб filed Critical Сандвик Интеллекчуал Проперти Аб
Publication of EA200501405A1 publication Critical patent/EA200501405A1/ru
Publication of EA009438B1 publication Critical patent/EA009438B1/ru

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/50—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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite

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)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

Настоящее изобретение относится к нержавеющей легированной стали, более конкретно, к двухфазной нержавеющей легированной стали, имеющей феррито-аустенитную матрицу и обладающей высокой коррозионной стойкостью в сочетании с хорошей структурной стабильностью, в частности, к двухфазной нержавеющей легированной стали, имеющей содержание феррита 40-65% и хорошо сбалансированный состав в сочетании с высокой коррозионной стойкостью и хорошими механическими свойствами, такими как высокий предел прочности и хорошая пластичность, особенно пригодной для применения в нефтегазодобывающей промышленности в виде кабелей, особенно армированных кабелей в приводных линиях связи. Для достижения этих целей предложенная двухфазная нержавеющая легированная сталь содержит, мас.%: С 0-0,03; Si до макс.0,5; Mn 0-3,0; Cr 24,0-30,0; Ni 4,9-10,0; Mo 3,0-5,0; N 0,28-0,5; S до макс.0,010; Co 0-3,5; W 0-3,0; Cu 0-2,0; Ru 0-0,3; А1 0-0,03; Ca 0-0,010, остальное Fe и неизбежные примеси.

