EA014812B1 - Двухфазная нержавеющая легированная сталь и применение этого сплава - Google Patents
Двухфазная нержавеющая легированная сталь и применение этого сплава Download PDFInfo
- Publication number
- EA014812B1 EA014812B1 EA200970433A EA200970433A EA014812B1 EA 014812 B1 EA014812 B1 EA 014812B1 EA 200970433 A EA200970433 A EA 200970433A EA 200970433 A EA200970433 A EA 200970433A EA 014812 B1 EA014812 B1 EA 014812B1
- Authority
- EA
- Eurasian Patent Office
- Prior art keywords
- content
- alloy
- steel according
- pke
- phase
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 69
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 69
- 229910001039 duplex stainless steel Inorganic materials 0.000 title abstract 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 26
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 26
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims description 17
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M Chloride anion Chemical compound [Cl-] VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M 0.000 claims description 11
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 4
- 230000008878 coupling Effects 0.000 claims description 2
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 claims description 2
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 claims description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 53
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 53
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 20
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 18
- 239000000463 material Substances 0.000 description 16
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 7
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 6
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 6
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 5
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 5
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 4
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 4
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 4
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 230000002051 biphasic effect Effects 0.000 description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- FBAFATDZDUQKNH-UHFFFAOYSA-M iron chloride Chemical compound [Cl-].[Fe] FBAFATDZDUQKNH-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 3
- QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N sulfuric acid group Chemical class S(O)(O)(=O)=O QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000002378 acidificating effect Effects 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 230000004580 weight loss Effects 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910021591 Copper(I) chloride Inorganic materials 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 150000007513 acids Chemical class 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- CXOWYMLTGOFURZ-UHFFFAOYSA-N azanylidynechromium Chemical compound [Cr]#N CXOWYMLTGOFURZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- KXDHJXZQYSOELW-UHFFFAOYSA-N carbonic acid monoamide Natural products NC(O)=O KXDHJXZQYSOELW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- HRYZWHHZPQKTII-UHFFFAOYSA-N chloroethane Chemical compound CCCl HRYZWHHZPQKTII-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- -1 chromium carbides Chemical class 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OXBLHERUFWYNTN-UHFFFAOYSA-M copper(I) chloride Chemical compound [Cu]Cl OXBLHERUFWYNTN-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 125000004435 hydrogen atom Chemical class [H]* 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N manganese(2+);sulfide Chemical class [S-2].[Mn+2] VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 1
- 238000000399 optical microscopy Methods 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 1
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 1
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
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Настоящее изобретение относится к двухфазной нержавеющей легированной стали, содержащей мас.%: С max 0,03; Si <0,30; Mn 0-3,0; Р max 0,030; S max 0,050; Cr 25-29; Ni 5-9; Mo 4,5-8; W 0-3; Cu 0-2,0; Co 0-3; Ti 0-2,0; Al 0-0,05; В 0-0,01; Ca 0-0,01 и N 0,35-0,60, остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом содержание феррита составляет 30-70 об.%, и при этом каждый % вышеуказанного Мо может необязательно быть замещен 2 мас.% W.
Description
Область техники
Настоящее изобретение относится к двухфазной (дуплексной) нержавеющей легированной стали, которая представляет собой легированную сталь, имеющую ферритно-аустенитную матрицу, и имеет особенно высокую устойчивость к коррозии в сочетании с хорошей структурной стабильностью и способностью к обработке в горячем состоянии. Содержание феррита составляет 30-70 об.% и такие легированные стали имеют хорошо сбалансированный состав, что придает материалу коррозионные характеристики, которые делают его подходящим для применения, к примеру, в хлоридсодержащих средах, например в море.
Предпосылки и предшествующий уровень техники
За последние годы среды, в которых применяли коррозионно-устойчивые металлические материалы, стали более агрессивными и возросли требования к коррозионным характеристикам, а также к механическим характеристикам. Двухфазные легированные стали, которые были общепризнанными в качестве альтернативы другим маркам стали, применяемым до этого, например высоколегированным аустенитным сталям, сплавам на никелевой основе или другим высоколегированным сталям, были также частью такой разработки. Установленной мерой коррозионной стойкости в хлоридсодержащих средах является так называемый эквивалентный показатель устойчивости к точечной коррозии, сокращенно - РНЕ (Ρί11ίη§ ВекШапсе Ес.|щуа1сп1). который определяется как
РНЕ =%Сг+3,3%Мо+16%Ы, где процент для каждого элемента указывает на мас.%.
Более высокое численное значение указывает на большую коррозионную стойкость, в особенности, к точечной коррозии. Основные легирующие элементы, которые влияют на эту характеристику, согласно формуле Сг, Мо, N. Пример такой марки стали раскрыт в ЕР 0220141, который таким образом включен в настоящее описание посредством этой ссылки. Эта марка стали с обозначением 8ΑΕ2507 (υΝ8 832750) в основном легирована Сг, Мо и N с высокими их содержаниями. Ее, следовательно, совершенствуют по отношению к этой характеристике, прежде всего, хорошей устойчивости к коррозии в хлоридных средах.
В последние годы было показано, что Си и V являются эффективными легирующими добавками для дополнительной оптимизации коррозионных характеристик стали в хлоридных средах. Элемент V к тому времени применяли как заменитель части Мо, как, например, в промышленном сплаве ΩΡ3\ν (υΝ8 839274) или марки 2егоп 100, который содержит 2,0%, соответственно 0,7% V. Последний содержит даже 0,7% Си с целью повышения коррозионной стойкости сплава в кислотных средах.