Description

Настоящее изобретение относится к нержавеющей легированной стали, более конкретно к двухфазной нержавеющей легированной стали, имеющей феррито-аустенитную матрицу и обладающей высокой коррозионной стойкостью в хлоридосодержащих средах при высоких температурах, а также обладающей высокой структурной стабильностью и способностью поддаваться обработке в горячем состоянии в сочетании с высокой коррозионной стойкостью и хорошими механическими свойствами, такими как высокий предел прочности, высокая пластичность и прочность, что особенно пригодно для применения в тросах, стропах и канатах для нефтегазодобывающей промышленности, в частности в подъемных стропах, талевых канатах и каротажных кабелях.
Описание известного уровня техники
В связи с тем, что доступ к природным ископаемым, таким как нефть и газ, становится все более ограниченным из-за уменьшения запасов и ухудшения качества этих ископаемых, прикладываются усилия к нахождению новых ресурсов и разработке ресурсов, которые не разрабатывались ранее из-за чрезмерно высокой стоимости добычи и последующих процессов, таких как транспортировка и последующая обработка сырья, а также эксплуатации и операций измерения этих ресурсов.
Одной из существующих технологий является добыча нефти и газа из глубоководных морских ресурсов. Транспортировка оборудования и материалов к источнику и из него, а также передача сигналов и энергии осуществляются с поверхности воды. При работе в глубоководных условиях расстояние транспортировки может составлять до 10000 м. В морской добыче нефти и газа используются приводные линии связи, канаты и кабели, изготовленные в основном из нержавеющей легированной стали.
Современная приводная линия связи обычно содержит несколько изолированных электрических проводов или кабелей, например оптоволоконных кабелей, покрытых сверху одним или несколькими слоями расположенной по спирали стальной проволоки.
Выбор марки стали зависит в основном от требований прочности, предела прочности и пластичности в сочетании с подходящей коррозионной стойкостью, особенно для условий нефтегазодобывающей промышленности.
Большие ограничения на такое применение в нефтегазодобывающей промышленности накладывает усталость, возникающая при многократном использовании, особенно в подъемных стропах, талевых канатах или каротажных кабелях, а также в применениях с многократной намоткой и транспортировкой через приводной шкив. Возможность использования материала в этом секторе ограничена пределом прочности используемого проволочного материала. Степень холодной деформации обычно оптимизируют с учетом пластичности. Особенно не удовлетворяют этим практическим потребностям аустенитные материалы.
В последнее время в связи с тем, что условия использования коррозионно-стойких металлических материалов становятся все более жесткими, возрастают требования к коррозионной стойкости материала, а также к его механическим свойствам. Эти разработки охватывают также и двухфазные легированные стали, принятые за альтернативу использовавшимся до сих пор легированным сталям, таким как высоколегированные аустенитные стали, никелевые стали или другие высоколегированные стали. Существует потребность в высокой коррозионной стойкости, когда трос, стропа или кабель подвергается воздействию больших механических напряжений и высокоагрессивной среды, при которых может разрушаться окружающая изоляция из пластика, такого как полиуретан, и быстро наступать непригодность при многократных смотках. Поэтому последние разработки направлены на использование упрочненной проволоки в качестве наружного слоя.
Таким образом, существует потребность в существенном повышении прочности, достигаемом с помощью современных технологий для определенной степени холодной деформации.
Недостатком известных двухфазных сталей является наличие твердых и хрупких интерметаллических выделений в стали, например сигма-фазы, особенно после термообработки в процессе производства или во время последующей обработки. В результате получается более твердый материал, имеющий более низкую технологичность и, в конечном итоге, худшую коррозионную стойкость с возможностью распространения трещин.
Для повышения коррозионной стойкости двухфазных нержавеющих сталей необходимо повысить число РВЕ как в ферритной, так и аустенитной фазе, без одновременного ухудшения структурной стабильности или технологичности материала. Если состав в этих двух фазах не одинаков в отношении активных легирующих компонентов, то одна фаза становится восприимчивой к нодулярной или щелевой коррозии. При этом коррозионная стойкость стали будет зависеть от более чувствительной к коррозии фазы, а структурная стабильность - от наиболее легированной фазы.
Краткое изложение сущности изобретения
В основу настоящего изобретения положена задача создания двухфазной нержавеющей легированной стали, сочетающей в себе высокую коррозионную стойкость и хорошие механические свойства, такие как высокая прочность к удару, хорошая пластичность и прочность.
Еще одной задачей изобретения является создание двухфазной нержавеющей легированной стали, особенно пригодной для применения в стропах, канатах и кабелях для нефтегазодобывающей промышленности, например в подъемных стропах, приводных линиях связи и каротажных кабелях. Следова
- 1 009438 тельно, целью настоящего изобретения является создание двухфазной нержавеющей легированной стали, имеющей феррито-аустенитную матрицу и обладающей высокой коррозионной стойкостью в хлоридосодержащих средах, а также в высокотемпературных применениях в сочетании с высокой структурной стабильностью и способностью подвергаться обработке в горячем состоянии.
Предложенный материал, содержащий большие количества легирующих элементов, обладает высокой технологичностью и поэтому очень пригоден для изготовления кабелей.
Предложенный сплав можно использовать в качестве изолированной линии в подвижных соединениях, а также в плетеных кабелях, в которых соединено несколько линий одинакового или разного диаметра.
Перечисленные выше задачи решает сплав согласно изобретению (в мас.%).
Краткое описание чертежей
Фиг. 1 изображает значения СРТ, полученные в модифицированных испытаниях Α8ΤΜ С48С на нагрев в растворе зеленой смерти, в сравнении с двухфазными сталями 8АР 2507, 8АР 2906;
фиг. 2 изображает значения СРТ, полученные в следующих модифицированных испытаниях Α8ΤΜ О48С на нагрев в растворе зеленой смерти, в сравнении с двухфазными сталями 8АР 2507, 8АР 2906;
фиг. 3 изображает среднее значение потери массы в мм/год в 2% НС1 при температуре 75°С;
фиг. 4 изображает данные ударной прочности и предела текучести для сплава 8АР 2205;
фиг. 5 изображает данные ударной прочности и предела текучести для сплава согласно изобретению.
Подробное описание изобретения
В результате систематических опытно-конструкторских работ было обнаружено, что сплав с содержанием легирующих элементов согласно изобретению удовлетворяет строгим требованиям.
Существенность этих легирующих элементов для изобретения.
Углерод обладает ограниченной растворимостью как в аустените, так и феррите. Ограниченная растворимость обуславливает риск выделения карбидов хрома, и поэтому содержание углерода не должно превышать 0,03 мас.%, предпочтительно 0,02 мас.%.
Кремний используется при производстве стали в качестве раскислителя и повышает текучесть в процессе производства и сварки. Однако слишком высокое содержание 8ί вызывает выделение нежелательной интерметаллической фазы, и поэтому его содержание должно быть ограничено до макс. 0,5 мас.%, предпочтительно макс. 0,3 мас.%.
Марганец добавляется, чтобы повысить растворимость N в материале. Однако было обнаружено, что Μη весьма ограниченно влияет на растворимость N в реальном сплаве. Вместо него существуют другие элементы, которые оказывают более сильное влияние на растворимость. Кроме того, Μη в сочетании с высоким содержанием серы может вызывать образование сульфидов марганца, которые действуют как места возникновения точечной коррозии. Поэтому содержание Μη следует ограничивать в интервале 03,0 мас.%, предпочтительно 0,5-1,2 мас.%.
Хром является очень активным элементом для повышения сопротивления большинству типов коррозии. Высокое содержание Сг также обуславливает очень хорошую растворимость азота в материале. Поэтому для повышения коррозионной стойкости желательно сохранять как можно более высокое содержание Сг. Для достижения высоких значений коррозионной стойкости содержание Сг должно составлять по меньшей мере 24,0 мас.%, предпочтительно 26,5-29,0 мас.%. Однако высокое содержание Сг повышает тенденцию к интерметаллическим выделениям и поэтому его следует ограничить макс. 30,0 мас.%.
Никель используется в качестве стабилизатора аустенита и должен добавляться в количествах, достаточных для получения требуемого содержания феррита. Чтобы достичь требуемого соотношения между аустенитной и ферритной фазами с содержанием феррита 40-65 об.%, добавление никеля должно составлять 4,9-10,0 мас.%, предпочтительно 4,9-9,0 мас.% и особенно 6,0-9,0 мас.%.
Молибден является активным элементом, который повышает коррозионную стойкость в хлоридосодержащих средах и предпочтительно в разбавленных кислотах. Если содержание Μο слишком высокое в сочетании с высоким содержанием Сг, то это может повысить количество интерметаллических выделений. Поэтому содержание Μο должно быть в интервале 3,0-5,0 мас.%, предпочтительно 3,6-4,9 мас.%, более конкретно 4,4-4,9 мас.%.
Азот является очень активным элементом, который повышает коррозионную стойкость, структурную стабильность и прочность материала. Кроме того, высокое содержание азота повышает восстановление аустенита после сварки, что позволяет получить качественный сварной шов с хорошими свойствами. Для достижения хорошего эффекта азота его содержание должно составлять по меньшей мере 0,28 мас.%. При высоком содержании N может возрастать пористость из-за превышения растворимости N в расплаве. По этой причине содержание N должно быть ограничено до макс. 0,5 мас.%, предпочтительно добавление N должно составлять 0,35-0,45 мас.%.
При слишком высоком содержании Сг и N происходит выделение Сг^И, которого следует избегать, поскольку оно отрицательно влияет на свойства материала, особенно во время термообработки, например, при сварке.
- 2 009438
Бор добавляется для повышения способности материала подвергаться обработке в горячем состоянии. При слишком высоком содержании бора могут ухудшаться пригодность к сварке и коррозионная стойкость. Поэтому содержание бора должно быть выше 0 и составлять до 0,0030 мас.%.
Сера отрицательно влияет на коррозионную стойкость из-за образования сульфидов, обладающих легкой растворимостью. Это отрицательно сказывается на способности материала подвергаться обработке в горячем состоянии, и поэтому содержание серы должно быть ограничено до макс. 0,010 мас.%.
Кобальт добавляется в основном для улучшения структурной стабильности и коррозионной стойкости. Со является стабилизатором аустенита. Для достижения этого эффекта в сплав должно быть добавлено по меньшей мере 0,5 мас.%, предпочтительно по меньшей мере 1,0 мас.% кобальта. Так как кобальт является относительно дорогим элементом, его количество должно быть ограничено макс. 3,5 мас.%.
Вольфрам повышает сопротивление точечной и щелевой коррозии. Добавление слишком большого количества вольфрама в сочетании с высоким содержанием Сг и Мо повышает риск интерметаллических выделений. Содержание вольфрама согласно настоящему изобретению должно быть в пределах 0-3,0 мас.%, предпочтительно 0-1,8 мас.%.
Медь добавляется для повышения общей коррозионной стойкости в кислых средах, таких как серная кислота. Си также влияет на структурную стабильность. Однако большие количества Си вызывают устойчивую избыточную растворимость. Поэтому содержание Си следует ограничивать 2 мас.%, предпочтительно 0,1-1,5 мас.%.
Рутений добавляется в сплав для повышения коррозионной стойкости. Однако поскольку рутений является очень дорогим элементом, его содержание должно быть ограничено макс. 0,3 мас.%, предпочтительно до 0,1 мас.%.
Алюминий и кальций используются в производстве стали в качестве раскислителей. Количество А1 должно быть ограничено макс. 0,03%, чтобы ограничить образование нитридов. Са положительно влияет на пластичность в горячем состоянии, однако, содержание Са следует ограничить до 0,01 мас.%, чтобы избежать образования нежелательного количества шлака.
Содержание феррита важно для обеспечения хороших механических свойств и коррозионной стойкости, а также хорошей пригодности к сварке. Для достижения хорошей коррозионной стойкости и пригодности к сварке желательно иметь содержание феррита 40-65%. Высокое содержание феррита обуславливает риск ухудшения ударной вязкости при низких температурах и устойчивости против водородной хрупкости. Поэтому содержание феррита должно быть 40-65 об.%, предпочтительно 42-65 об.%, более предпочтительно 45-55 об.%.
Описание предпочтительных вариантов
В приведенных ниже примерах будут описаны составы ряда опытных материалов для иллюстрации влияния различных легирующих элементов на их свойства. Материал 605182 имеет контрольный состав и, следовательно, не подпадает под объем изобретения. Кроме того, все остальные материалы не следует считать ограничительными для объема изобретения, они являются всего лишь примерами материалов, иллюстрирующими изобретение, объем которого определен формулой изобретения. Все приведенные значения РВЕ относятся к значениям, вычисленным по формуле ΡΒΕν, даже если это не указано явным образом.
Пример 1.
В этом примере опытные материалы были получены путем лабораторной отливки слитка весом 170 кг, из которого методом горячей ковки была изготовлена круглая болванка. Затем методом горячей штамповки ей была придана форма бруска (круглого или плитообразного), и из круглого бруска был взят опытный образец. Плитообразный брусок подвергли термообработке перед холодной прокаткой, после чего взяли еще один образец опытного материала. С материально-технической точки зрения этот процесс можно считать репрезентативным для промышленного производства. В табл. 1 показан состав этих опытных материалов.
- 3 009438
Таблица 1
Мате~ риал Мп Сг N1 Мо И Со V Ьа τί N
605193 1,03 27,90 8,80 4,00 0,01 0, 02 0,04 0,01 0,01 0,36
605195 0,97 27,90 9,80 4,00 0,01 0,97 0,55 0,01 0,35 0,48
605197 1,07 28,40 8,00 4,00 1,00 1,01 0,04 0,01 0, 01 0,44
605178 0,91 27,94 7,26 4,01 0,99 0,10 0,07 0,01 0,03 0,44
605183 1,02 28,71 6,49 4,03 0,01 1,00 0,04 0,01 0, 04 0,28
605184 0,99 28,09 7,83 4,01 0,01 0,03 0,54 0,01 0,01 0,44
605187 2,94 27,74 4,93 3,98 0,01 0,98 0,06 0,01 0,01 0,44
605153 2,78 27,85 6,93 4,03 1,01 0,02 0,06 0,02 0,01 0,34
605182 0,17 23,48 7,88 5,75 0,01 0,05 0,04 0,01 0,10 0,26
Для исследования структурной стабильности из каждого материала были взяты образцы и подвергнуты термообработке при 900-1150°С с шагом 50°, после чего их охлаждали на воздухе и в воде соответственно. При самых низких температурах были получены интерметаллические фазы. Самые низкие температуры, при которых количество интерметаллической фазы было ничтожно мальм, определяли под оптическим микроскопом. Затем новый образец из соответствующего материала подвергали термообработке при упомянутой температуре в течение 5 мин, после чего образец охлаждали с постоянной скоростью 140°С до комнатной температуры.