Легирующая добавка вольфрама приводила к дополнительному росту величины значения для коррозионной стойкости и, таким образом, от РКЕ-формулы к ΡΚΕν-формуле, которая также учитывает влияние Мо и ν на коррозионную стойкость сплавов
ΡΚΕν = % Сг + 3,3 (% Мо + 0,5% V) + 16% Ν, как описано, например, в ЕР 0545753. Эта публикация раскрывает двухфазный нержавеющий сплав с улучшенными в целом коррозионными характеристиками.
Вышеописанные марки стали имеют соотношение ΡΚΕ/ΡΚΕν, независимое от способа расчета, которое лежит выше 40.
Из сплавов с хорошей коррозионной стойкостью в хлоридных средах также следовало бы упомянуть марку 8ΆΕ 2906, состав которой раскрыт в ЕР 0708845. Было показано, что этот сплав, который характеризуется более высокими содержаниями Сг и N по сравнению, например, с 8ΆΕ 2507, является особенно подходящим для применения в средах, где стойкость к межкристаллитной коррозии и коррозии в карбаминате аммония имеет значение, но он также имеет высокую коррозионную стойкость в хлоридсодержащих средах.
υ8-Α-4985091 описывает сплав, предназначенный для применения в среде с хлористо-водородной и серной кислотами, где в основном возрастает межкристаллитная коррозия. Он предназначается, главным образом, в качестве альтернативы применяемым в последнее время аустенитным сталям.
υ8-Α-6048413 описывает двухфазный нержавеющий сплав как альтернативный аустенитным нержавеющим сталям, предназначенным для применения в хлоридсодержащих средах.
ЕР 0 683241 раскрывает двухфазную нержавеющую легированную сталь, имеющую состав, обеспечивающий в результате улучшенные характеристики в отношении стойкости и к коррозионному растрескиванию под напряжением, и точечной коррозии в средах, содержащих хлорид-ион, чем большинство известных других двухфазных нержавеющих легированных сталей. Однако этот сплав, а также сплавы, указанные выше, является слишком восприимчивым к интерметаллическому выделению, особенно выделению сигма-фазы, что делает материал жестким и хрупким. Соответственно, очень затруднено производство материала с хорошей пластичностью при использовании двухфазной нержавеющей легированной стали согласно ЕР 0683241
Раскрытие изобретения
Целью настоящего изобретения является обеспечение двухфазной нержавеющей легированной стали определенного выше типа, в частности, как указано в европейском патенте ЕР 0683241, которая имеет улучшенные характеристики, особенно пластичность и вязкость, относительно известного сплава, имеющего, по меньшей мере, подобные уровни коррозионной стойкости сплава как такового. Предла
- 1 014812 гаемый сплав должен иметь хорошую способность к обработке в горячем состоянии.
Этой цели достигают согласно изобретению путем обеспечения двухфазной нержавеющей легированной стали, которая содержит в мас.%: С тах 0,03, δί <0,30, Мп 0-3,0, Р тах 0,030, δ тах 0,050, Сг 2529, N1 5-9, Мо 4,5-8, V 0-3, Си 0-2, Со 0-3, Τι 0-2, А1 0-0,05, В 0-0,01, Са 0-0,01 и N 0,35-0,60, остальное Ре и неизбежные примеси, при этом содержание феррита составляет 30-70 об.%, и при этом каждый мас.% вышеупомянутого Мо может быть при необходимости замещен 2 мас.% V.
Было обнаружено, что двухфазная нержавеющая легированная сталь с таким составом имеет особенно повышенную пластичность и вязкость, относительно сплава согласно ЕР 0683241, и она имеет также повышенную коррозионную стойкость. При снижении содержания δί ниже 0,30 мас.% достигается существенное уменьшение выделения сигма-фазы, что является ключом к повышенной пластичности и вязкости легированной стали согласно изобретению. Таким образом, было обнаружено, что при использовании сравнительно высокого содержания Мо целесообразно уменьшить содержание δί с целью снижения риска интерметаллических включений.
Согласно одному варианту воплощения содержание δί составляет тах 0,25 мас.%, что делает легированную сталь даже менее склонной к сигма-образованию для повышения пластичности и вязкости материала. Ожидается, что тот же эффект бы достигался, если бы молибден был частично или полностью замещен вольфрамом.
Согласно другому варианту воплощения изобретения содержание кремния составляет максимум 0,23 мас.%.
Согласно другому варианту воплощения изобретения содержание Мо составляет а мас.% и содержание V составляет Ь мас.%, при этом а+Ь/2 >5,0. Такое высокое содержание Мо и/или V приводит в результате к отличной стойкости к коррозии, особенно точечной коррозии, щелевой коррозии, но повышенный риск интерметаллических выделений с такими высокими содержаниями этих элементов является разумно уравновешенным при помощи их комбинации с низким содержанием кремния. Согласно другому варианту воплощения изобретения а >5,0. Отмечено, что п.1 следует интерпретировать так, что при начинании с диапазонов содержаний Мо (4,8-8%) и V (0-3%) возможно замещать каждый % Мо 2% V или наоборот, так что содержание Мо может быть, например, 3%, когда содержание V составляет по меньшей мере 3%. Согласно предпочтительному варианту воплощения а+Ь/2 <8, т.е. общее содержание Мо и V не превышает 8% для поддерживания затрат на них на разумном уровне. Согласно другому предпочтительному варианту Ь=0, т.е. сплав содержит только Мо.
Согласно еще другому варианту воплощения изобретения содержание Со составляет 0-0,010 мас.%, Со является дорогим материалом, и также было обнаружено, что его способность менять структуру, а также влияние его на улучшение коррозионной стойкости не является основным фактором в легированном сплаве с составом согласно настоящему изобретению.