Подверженность всех материалов точечной коррозии определяли путем ранжирования в так называемом растворе зеленой смерти, содержащем 1% РеС13, 1% СиС12, 11% Н2§04, 1,2% НС1. Эта опытная процедура соответствует испытанию на точечную коррозию согласно стандарту Л8ТМ С48С. но она выполняется в более агрессивном растворе зеленой смерти. Кроме того, некоторые материалы испытывали согласно Л8ТМ С48С (по 2 опыта на каждый материал). Также проводилось электрохимическое испытание в 3% ЫаС1 (по 6 опытов на каждый материал). Результаты в виде критической температуры точечной коррозии (СРТ) для всех опытов приведены в табл. 2, где также показаны значения ΡΚΕν (Сг+ 3,3(Μο+0,5ν)+16Ν) для полного состава сплава и для аустенита и феррита. Индекс альфа обозначает феррит, а индекс гамма - аустенит.
Таблица 2
Материал РКЕа ΡΕΕγ ΡΒΕγ/ РКЕа РЕЕ СРТ°С Модифицированный АЗТМ С48С в растворе зеленая смерть СРТ°С АЗТМ С48С 6% ГеС13 СРТ°С 3% ЦаС1 (600 мВ ЗСЕ
605193 51,3 49,0 0,9552 46, 9 90/90 64
605195 51,5 48, 9 0,9495 48,7 90/90 95
605197 53,3 53, 7 1,0075 50,3 90/90 >95 >95
605178 50,7 52,5 1,0355 49, 8 75/80 94
605183 48, 9 48, 9 1,0000 46, 5 85/85 90 93
605184 48,9 51,7 1,0573 48,3 80/30 72
605187 48,0 54,4 1,1333 48,0 70/75 77
605153 49, 6 51, 9 1,0464 48,3 80/85 85 90
605182 54,4 46,2 0,8493 46, 6 75/70 85 62
5АЕ2507 39, 4 42, 4 1,0761 41,1 70/70 80 95
ЗАЕ2906 39, 6 46, 4 1,1717 41,0 60/50 75 75
Для всех материалов определяли прочность при комнатной температуре (КТ), 100°С и 200°С и прочность к удару при комнатной температуре (КТ), которая показана как среднее значение для всех трех испытаний.
Образцы для испытания прочности на растяжение (ИК-5С50) брали из прессованных прутков диаметром 20 мм, которые подвергали термообработке при комнатной температуре согласно табл. 2 в течение 20 мин, после чего охлаждали на воздухе или в воде (605195, 605197, 605184). Результаты этого испытания представлены в табл. 3. Результаты испытаний прочности на растяжение показали, что проч
- 4 009438 ность материала на растяжение сильно зависит от содержания хрома, азота и вольфрама. Все материалы, кроме 605153, удовлетворяют требованию 25% увеличения при испытании на разрыв при комнатной температуре (ВТ).
Таблица 3
Материал Температура Кр0,2 ВрО, 1 Ά5 Ζ
(МПа) (МПа) (МПа) (%) (%)
605193 КТ 652 791 916 29, 7 38
100°С 513 646 818 30,4 36
200°С 511 583 756 29, 8 36
605195 КТ 671 773 910 38,0 66
100°С 563 637 825 39,3 68
200°С 504 563 769 38,1 64
605197 КТ 701 799 939 38,4 66
100°С 564 652 844 40,7 69
200°С 502 577 802 35,0 65
605178 КТ 712 828 925 27,0 37
100°С 596 677 829 31,9 45
200°С 535 608 763 27,1 36
605183 КТ 677 775 882 32,4 67
100°С 560 642 788 33,0 59
200°С 4Э9 578 737 29,9 52
605184 ат 702 793 915 32, 5 60
100°С 569 657 821 34,5 61
200°С 526 581 774 31,6 56
605187 КТ 679 777 893 35,7 61
100°С 513 628 799 38, 9 64
200сС 505 558 743 35,8 58
605153 КТ 715 845 917 20,7 24
100°С 572 692 817 29,3 27
200°С 532 611 749 23,7 31
605182 КТ 627 754 903 28,4 43
100°С 493 621 802 31,8 42
Пример 2.
В следующем примере приводится состав других опытных материалов, изготовленных в целях нахождения оптимального состава. Эти материалы были модифицированы на основании свойств материалов с хорошей структурной стабильностью и высокой коррозионной стойкостью, взятых из результатов, представленных в примере 1. Все материалы в табл. 4 имеют состав согласно настоящему изобретению, при этом материалы 1-8 являются частью статистического плана испытаний, а материалы е-η являются опытными сплавами в рамках настоящего изобретения.
Несколько опытных материалов было получено путем отливки слитков весом 270 кг, из которых были изготовлены цилиндрические стержни методом ковки в горячем состоянии. Из стержней методом прессования изготовили бруски, из которых были взяты опытные образцы. Затем стержни подвергли нагреву перед фальцовочной прокаткой плитообразного бруса, из которого затем взяли опытный образец. В табл. 4 показан состав этих материалов.
- 5 009438
Таблица 4
Материал Мп Сг ΝΪ Мо N Со Си Ки в К
1 605258 1,1 29,0 6,5 4,23 1,5 0,0018 0,46
2 605249 1,0 28,8 7,0 4,23 1,5 0,0026 0,38
3 605259 1,1 29, 0 6, 8 4,23 0, 6 0,0019 0,45
4 605260 1,1 27,5 5,9 4,22 1,5 0,0020 0,44
5 605250 1,1 28, 8 7,6 4,24 0, 6 0,0019 0,40
6 605251 1,0 28,1 6,5 4,24 1,5 0,0021 0,38
7 605261 1,0 27,8 6,1 4,22 0, 6 0,0021 0,43
8 605252 1,1 28,4 6,9 4,23 0,5 0,0018 0,37
е 505254 1,1 26,9 6,5 4,8 1,0 0,0021 0,38
£ 605255 1,0 28,6 6,5 4,0 3,0 0,0020 0,31
д 505262 2,7 27,6 6,9 3,9 1,0 1,0 0,0019 0,36
й 605263 1,0 28,7 6, 6 4,0 1,0 1,0 0,0020 0,40
1 605253 1,0 28,8 7,0 4,16 1,5 0,0019 0,37
3 605266 1,1 30, 0 7,1 4,02 0,0018 0,38
к 605269 1,0 28,5 7,0 3, 97 1,0 1,0 0,0020 0,45
1 605268 1,1 28,2 6,6 4,0 1,0 1,0 1,0 0,0021 0,43
гп 605270 1,0 28,8 7,0 4,2 1,5 0,1 0,0021 0,41
η 605267 1,1 29,3 6,5 4,23 1,5 0,0019 0,38
Распределение легирующих элементов в ферритной и аустенитной фазах определяли методом микрозондового анализа, результаты которого представлены в табл. 5.
- 6 009438
Таблица 5
Материал Фаза Сг Мп N1 Мо и Со Си N
605258 Феррит 29,8 1,3 4,8 5,0 1,4 0,11
Аустенит 28,3 1,4 7,3 3,4 1,5 0, 60
605249 Феррит 29,8 1,1 5,4 5,1 1,3 0,10
Аустенит 27,3 1,2 7,9 3,3 1,6 0,53
605259 Феррит 29,7 1,3 5,3 5,3 0,5 0,10
Аустенит 28,1 1,4 7,8 3,3 0,58 0,59
605260 Феррит 28,4 1,3 4,4 5,0 1,4 0,08
Аустенит 26, 5 1,4 6,3 3,6 1,5 0, 54
605250 Феррит 30,1 1,3 5,6 5,1 0,46 0, 07
Аустенит 27,3 1/4 8,8 3,4 0,53 0,52
605251 Феррит 29, 6 1,2 5,0 5,2 1/3 0,08
Аустенит 26, 9 1,3 7,6 3, 5 1/5 0, 53
605261 Феррит 28, 0 1,2 4,5 4,9 0,45 0,07
Аустенит 26, 5 1,4 6,9 3, 3 0,56 0,56
605252 Феррит 29, 6 1,3 5,3 5,2 0, 42 0,09
Аустенит 27,1 1,4 8,2 3,3 0,51 0,48
605254 Феррит 28,1 1/3 4,9 5, 8 0,89 0,08
Аустенит 26, 0 1,4 7,6 3,8 1,0 0,48
605255 Феррит 30, 1 1,3 5,0 4,7 2,7 0,08
Аустенит 27, 0 1,3 7,7 3,0 3,3 0,45
605262 Феррит 28,8 3,0 5,3 4,8 1,4 0,9 0,08
Аустенит 26,3 3,2 8,1 3,0 0,85 1/ 1 0,46
605263 Феррит 29,7 1,3 5,1 5,1 1,3 0,91 0,07
Аустенит 27,8 1,4 7,7 3,2 0,79 1,1 0,51
605253 Феррит 30,2 1,3 5,4 5, 0 1/3 0,09
Аустенит 27,5 1,4 8/ 4 3,1 1,5 0,48
605266 Феррит 31,0 1,4 5,7 4,8 0,09
Аустенит 29,0 1,5 8,4 3, 1 0,52
605269 Феррит 28,7 1,3 5,2 5, 1 1,4 0,9 0,11
Аустенит 26, 6 1, 4 7,8 3,2 0, 87 1,1 0,52
605268 Феррит 29,1 1,3 5,0 4,7 1,3 0,91 0,84 0,12
Аустенит 26,7 1, 4 7,5 3,2 0,97 1,о 1,2 0,51
605270 Феррит 30,2 1,2 5,3 5,0 1/3 0,11
Аустенит 27,7 1/3 8,0 3,2 1,4 0, 47
605267 Феррит 30,1 1,3 5,1 4,9 1,3 0, 08
Аустенит 27,8 1,4 7,6 з, 1 со 0,46
Подверженность всех материалов точечной коррозии проверяли с помощью раствора зеленая смерть (1% ТеС13, 1% СиС12, 11% Н2§04, 1,2% НС1) и ранжировали.
Опытная процедура была такой же, как в испытании на точечную коррозию согласно стандарту Л8ТМ О48С, за исключением того, что использовался более агрессивный раствор, чем 6% ТеС13, а именно так называемый раствор зеленая смерть. Также выполняли испытание на общую коррозию в 2% НС1 (по 2 опыта на каждый материал) для ранжирования перед анализом точки росы. Результаты всех испытаний показаны в табл. 6, на фиг. 2 и 3. Все исследованные материалы имели лучшие характеристики, чем 8ЛР 2507, в растворе зеленая смерть. Все материалы имели отношение РВЕ аустенит/РВЕ феррит в интервале 0,9-1,15, предпочтительно 0,9-1,05, тогда как РВЕ как для аустенита, так и феррита превышало 44, и для большинства материалов существенно превышало 44. Некоторые материалы даже продемонстрировали предельное значение РВЕ 50. Интересно отметить, что материал 605251, легированный 1,5% кобальта, ведет себя в растворе зеленая смерть почти также, как материал 605250, легированный 0,6% кобальта, несмотря на более низкое содержание хрома в материале 605251. Это представляет особенный интерес, так как материал 605251 имеет значение РВЕ приблизительно 48, что выше, чем в коммерческом супердвухфазном сплаве, в то время как значение Т-макс сигма при 1010°С демонстрирует хорошую структурную стабильность на основании значений в табл. 2 в примере 1.