Согласно другому варианту воплощения изобретения содержание феррита составляет 40-60 об.%.
Согласно другому варианту воплощения изобретения среднее РВЕ- или ΡΒΕ’Ψ-значение двух фаз сплава превышает 44, таким образом, РВЕ = %Сг + 3,3%Мо + 16%Νυ РВЕ^ = %Сг +3,3 (%Мо + 0,5% XV) + 16% Ν, где % - мас.%. РВЕ- или ΡΒΕν-значение и для ферритной, и для аустенитной фазы может быть более 47, предпочтительно более 48,5, и упомянутое среднее РВЕ- или ΡВΕV-значение может быть выше 48, предпочтительно более 49. Оказалось, что устойчивость к точечной и щелевой коррозии в легированной стали согласно изобретению особенно повышается путем повышения РВЕ- или ΡВΕV-значения фазы с самым низким таким значением. Было обнаружено, что легированная сталь согласно изобретению будет все еще иметь хорошую способность к обработке в горячем состоянии с РВЕ- или РВЕ-νзначением выше 49.
Согласно другому варианту воплощения изобретения соотношение между РВЕ^)-значением для аустенитной фазы и РВЕ^)-значением для ферритной фазы лежит между 0,90 и 1,15, предпочтительно между 0,95 и 1,05.
Сплав согласно настоящему изобретению является подходящим для применения в хлоридсодержащих средах в формах продукта, таких как бруски, труб, таких как сварные и цельнотянутые трубы, листы, полосы, проволока, сварочная проволока, элементы конструкции, такие как насос, трубопроводная арматура, фланцы и соединительные муфты.
Краткое описание чертежей
Фиг. 1 показывает рассчитанное фазовое содержание у двухфазной нержавеющей легированной стали согласно варианту воплощения изобретения как функцию от температуры, фиг. 2 представляет собой диаграмму, подобную фиг. 1, для легированной стали, согласно ЕР 0683241, и фиг. 3 представляет собой микрофотографию непрерывно охлажденных образцов сплавов согласно фиг. 1 и 2 при трех различных скоростях охлаждения.
Подробное описание изобретения
Хорошие характеристики коррозионной стойкости, точно так же высокой пластичности и вязкости, получают путем комбинации элементов в двухфазной нержавеющей легированной стали согласно изобретению. Такая легированная сталь имеет также хорошую обрабатываемость, которая делает возмож- 2 014812 ными, например, экструзию цельнотянутых труб. Сплав согласно изобретению содержит (в мас.%)
| С | тах | 0, 03 % |
| 31 | < | 0,30 % |
| Мп | 0-3,0% | |
| Р | тах | 0,030 % |
| 3 | тах | 0,050 % |
| Сг | 25 - 29 % | |
| ΝΪ | 5 - 9 % | |
| Мо | 4,5-8% | |
| И | 0 - 3 % | |
| Си | 0 - 2 % | |
| Со | 0 - 3 % | |
| Т1 | 0 - 2 % | |
| А1 | 0 - 0,05 % | |
| В | 0 - 0,01 % | |
| Са | 0 - 0,01 % | |
| N | 0,35 - 0,60 % |
остальное - Ре и неизбежные примеси, при этом содержание феррита составляет 30-70 об.%, и при этом каждый массовый % Мо может быть при необходимости замещен 2 мас.%
Углерод (С) имеет ограниченную растворимость и в феррите, и аустените. Ограниченная растворимость подразумевает риск выделения карбидов хрома, и его содержание поэтому не должно превышать 0,03 мас.%, предпочтительно быть менее 0,02 мас.%.
Кремний (81) применяют в качестве раскислителя при производстве стали, и он повышает текучесть во время производства и сваривания. Однако слишком высокие содержания 81 приводят к выделению нежелательных интерметаллических фаз, по какой причине содержание ограничено 0,30 мас.% и ниже, предпочтительно тах 0,25 мас.%, более предпочтительно тах 0,23 мас.%.
Марганец (Мп) добавляют для того, чтобы повысить растворяемость N в материале. Однако было показано, что Мп только имеет ограниченное влияние на растворяемость N в типе сплава, о котором идет речь. Взамен обнаружены другие элементы с более высоким влиянием на растворяемость. Более того, Мп в комбинации с высокими содержаниями серы может вызывать образование сульфидов марганца, которые действуют как точки-инициаторы для точечной коррозии. Содержание Мп поэтому следует ограничивать между 0-3,0 мас.%, предпочтительно между 0,5-1,2 мас.%.
Фосфор (Р) является обычным примесным элементом. При его присутствии в количестве более чем приблизительно 0,05% он может вызывать неблагоприятные воздействия, например, на пластичность в горячем состоянии, свариваемость и коррозионную стойкость. Количество Р в сплаве поэтому не должно превышать 0,05%.
Сера (8) негативно влияет на коррозионную стойкость за счет образования растворимых сульфидов. Кроме того, ухудшается способность к обработке в горячем состоянии, по этой причине содержание серы ограничивается тах 0,030 мас.%, предпочтительно менее 0,010 мас.%.
Хром (Сг) является сильно активным элементом, для того чтобы улучшать стойкость к большинству типов коррозии. Кроме того, высокое содержание хрома означает, что он придает очень хорошую растворяемость N в материале. Таким образом, желательно поддерживать содержание Сг как можно более высоким, для того чтобы улучшить коррозионную стойкость. Для очень хороших величин коррозионной стойкости содержание хрома должно быть по меньшей мере 25 мас.%. Однако высокие содержания Сг повышают риск интерметаллических выделений, по этой причине содержание хрома должно быть ограничено вплоть до тах 29 мас.%, предпочтительно 25,5-28 мас.%.