- 7 009438
Таблица 6
Материал Доля а фазы Общее РКЕН РНЕа ΡΚΕγ РйЕу/ РКЕа СРЕ °С в зеленой смерти
605256 48,2 50,3 48,1 49,1 1,021 65/70
605249 59,8 48,9 48,3 46, 6 0, 967 75/80
605259 49,2 50,2 48,8 48,4 0,991 75/75
605260 53,4 48,5 46,1 47,0 1,019 75/80
605250 53,6 49,2 48,1 46,8 0, 974 95/80
605251 54,2 48,2 48,1 46, 9 0, 976 90/80
605261 50,8 48,6 45,2 46,3 1,024 80/70
605252 56, 6 48,2 48,2 45, 6 0, 946 80/75
605254 53,2 48,8 48,5 46,2 0,953 90/75
605255 57,4 46,9 46,9 44,1 0, 940 90/80
605262 57,2 47, 9 48,3 45,0 0,931 70/85
605263 53,6 49, 7 49,8 47,8 0,959 80/75
605253 52,6 48,4 48,2 45,4 0,942 35/75
605266 62,6 49,4 48,3 47,6 0,986 70/65
605269 52,3 50,5 49,6 46,9 0,945 30/90
605268 52,0 49,9 48,7 47,0 0, 965 85/75
605270 57,0 49,2 48,5 45,7 0, 944 30/85
605267 59,8 49, 3 47,6 45,4 0, 953 60/65
Таблица 7
Материал Средняя СРТ Средняя ССТ КРО, 12 КТ Кт кс А КТ Ζ КТ
605258 84 68 725 929 40 73
605249 74 78 706 922 38 74
605259 90 85 722 928 39 73
605260 93 70 709 917 40 73
605250 89 83 698 923 38 75
605251 95 65 700 909 37 74
605261 93 78 718 918 40 73
605252 87 70 704 909 38 74
605254 93 80 695 909 39 73
605255 84 65 698 896 37 74
605262 80 83 721 919 36 75
605263 83 75 731 924 37 73
605253 96 75 707 908 38 73
605266 63 78 742 916 34 71
605269 95 90 732 932 39 73
605268 75 85 708 926 38 73
605270 95 80 711 916 38 74
605267 58 73 759 943 34 71
Для более подробного исследования структурной стабильности опытные образцы отжигали в течение 20 мин при 1080, 1100 и 1150°С, после чего их охлаждали в воде.
Температуру, при которой количество интерметаллической фазы становится пренебрежимо малым, определяли путем исследования под оптическим микроскопом. Сравнение структуры материалов после отжига при 1080°С, за которым следовало охлаждение водой, показало, что эти материалы вероятнее всего содержат нежелательную сигма-фазу. Эти результаты следуют из табл. 5. Исследования структуры показали, что материалы 605249, 605251, 605252, 605253, 605254, 605255, 605259, 605260, 605266 и
- 8 009438
605267 не содержали нежелательной сигма-фазы. Кроме того, материал 605249, легированный 1,5% кобальта, не содержал сигма-фазы, тогда как материал 605250, легированный 0,6% кобальта, содержал некоторое количество сигма-фазы. Оба материала были легированы высоким содержанием хрома, близким к 29 мас.%, и имели содержание молибдена, близкое 4,25 мас.%. Если сравнить состав материалов 605249, 605250, 605251 и 605252 по содержанию сигма-фазы, то ясно видно, что интервал состава для оптимального материала в отношении структурной стабильности очень тесный. Кроме того, видно, что материал 605268 содержит всего лишь незначительное количество сигма-фазы по сравнению с материалом 605263, который содержит большое количество сигма-фазы. Существенное различие между этими двумя материалами состоит в том, что в материал 605268 добавлена медь. В материале 605266 и 605267 сигма-фаза свободна от высокого содержания хрома, при этом последний из них легирован медью. Кроме того, материалы 605262 и 605263, содержащие 1,0 мас.% вольфрама, имеют структуру с большим содержанием сигма-фазы, причем материал 605269, также содержащий 1,0 мас.% вольфрама, но имеющий более высокое содержание азота, чем 605262 и 605263, имеет значительно меньшее количество сигмафазы. Следовательно, необходимо тщательно уравновешивать количества различных легирующих элементов при таких больших количествах элементов, например, хрома и молибдена, чтобы получить хорошие структурные свойства.
Таблица 8
Материал Сигма- фаза Сг Мо И Со Си N би
605249 1 28, 8 4,23 1,5 0,38
605250 2 28, 8 4,24 0,6 0,40
605251 1 28, 1 4,24 1,5 0, 38
605252 1 28,4 4,23 0,5 0,37
605253 1 28,8 4,16 1,5 0,37
605254 1 26, 9 4,80 1,0 0,38
605255 1 28, 6 4,04 3, 0 0,31
605258 2 29,0 4,23 1,5 0,46
605259 1 29,0 4,23 0, 6 0,45
605260 1 27, 5 4,22 1,5 0, 44
605261 2 27, 8 4,22 0,6 0,43
605262 4 27,6 3,93 1,0 1,0 0,36
605263 5 28,7 3, 96 1,0 1,0 0,40
605266 1 30, 0 4,02 0,38
605267 1 29, 3 4,23 1,5 0,38
605268 2 28,2 3,98 1,0 1,0 1,0 0,43
605269 3 28,5 3, 97 1,0 1,0 0,45
605270 3 28, 8 4,19 1,5 0,41 0,1
Пример 3.
Картина напряжений в кабеле для применений в приводных линиях связи в основном состоит из трех компонентов, показанных в табл. 9: статической нагрузки кабеля согласно уравнению (1); добавочной нагрузки согласно уравнению (2), и напряжения, обусловленного различными опорными роликами подающего оборудования, согласно уравнению (3), при этом общее растяжение выражено как сумма частичных растяжений согласно уравнению (4). Как видно из выражений для различных растяжений, представленных ниже, более высокое отношение растяжение/предел прочности позволяет использовать меньшие подающие ролики, а также более высокую добавочную нагрузку на единицу площади.
- 9 009438
Таблица 9
Выражение для вынужденного растяжения
(1) Статическая нагрузка кабеля а:=рд1/2; р-плотность материала, д=ускорение под действием силы тяжести, 1=свободная длина кабеля в скважине
(2) Добавочная нагрузка 02=?/А; Г=добавочная нагрузка, А=площадь кабеля
(3) Опорные ролики аз=бЕ/В; б=диаметр кабеля, Е=модуль упругости, К=радиус опорного ролика
(4) Общее растяжение σ=σι+σ2+σ3
Длина кабеля в таком применении в подвижных соединениях может составлять до 30000 футов, и при этом он будет иметь существенную статическую нагрузку. Эту статическую нагрузку обычно несет ролик переменной кривизны, который добавляет нагрузку на кабель. Чем меньше радиус кривизны, используемый в ролике, тем выше будет напряжение изгиба, действующее на кабель. В то же время кабель меньшего диаметра выдерживает большее количество витков.
Предложенный сплав продемонстрировал неожиданно высокую коррозионную стойкость в среде, характерной для применения приводных линий связи.
По сравнению с обычными сплавами сплав согласно изобретению позволяет получить более высокую прочность при данном коэффициенте вытяжки. При этом можно получить продукцию размером 2,08 мм (0,82 дюйма) со следующими характеристиками:
Материал: 456904
Окончательный размер: 2,08 мм
Модуль упругости: 195266 Н/мм2
Вт: 1858 Н/мм2
Разрывная нагрузка: 6344 Т = 1426 фунт/фут
Сигма-фаза отсутствует
Пластичность: приемлемая
В табл. 10 показаны прочность и разрушающая нагрузка для предложенного сплава в сравнении с известными сплавами.
Таблица 10
Прочность на растяжение Разрывная нагрузка, фунт/фут
Сплав РКЕ кзх МПа . 072 .082 . 092 . 108 . 125 .14 .15
3022 225 1550 916 1495 2061 2761
ΘΟ31 МО Высокая прочность 2822
Вгккят 5ϋΡΑ 75 1240 1550 2030 2560
ЗапЙ71к ΞΆΓ 2205 35 250 1700 1010 1310 1650 2275 3045 3795 4356
5ап±?1к 5АЕ 2507 43 255 1750 1035 1345 16Э0 2330 3120
Сплав согласно изобретению 46 1858 1426
Эти свойства делают предложенный сплав весьма пригодным для использования в нефтегазодобывающей промышленности, в частности для приводных линий связи, подъемных строп или кабелей управления.
- 10 009438
Заключение.
Настоящее изобретение позволяет обеспечить высокую коррозионную стойкость, высокую прочность в состоянии как после горячей обработки, так и после холодной обработки, хорошую пластичность, хорошую структурную стабильность, минимальный риск выделения интерметаллических фаз при условии соблюдения регулируемых температурных условий, а также хорошую способность подвергаться обработке в горячем состоянии.