Никель (N1) применяют в качестве стабилизирующего аустенит элемента и добавляют в подходящих содержаниях, для того чтобы получить желательное содержание феррита. Для того чтобы получить желательное соотношение между аустенитной и ферритной фазой с ферритом между 30-70 об.%, требуется добавление 5-9 мас.% никеля, предпочтительно 6-8 мас.%.
Молибден (Мо) является активным элементом, который улучшает стойкость к коррозии в хлоридных средах, а также предпочтительно в слабых кислотах. Слишком высокое содержание Мо в комбинации с высокими содержаниями Сг означает, что повышается риск интерметаллических выделений. Содержание Мо по настоящему изобретению должно лежать в диапазоне 4,5-8 мас.%, предпочтительно свыше 5 мас.%, при этом каждый массовый % Мо при необходимости может быть замещен 2 мас.%
- 3 014812
Вольфрам (XV) повышает стойкость к точечной и щелевой коррозии. Но добавление слишком больших количеств вольфрама в комбинации с тем, что содержания Сг, а также содержания Мо являются высокими, значит то, что повышается риск интерметаллических выделений. Содержание V должно лежать в диапазоне 0-3,0 мас.%.
Медь (Си) может быть добавлена, для того чтобы улучшить общую коррозионную стойкость в кислых средах, таких как серная кислота. В то же время Си влияет на структурную стабильность. Однако низкие содержания Си означают, что растворимость в твердом состоянии будет превышена. Поэтому содержание Си должно быть ограничено тах 2,0 мас.%, предпочтительно между 0 и 1,5 мас.%, более предпочтительно 0,1-0,5 мас.%.
Кобальт (Со) имеет свойства, которые являются промежуточными между свойствами железа и никеля. Поэтому незначительное замещение этих элементов Со или применение Со-содержащих сырьевых материалов (Νί-содержащий лом обычно содержит некоторое количество Со, в некоторых случаях в количествах более 10%) не будет вызывать какого-либо значительного изменения в характеристиках. Со можно применять для замещения некоторого количества N1 в качестве стабилизирующего аустенит элемента. Со является относительно дорогим элементом, значит, добавление Со ограничивают в диапазоне 0-3 мас.%.
Титан (Τι) имеет высокое сродство к Ν. Поэтому его можно применять, например, для повышения растворяемости N в металле и предотвращения образования пузырьков азота во время литья. Однако избыточные количества Τι в материале вызывают выделение нитридов во время литья, которое может прервать процесс литья и образовавшиеся нитриды могут действовать как дефекты, вызывающие уменьшение коррозионной стойкости, вязкости и пластичности. Поэтому добавление Τι ограничивают 2 мас.%.
Алюминий (А1 и Са) применяют в качестве раскислителей в производстве стали. Содержание А1 должно быть ограничено тах 0,05 мас.%, предпочтительно тах 0,03 мас.%, для того чтобы ограничить образование нитридов. Са имеет благоприятное воздействие на пластичность в горячем состоянии. Однако содержание Са должно быть ограничено тах 0,010 мас.%, для того чтобы избежать нежелательного количества шлака.
Бор (В) может быть добавлен, для того чтобы повысить способность материала к обработке в горячем состоянии. При слишком высоком содержании бора свариваемость, а также коррозионная стойкость могут ухудшаться. Поэтому содержание бора должно быть ограничено тах 0,01 мас.%.
Азот (Ν) является очень активным элементом, который повышает коррозионную стойкость, структурную стабильность, а также прочность материала. Кроме того, высокое содержание N улучшает восстановление аустенита после сварки, который придает хорошие свойства внутри сварного соединения. Для того чтобы получить хороший эффект от Ν, следует добавлять по меньшей мере 0,35 мас.% Ν. При высоких содержаниях Ν риск выделения нитридов хрома повышается, особенно, когда одновременно содержание хрома является высоким. Кроме того, высокое содержание Ν означает, что риск пористости повышается из-за превышенной растворяемости Ν в расплаве. По этим причинам содержание Ν должно быть ограничено тах 0,60 мас.%, предпочтительно добавляют >0,35-0,45 мас.% Ν.
Содержание феррита является важным, для того чтобы получить хорошие механические свойства и коррозионные свойства, а также хорошую свариваемость. С точки зрения коррозии и с точки зрения свариваемости содержание феррита между 30-70% является желательным, для того чтобы получить хорошие характеристики. Кроме того, высокие содержания феррита означают, что ударная вязкость при низких температурах, а также стойкость к хрупкости, вызванной водородом, могут ухудшаться. Содержание феррита составляет поэтому 30-70 об.%, предпочтительно 40-60 об.%.
Описание предпочтительных вариантов воплощения
Были произведены два экспериментальных сплава, для того чтобы испытать, в основном, влияние различных концентраций кремния. Табл. 1 ниже показывает состав двух сплавов № 1 и № 2, в которой № 1 представляет собой двухфазную нержавеющую легированную сталь согласно варианту воплощения настоящего изобретения, и сплав № 2 представляет собой такой сплав согласно ЕР 0683241.
- 4 014812
28ррш
| Сплав № | 1 | 2 |
| С | 0,017 | 0, 019 |
| 31 | 0,21 | 0, 62 |
| Мп | 0,49 | 0,47 |
| Р | 0,005 | 0,004 |
| 3 | 0,006 | 0, 008 |
| Сг | 26, 06 | 26, 10 |
| Νί | 7, 11 | 7,03 |
| Ио | 5,20 | 5, 16 |
| И | <0, 01 | <0,01 |
| Си | <0,01 | 0,021 |
| Со | <0,010 | <0,010 |
| Τί | <0,005 | <0,005 |
25ррш
Таблица 1
Кроме того, сплавы моделировали, используя программное обеспечение Т11сгто-Са1с кой^аге с базой данных ССТ88 (незначительно модифицированная версия коммерческой базы данных ТСРЕ3 с улучшенными моделями, например, для составов двухфазных сплавов). Фиг. 1 и 2 показывают расчетные содержания фаз сплава № 1 и сплава № 2 соответственно, как функцию от температуры.
На этих фигурах
1. Содержание феррита. Видно, что для сплава согласно настоящему изобретению (фиг. 1) термическая обработка в интервале около 1100-1300°С является необходимой для получения желательного содержания феррита.
2. Содержание аустенита. Термическую обработку осуществляют таким образом, что получают только ферритную фазу и аустенитную фазу.
3. Содержание N.
4. Жидкотекучий металл.
5. Сигма-фаза. Ее образования можно избежать с помощью быстрого охлаждения.
6. Содержание Сг2И, который вызывает хрупкость и уменьшение коррозионной стойкости.
7. Содержание карбида, которое должно поддерживаться низким, чтобы не влиять на сварные соединения. Высокая тенденция к выделению карбидов ведет к опасности уменьшенной коррозионной стойкости вблизи сварных соединений. Поэтому равновесное количество карбидов должно поддержи ваться низким.
8. Интерметаллическая фаза. Сумма ее и сигма-фазы должна поддерживаться как можно более низкой.
Таблица 2
| Сплав № | РКЕ | РЯЕа при 1100’С | РЯЕу при 1100'С | ΡΚΕγ/ ΡΚΕα При 1100°С | т Хтах, □ | Тмй,СггЫ | % а при 1100’С | Присутствие выделений при 1100’С | |
| 1 | 49, 8 | 49,1 | 50, 3 | 1,02 | 1078 | 1043 | 1018 | 43, 3 | |
| 2 | 49,8 | 48, 3 | 50, 0 | 1,04 | 1037 | 1108 | 1108 | 47,1 | 0,3%мас. Сг2И |
Табл. 2 выше показывает общее РВЕ двух сплавов и предсказываемое РВЕ для каждой фазы при ускоренном охлаждении от 1100°С, а также соотношение между РВЕ в аустените и феррите. Она также показывает предсказываемое содержание феррита после ускоренного охлаждения от 1100°С, и, в конечном счете, предсказываемые температуры растворения для &2Ν и сигма(п)-фазы, и предсказываемое присутствие любых выделений при 1100°С. Так как выделение &2Ν является более быстрым, чем выделение σ-фазы, то присутствуют две Ттах ίτ2Ν. одна - для случая быстрого охлаждения, когда дана воз- 5 014812 можность выделяться равновесным количествам σ (с σ). Ясно, что оба сплава выполняют требования по содержанию феррита, общему РКЕ, а также РКЕ балансу, и минимуму РКЕ в каждой фазе, как установлено в публикации νΟ 03020994 настоящего заявителя.
Изготовление образца
Сплавы были получены путем плавления, отливки слитков и, в конечном счете, ковки на прессе. Табл. 3 показывает результаты ковки. Ковку прервали, когда начали образовываться сильные поверхностные дефекты, и общее уменьшение площади поперечного сечения во время процесса ковки может таким образом быть использовано как оценка ковкости двух сплавов.
Таблица 3
| Сплав № | Исходный размер | Конечный размер (В) | Относительная площадь А/В | Уменьшение площади (1-В/А)-100 |
| 1 | 230x230 мм | 85x85 мм | 7,3 | 86 % |
| 2 | 230x230 мм | 125x125 мм | 3,4 | 70 % |
Кованые бруски отжигали при 1100°С с последующим быстрым охлаждением в воде перед тем, как начинали какую-либо дополнительную обработку. Прематериал, используемый для образцов, отжигали еще раз после деления на меньшие куски при 1100°С в течение 1 ч с последующим быстрым охлаждением в воде. После этой обработки различные образцы обработали на станке.
Проведение испытаний
Испытания на ударную вязкость.
Испытания на ударную вязкость проводили на образцах Шарпи 10x10 мм (длиной 55 мм) с Vобразным надрезом в условиях четырех различных материалов: после отжига (т.е. 1100°С/охлаждение в воде) и с дополнительным отжигом при более низкой температуре образцов. Табл. 4 показывает условия для различных материалов, а также получающиеся значения ударной вязкости. По два образца испытывали для каждого сплава и режима проведения отжига.
Таблица 4
| Сплав Ν’ | 1100/ охлаждение в воде | 1100/ охлаждение в воде + 1075/ охлаждение· в воде | 1100/ охлаждение в воде +1050/ охлаждение в воде | 1100/ охлаждение в воде +1025/ охлаждение в воде | |
| 1 | Высокий Мо, низкий 31 | 175,-176 | 232,-240 | 26;28 | 6; 8 |
| 2 | Высокий Мо, высокий 31 | 168;154 | 150,-178 | 14; 10 | 5; 4 |
Сплав 1 с высоким содержанием Мо и низкими содержаниями 8ί и Со имеет хорошую ударную вязкость, если используют достаточно высокие температуры проведения отжига. Эта таблица иллюстрирует недостаток сплава 2 согласно изобретению ЕР 0683241, а именно то, что содержание δί выше 0,5% вместе с высоким содержанием Мо дает потенциально хрупкий материал. Как раз уменьшение содержания δί (как в сплаве 1 согласно настоящему изобретению) дает большое улучшение по вязкости.
Непрерывное охлаждение.