Claims (10)

1. Феррито-аустенитная двухфазная нержавеющая легированная сталь, содержащая в мас.%
С от 0 - до 0,03 51 не более 0,5 Мп 0-3,0 Сг 24,0-30,0 Νί 4,9-10,0 Мо 3,0-5,0 N 0,2-0,5 В 0-0,0030 с до 0,010 Со 0,5-3,5 И 0-3,0 Си 0-2,0 Ки 0-0,3 А1 0-0,03 Са 0-0,010
остальное Ее и неизбежные примеси и добавки, причем содержание феррита составляет 40-65 об.%.
2. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что содержание хрома в ней составляет 26,5-29,0 мас.%.
3. Сталь по любому из пп.1-2, отличающаяся тем, что содержание марганца в ней составляет 0,5-1,2 мас.%.
4. Сталь по любому из пп.1-3, отличающаяся тем, что содержание никеля в ней составляет 5,0-8,0 мас.%.
5. Сталь по любому из пп.1-4, отличающаяся тем, что содержание молибдена в ней составляет 3,64,7 мас.%.
6. Сталь по любому из пп.1-5, отличающаяся тем, что содержание азота в ней составляет 0,35-0,45 мас.%.
7. Сталь по любому из пп.1-6, отличающаяся тем, что содержание рутения в ней составляет 0-0,1 мас.%.
8. Сталь по любому из пп.1-7, отличающаяся тем, что содержание меди в ней составляет 0,5-2,0 мас.%.
9. Применение стали по п.1, в качестве материала кабелей, строп и канатов для нефтегазодобывающей промышленности.
10. Применение стали по п.1 в качестве материала для подъемных строп, приводных линий связи или каротажных кабелей, которые подвержены воздействию хлоридсодержащих сред или морской воды.
EA200501405A 2003-03-02 2004-02-19 Двухфазная нержавеющая легированная сталь и её применение EA009438B1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE0300573A SE527175C2 (sv) 2003-03-02 2003-03-02 Duplex rostfri ställegering och dess användning
PCT/SE2004/000224 WO2004079028A1 (en) 2003-03-02 2004-02-19 Duplex stainless steel alloy and use thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EA200501405A1 EA200501405A1 (ru) 2006-04-28
EA009438B1 true EA009438B1 (ru) 2007-12-28

Family

ID=20290560

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EA200501405A EA009438B1 (ru) 2003-03-02 2004-02-19 Двухфазная нержавеющая легированная сталь и её применение

Country Status (13)

Country Link
US (1) US7892366B2 (ru)
EP (1) EP1639146A1 (ru)
JP (1) JP2006519314A (ru)
KR (1) KR20060056885A (ru)
CN (1) CN100510147C (ru)
AU (1) AU2004217573A1 (ru)
BR (1) BRPI0408001A (ru)
CA (1) CA2522352C (ru)
EA (1) EA009438B1 (ru)
MX (1) MXPA05009319A (ru)
NO (1) NO342396B1 (ru)
SE (1) SE527175C2 (ru)
WO (1) WO2004079028A1 (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2698235C1 (ru) * 2016-09-02 2019-08-23 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Двухфазная нержавеющая сталь и способ её изготовления

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BRPI0608627B1 (pt) 2005-03-18 2016-03-29 Nkt Flexibles Is usos de um aço duplex, e, tubulação flexível
SE531305C2 (sv) * 2005-11-16 2009-02-17 Sandvik Intellectual Property Strängar för musikinstrument
SE530711C2 (sv) * 2006-10-30 2008-08-19 Sandvik Intellectual Property Duplex rostfri stållegering samt användning av denna legering
JP2008179844A (ja) * 2007-01-23 2008-08-07 Yamaha Marine Co Ltd 二相ステンレス鋼及び二相ステンレス鋼製鋳造品
KR101569306B1 (ko) 2007-11-29 2015-11-13 에이티아이 프로퍼티즈, 인코퍼레이티드 린 오스테나이트계 스테인리스 강
MX2010006038A (es) * 2007-12-20 2010-08-11 Ati Properties Inc Acero inoxidable austenitico con bajo contenido de niquel que contiene elementos de estabilizacion.
DK2229463T3 (en) 2007-12-20 2017-10-23 Ati Properties Llc Corrosion resistant lean austenitic stainless steel
US8337749B2 (en) 2007-12-20 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
EP2228578A1 (en) 2009-03-13 2010-09-15 NV Bekaert SA High nitrogen stainless steel wire for flexible pipe
KR20120132691A (ko) * 2010-04-29 2012-12-07 오또꿈뿌 오와이제이 높은 성형성을 구비하는 페라이트-오스테나이트계 스테인리스 강의 제조 및 사용 방법
EP2721334B1 (en) 2011-06-17 2020-03-18 National Oilwell Varco Denmark I/S An unbonded flexible pipe
CN102296248B (zh) * 2011-08-29 2013-04-24 江苏九胜特钢制品有限公司 一种双相钨不锈钢合金材料及其制备方法
US10179943B2 (en) 2014-07-18 2019-01-15 General Electric Company Corrosion resistant article and methods of making
US20190376156A1 (en) * 2016-12-21 2019-12-12 Sandvik Intellectual Property Ab Use of a duplex stainless steel object
WO2018114865A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Sandvik Intellectual Property Ab An object comprising a duplex stainless steel and the use thereof
DE102018133251A1 (de) * 2018-12-20 2020-06-25 Schoeller-Bleckmann Oilfield Technology Gmbh Bohrstrangkomponente mit hoher Korrosionsbeständigkeit und Verfahren zu ihrer Herstellung
CN111500936A (zh) * 2020-04-27 2020-08-07 浙江丰原型钢科技有限公司 一种沉淀硬化不锈钢材料
CN111560564B (zh) * 2020-06-09 2021-07-13 江苏省海洋资源开发研究院(连云港) 一种资源节约型高氮双相不锈钢及其近净成形方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0220141A2 (en) * 1985-09-05 1987-04-29 Santrade Ltd. High nitrogen containing duplex stainless steel having high corrosion resistance and good structure stability
EP0455625A1 (de) * 1990-05-03 1991-11-06 BÖHLER Edelstahl GmbH Hochfeste korrosionsbeständige Duplexlegierung
EP0534864A1 (en) * 1991-09-30 1993-03-31 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Duplex stainless steel having improved corrosion resistance and process for the production thereof
EP0683241A2 (en) * 1994-05-21 1995-11-22 Yong Soo Park Duplex stainless steel with high corrosion resistance
EP0897018A1 (de) * 1997-08-13 1999-02-17 BÖHLER Edelstahl GmbH Duplexstahl mit hoher Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit
US20010031217A1 (en) * 2000-03-02 2001-10-18 Orjan Bergstrom Duplex stainless steel