образцов каждой плавки отожгли при 1100°С и затем повторно нагрели до трех различных температур: 1050, 1100 и 1150°С из каждой плавки соответственно. Образцы охлаждали с тремя различными постоянными скоростями охлаждения с температурами 20, 60 и 140°С/мин. Это значит, что 9 различных циклов проведения отжига использовали для каждой плавки. Ни в каком из образцов не было обнаружено нитридов. Табл. 5 суммирует наблюдения, сделанные при помощи оптической микроскопии. Относительный индекс ранжирования применяют для фазового содержания различных образцов, где
0: σ-фазы не обнаружено,
1: 1-2 частицы σ-фазы, в среднем, обнаруженных в поле зрения при увеличении 500х,
2: небольшие количества σ-фазы, определенные при увеличении 500х (но более 2 частиц в поле зрения),
3: относительно большие количества σ, но с менее 5% преобразованного феррита,
4: более 5% преобразованного феррита до σ,
5: более 25% преобразованного феррита до σ,
6: более 50% преобразованного феррита до σ.
- 6 014812
Таблица 5
| Циклы проведения | Номер сплава | ||
| Температура нагревания | Скорость охлаждения | 1 | 2 ________ |
| 1050°С | 20°С/мин | 6 | 6 |
| 60°С/мин | 4 | 4 | |
| 140 °С/мин | 2 | 3 | |
| 1100’С | 20°С/мин | 4 | 5 |
| 60°С/мин | 2 | 3 | |
| 140°С/мин | 1 | 2 | |
| 1150°С | 20°С/мин | 4 | 5 |
| 60°С/мин | 2 | 3 | |
| 140 °С/мин | 2 | 2 |
Показано, что сплав 1 менее склонен к σ-выделению, чем сплав 2. Это указывает на то, что отметка 2, предположительно -1, является необходимой, чтобы сделать возможным производство надлежащего материала.
Фиг. 3 показывает микрофотографии непрерывно охлажденных образцов, нагретых до 1100°С. Светлый тон - аустенит, коричневый - феррит и черноватый - σ-фаза. Показано, что образование σ-фазы (черноватый) является заметно более слабым для сплава № 1 согласно настоящему изобретению, чем для сплава № 2 согласно ЕР 0683241, что безусловно из-за более низкого содержания 8ί.
Механические свойства.
Табл. 6 показывает результаты испытания на растяжение. Сплав № 2 является менее пластичным, чем сплав № 1 согласно изобретению.
Таблица 6
Результаты испытания на растяжение. Два образца от каждой плавки
| Сплав | Предел текучести, Кро, г /МПа | Предел прочности на растяжение, Рщ/МПа | Удлинение/% | Уменьшение площади/% |
| 1 | 644;626 | 841;844 | 37,9;37,5 | 61; 60 |
| 2 | 687 | 847 | 17 ;0 | 27 |
Испытания на коррозионную стойкость.
Критическая температура щелевой коррозии (ССТ) (сгй1са1 сгеуюе 1етрега1иге) в соответствии с ΜΤΙ-2 и критическая температура точечной коррозии (СРТ) (сгй1са1 рИПпд 1етрега1иге) в растворе Зеленая смерть (1% ЕеС13 + 1% СиС12 + 11% Н2§04 + 1,2% НС1) показаны в табл. 7.
Между различными сплавами есть очень маленькая разница в стойкости к щелевой коррозии. Допущение, что стойкость к точечной и щелевой коррозии в двухфазном сплаве определяется в основном при помощи РКЕ фазы с самым низким РКЕ, согласуется с тем фактом, что сплав 1 имеет наивысшую ССТ. Кроме того, улучшенное поведение сплава 1 относительно сплава 2 проявляется в форме более низкой потери массы из-за коррозии и более высоких максимальных температур.
- 7 014812
Таблица 7 Результаты испытания на стойкость к щелевой коррозии по ΜΤΙ-2, точечной коррозии в растворе Зеленая смерть и точечной коррозии в хлориде железа(111)
Для каждого испытания использовали два образца/сплава
| Сплав N° | ССТ(°С) ΜΤΙ-2 | СРТ (°С), в растворе Зеленая смерть | СРТ(°С), в хлориде железа(Ш), модифицированного С48С(средняя потеря массы после 97,5°С/г) | 048 А тест при 95°С, (средняя потеря массы/г) | РКЕ внаислабейшей фазе |
| 1 | 65;70 | 80;80 | 97,5; 97,5 (0,0036) | Нет ямок (0.014) | 49,1 |
| 2 | 60;65 | 70;75 | 97,5:97,5(0,011) | Маленькие ямки (0,04) | 48,3 |
Сплав № 2, соответствующий ЕР 0683241, является высокочувствительным к выделению σ-фазы, которое очень затрудняет производство материала с хорошей пластичностью. Эту проблему решают путем снижения содержания 8ί и хорошего баланса между РКЕ-значениями двух фаз. Кроме того, сплав № 2 имеет низкую ковкость. При уменьшении содержания 8ί в сплаве типа, определенного ЕР 0683241, т.е. путем использования состава сплава № 1, не только будет повышаться пластичность и вязкость, повышается, с таким же успехом, коррозионная стойкость, что фактически является эффектом, который не был ожидаемым.
Claims (15)
- ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ1. Двухфазная нержавеющая легированная сталь, отличающаяся тем, что она содержит (мас.%):
С тах 0,03 % 31 < 0,30 % Мп 0-3,0 Р тах 0, 030 3 тах 0, 050 Сг 25-29 N1 5-9 % Мо 4,5-8 N 0-3 % Си 0-2 % Со 0-3 % Т1 0-2 % Ά1 0-0,05 В 0-0,01 Са 0-0,01 N 0,35-0 остальное - Бе и неизбежные примеси, при этом содержание феррита составляет 30-70 об.%, и при этом каждый массовый % вышеуказанного Мо при необходимости замещается 2 мас.% - 2. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что содержание δί составляет не более 0,25 мас.%.