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3539013A (en) * 1968-06-24 1970-11-10 Millard F Smith Oil collection boom
CA1242095A (en) * 1984-02-07 1988-09-20 Akira Yoshitake Ferritic-austenitic duplex stainless steel
JP2500162B2 (ja) * 1991-11-11 1996-05-29 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた高強度二相ステンレス鋼
JP3166798B2 (ja) 1992-10-06 2001-05-14 住友金属工業株式会社 耐食性、相安定性に優れた二相ステンレス鋼
IT1263251B (it) * 1992-10-27 1996-08-05 Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di manufatti in acciaio inossidabile super-duplex.
ZA938889B (en) * 1992-12-07 1994-08-01 Mintek Stainless steel composition
SE501321C2 (sv) * 1993-06-21 1995-01-16 Sandvik Ab Ferrit-austenitiskt rostfritt stål samt användning av stålet
JP3588826B2 (ja) * 1994-09-20 2004-11-17 住友金属工業株式会社 高窒素含有ステンレス鋼の熱処理方法
JP3022746B2 (ja) 1995-03-20 2000-03-21 住友金属工業株式会社 高耐食高靱性二相ステンレス鋼溶接用溶接材料
JPH09209087A (ja) * 1996-02-01 1997-08-12 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 二相ステンレス鋼
JPH09279313A (ja) * 1996-04-15 1997-10-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 都市ゴミ焼却設備排ガス系用ステンレス鋼
US5906791A (en) * 1997-07-28 1999-05-25 General Electric Company Steel alloys
SE514044C2 (sv) * 1998-10-23 2000-12-18 Sandvik Ab Stål för havsvattentillämpningar
SE513235C2 (sv) * 1999-06-21 2000-08-07 Sandvik Ab Användning av en rostfri stållegering såsom umbilicalrör i havsmiljö
SE513247C2 (sv) * 1999-06-29 2000-08-07 Sandvik Ab Ferrit-austenitisk stållegering
JP3758508B2 (ja) * 2001-02-13 2006-03-22 住友金属工業株式会社 二相ステンレス鋼管の製造方法
SE524951C2 (sv) * 2001-09-02 2004-10-26 Sandvik Ab Användning av en duplex rostfri stållegering
SE524952C2 (sv) * 2001-09-02 2004-10-26 Sandvik Ab Duplex rostfri stållegering
KR100460346B1 (ko) * 2002-03-25 2004-12-08 이인성 금속간상의 형성이 억제된 내식성, 내취화성, 주조성 및열간가공성이 우수한 슈퍼 듀플렉스 스테인리스강

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0220141A2 (en) * 1985-09-05 1987-04-29 Santrade Ltd. High nitrogen containing duplex stainless steel having high corrosion resistance and good structure stability
EP0455625A1 (de) * 1990-05-03 1991-11-06 BÖHLER Edelstahl GmbH Hochfeste korrosionsbeständige Duplexlegierung
EP0534864A1 (en) * 1991-09-30 1993-03-31 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Duplex stainless steel having improved corrosion resistance and process for the production thereof
EP0683241A2 (en) * 1994-05-21 1995-11-22 Yong Soo Park Duplex stainless steel with high corrosion resistance
EP0897018A1 (de) * 1997-08-13 1999-02-17 BÖHLER Edelstahl GmbH Duplexstahl mit hoher Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit
US20010031217A1 (en) * 2000-03-02 2001-10-18 Orjan Bergstrom Duplex stainless steel

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2698235C1 (ru) * 2016-09-02 2019-08-23 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Двухфазная нержавеющая сталь и способ её изготовления

Also Published As

Publication number Publication date
NO342396B1 (no) 2018-05-14
CN1756855A (zh) 2006-04-05
EP1639146A1 (en) 2006-03-29
SE0300573D0 (sv) 2003-03-02
US7892366B2 (en) 2011-02-22
NO20056228L (no) 2005-12-29
AU2004217573A1 (en) 2004-09-16
SE527175C2 (sv) 2006-01-17
CA2522352A1 (en) 2004-09-16
EA200501405A1 (ru) 2006-04-28
CA2522352C (en) 2014-07-29
CN100510147C (zh) 2009-07-08
KR20060056885A (ko) 2006-05-25
JP2006519314A (ja) 2006-08-24
US20060196582A1 (en) 2006-09-07
SE0300573L (sv) 2004-09-03
WO2004079028A1 (en) 2004-09-16
BRPI0408001A (pt) 2006-02-14
MXPA05009319A (es) 2006-02-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EA009438B1 (ru) Двухфазная нержавеющая легированная сталь и её применение
EP3611287A1 (en) S355g10+m wide and heavy steel plate having low-temperature toughness for ocean engineering, and method for manufacturing same
JP3288497B2 (ja) オーステナイトステンレス鋼
RU2649919C2 (ru) Бесшовная трубка или труба из высокопрочной нержавеющей стали для трубных изделий нефтегазопромыслового сортамента и способ ее изготовления
AU2011246246B2 (en) High-strength stainless steel for oil well and high-strength stainless steel pipe for oil well
KR101322575B1 (ko) 페라이트-오스테나이트계 스테인리스강
RU2698235C1 (ru) Двухфазная нержавеющая сталь и способ её изготовления
US20070125456A1 (en) High strength spring steel wire with excellent coiling properties and hydrogen embrittlement resistance
RU2682728C2 (ru) Высокопрочная, толстостенная, бесшовная труба из нержавеющей стали и способ изготовления такой трубы
CZ81594A3 (en) Martensitic stainless steels hardenable by precipitation
JP6115691B1 (ja) 鋼板およびほうろう製品
CN109777938B (zh) 一种提高双相不锈钢冲击韧性的工艺方法
AU2003200351B2 (en) Duplex stainless steel for urea manufacturing plants
SE0900108A1 (sv) Austenitisk rostfri stållegering med låg nickelhalt, samt artikel därav
EP2885440A1 (en) High-chromium heat-resistant steel
CA2980889A1 (en) Stainless steel and stainless steel product for oil well
JP6064897B2 (ja) 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた高強度鋼材およびその判定方法
KR20120123154A (ko) 신선 가공성 및 신선 후의 피로 특성이 우수한 고탄소강 선재
KR20190042042A (ko) 내황산 이슬점 부식강
KR20020079928A (ko) 듀플렉스 스테인리스강
WO2012115240A1 (ja) 原子力発電機器用鍛鋼材および原子力発電機器用溶接構造物
EP3626841B1 (en) High strength micro alloyed steel seamless pipe for sour service and high toughness applications
WO2023105852A1 (ja) 冷間鍛造性及び、耐水素脆化特性又は耐食性と非磁性に優れるステンレス鋼
US20240191331A1 (en) Stainless steel pipe and method for manufacturing the same
US20230340632A1 (en) Stainless steel seamless pipe and method for manufacturing same

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Lapse of a eurasian patent due to non-payment of renewal fees within the time limit in the following designated state(s)

Designated state(s): AZ KZ RU