- 3. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что содержание δί составляет не более 0,23 мас.%.
- 4. Сталь по любому из пп.1-3, отличающаяся тем, что содержание Мо составляет а мас.% и содержание составляет Ь мас.%, при этом а+Ь/2 >5,0.
- 5. Сталь по п.4, отличающаяся тем, что в ней а >5,0.
- 6. Сталь по п.4, отличающаяся тем, что в ней а+Ь/2 <8.
- 7. Сталь по любому из пп.1-6, отличающаяся тем, что содержание Со составляет 0-0,010 мас.%.
- 8. Сталь по любому из пп.1-7, отличающаяся тем, что содержание Сг составляет 25,5-28 мас.%.
- 9. Сталь по любому из пп.1-8, отличающаяся тем, что содержание N1 составляет 6-8 мас.%.
- 10. Сталь по любому из пп.1-9, отличающаяся тем, что содержание N составляет 0,35-0,45 мас.%.
- 11. Сталь по любому из пп.1-10, отличающаяся тем, что содержание феррита составляет 40-60 об.%.
- 12. Сталь по любому из пп.1-11, отличающаяся тем, что РКЕ- или РКЕ^-значение двух фаз сплава превышает 44, причем РКЕ = % Сг + 3,3% Мо + 16% Ν, а РКЕА = % Сг + 3,3(% Мо + 0,5% №) + 16% Ν,- 8 014812 где % - мас.%.
- 13. Сталь по п.12, отличающаяся тем, что РКЕ- или РКЕ^-значение для и ферритной, и для аустенитной фазы составляет более 47, предпочтительно более 48,5, причем упомянутое среднее РКЕ- или РКЕ^-значение составляет более 48, предпочтительно более 49.
- 14. Сталь по п.12 или 13, отличающаяся тем, что соотношение между РКЕ(^)-значением для аустенитной фазы и РКЕ^-значением для ферритной фазы лежит между 0,90 и 1,15, предпочтительно между 0,95 и 1,05.
- 15. Применение стали согласно любому из пп.1-14 в хлоридсодержащих средах в формах продукта, таких как брусок, труба, в частности сварные и цельнотянутые трубы, лист, полоса, проволока, сварочная проволока, элементы конструкции, такие как, например, насосы, трубопроводная арматура, фланцы и соединительные муфты.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE0602287A SE530711C2 (sv) | 2006-10-30 | 2006-10-30 | Duplex rostfri stållegering samt användning av denna legering |
| PCT/SE2007/050694 WO2008054300A1 (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| EA200970433A1 EA200970433A1 (ru) | 2009-10-30 |
| EA014812B1 true EA014812B1 (ru) | 2011-02-28 |
Family
ID=39344543
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| EA200970433A EA014812B1 (ru) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Двухфазная нержавеющая легированная сталь и применение этого сплава |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20100316522A1 (ru) |
| EP (1) | EP2082073A4 (ru) |
| JP (1) | JP2010508439A (ru) |
| KR (1) | KR20090078813A (ru) |
| CN (1) | CN101558180A (ru) |
| BR (1) | BRPI0717944A2 (ru) |
| CA (1) | CA2667436A1 (ru) |
| EA (1) | EA014812B1 (ru) |
| MX (1) | MX2009004535A (ru) |
| SE (1) | SE530711C2 (ru) |
| UA (1) | UA93587C2 (ru) |
| WO (1) | WO2008054300A1 (ru) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110160838A1 (en) * | 2009-12-31 | 2011-06-30 | Blanzy Jeffrey S | Endoprosthesis containing multi-phase ferrous steel |
| SE534779C2 (sv) | 2010-03-03 | 2011-12-20 | Sandvik Intellectual Property | Metod för att tillverka en trådprodukt av rostfritt stål |
| CN104357762B (zh) * | 2014-11-15 | 2016-06-08 | 柳州市潮林机械有限公司 | 一种双相不锈钢管材 |
| CN104357765B (zh) * | 2014-11-15 | 2016-07-06 | 柳州市潮林机械有限公司 | 一种双相不锈钢管材 |
| CN104451455A (zh) * | 2014-11-15 | 2015-03-25 | 柳州市潮林机械有限公司 | 一种双相不锈钢管材 |
| CN104357763B (zh) * | 2014-11-15 | 2016-07-06 | 柳州市潮林机械有限公司 | 一种双相不锈钢管材 |
| CN104357764B (zh) * | 2014-11-15 | 2016-06-08 | 柳州市潮林机械有限公司 | 一种双相不锈钢管材 |
| KR101641796B1 (ko) * | 2014-12-26 | 2016-07-22 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 린 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| CN108699645B (zh) * | 2016-02-17 | 2020-06-16 | 新日铁住金不锈钢株式会社 | 铁素体-奥氏体系二相不锈钢材及其制造方法 |
| US20190376156A1 (en) * | 2016-12-21 | 2019-12-12 | Sandvik Intellectual Property Ab | Use of a duplex stainless steel object |
| JP6791012B2 (ja) * | 2017-05-24 | 2020-11-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐食性及び耐水素脆性に優れた二相ステンレス鋼 |
| CN108048755B (zh) * | 2017-11-10 | 2019-06-28 | 洛阳双瑞特种装备有限公司 | 一种用于流体输送的高硬度耐蚀铸造不锈钢 |
| BR112020009434A2 (pt) * | 2017-11-15 | 2020-11-03 | Nippon Steel Corporation | aço inoxidável duplex e método para produção de aço inoxidável duplex |
| CN109898015A (zh) * | 2019-02-01 | 2019-06-18 | 上海加宁新材料科技有限公司 | 舰船用耐海水腐蚀hdr双相不锈钢的制造方法 |
| WO2022196498A1 (ja) * | 2021-03-15 | 2022-09-22 | 日鉄ステンレス株式会社 | 二相ステンレス鋼 |
Citations (6)
| 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 |
| WO1995000674A1 (en) * | 1993-06-21 | 1995-01-05 | Sandvik Ab | Ferritic-austenitic stainless steel and use of the steel |
| EP0683241A2 (en) * | 1994-05-21 | 1995-11-22 | Yong Soo Park | Duplex stainless steel with high corrosion resistance |
| JPH08176742A (ja) * | 1994-12-27 | 1996-07-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 硫化水素環境での耐食性に優れた２相ステンレス鋼 |
| JPH1088288A (ja) * | 1996-09-18 | 1998-04-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高純度ガス用二相ステンレス鋼材およびその製造方法 |
| WO2004079027A1 (en) * | 2003-03-02 | 2004-09-16 | Sandvik Intellectual Property Ab | Duplex stainless steel alloy for use in seawater applications |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4985091A (en) * | 1990-01-12 | 1991-01-15 | Carondelet Foundry Company | Corrosion resistant duplex alloys |
| US8043446B2 (en) * | 2001-04-27 | 2011-10-25 | Research Institute Of Industrial Science And Technology | High manganese duplex stainless steel having superior hot workabilities and method manufacturing thereof |
| 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 |
| SE527175C2 (sv) * | 2003-03-02 | 2006-01-17 | Sandvik Intellectual Property | Duplex rostfri ställegering och dess användning |
-
2006
- 2006-10-30 SE SE0602287A patent/SE530711C2/sv unknown
-
2007
- 2007-10-02 KR KR1020097008892A patent/KR20090078813A/ko not_active Application Discontinuation
- 2007-10-02 MX MX2009004535A patent/MX2009004535A/es active IP Right Grant
- 2007-10-02 UA UAA200905389A patent/UA93587C2/ru unknown
- 2007-10-02 WO PCT/SE2007/050694 patent/WO2008054300A1/en active Application Filing
- 2007-10-02 JP JP2009534543A patent/JP2010508439A/ja active Pending
- 2007-10-02 BR BRPI0717944-8A2A patent/BRPI0717944A2/pt not_active Application Discontinuation
- 2007-10-02 EA EA200970433A patent/EA014812B1/ru not_active IP Right Cessation
- 2007-10-02 US US12/447,689 patent/US20100316522A1/en not_active Abandoned
- 2007-10-02 CN CNA2007800407711A patent/CN101558180A/zh active Pending
- 2007-10-02 CA CA002667436A patent/CA2667436A1/en not_active Abandoned
- 2007-10-02 EP EP07835279A patent/EP2082073A4/en not_active Withdrawn
Patent Citations (6)
| 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 |
| WO1995000674A1 (en) * | 1993-06-21 | 1995-01-05 | Sandvik Ab | Ferritic-austenitic stainless steel and use of the steel |
| EP0683241A2 (en) * | 1994-05-21 | 1995-11-22 | Yong Soo Park | Duplex stainless steel with high corrosion resistance |
| JPH08176742A (ja) * | 1994-12-27 | 1996-07-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 硫化水素環境での耐食性に優れた２相ステンレス鋼 |
| JPH1088288A (ja) * | 1996-09-18 | 1998-04-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高純度ガス用二相ステンレス鋼材およびその製造方法 |
| WO2004079027A1 (en) * | 2003-03-02 | 2004-09-16 | Sandvik Intellectual Property Ab | Duplex stainless steel alloy for use in seawater applications |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA2667436A1 (en) | 2008-05-08 |
| JP2010508439A (ja) | 2010-03-18 |
| US20100316522A1 (en) | 2010-12-16 |
| WO2008054300A9 (en) | 2009-06-11 |
| SE0602287L (sv) | 2008-05-01 |
| BRPI0717944A2 (pt) | 2013-12-03 |
| EP2082073A1 (en) | 2009-07-29 |
| EP2082073A4 (en) | 2011-06-29 |
| MX2009004535A (es) | 2009-05-20 |
| KR20090078813A (ko) | 2009-07-20 |
| EA200970433A1 (ru) | 2009-10-30 |
| WO2008054300A1 (en) | 2008-05-08 |
| CN101558180A (zh) | 2009-10-14 |
| UA93587C2 (ru) | 2011-02-25 |
| SE530711C2 (sv) | 2008-08-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EA014812B1 (ru) | Двухфазная нержавеющая легированная сталь и применение этого сплава | |
| TWI571517B (zh) | 肥粒鐵－沃斯田鐵不銹鋼 | |
| JP4803174B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| KR101467616B1 (ko) | 내부식성 린 오스테나이트계 스테인리스 강 | |
| CA2342817C (en) | Duplex stainless steel | |
| KR100989022B1 (ko) | 이상 강 합금 | |
| EP3575427B1 (en) | Dual-phase stainless clad steel and method for producing same | |
| JP2013209730A (ja) | 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板 | |
| AU2002328002A1 (en) | Duplex steel alloy | |
| JP2003525354A (ja) | ２相ステンレス鋼 | |
| US6623569B2 (en) | Duplex stainless steels | |
| JPH09272956A (ja) | 耐海水用析出強化型高合金鋼及びその製造方法 | |
| JP6322145B2 (ja) | ノッチ付き衝撃強さ及び機械加工性を改善した二相鋼 |
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): AM AZ BY KZ KG MD TJ TM |