EA020105B1 - Ферритно-аустенитная нержавеющая сталь - Google Patents

Ферритно-аустенитная нержавеющая сталь Download PDF

Info

Publication number
EA020105B1
EA020105B1 EA201190015A EA201190015A EA020105B1 EA 020105 B1 EA020105 B1 EA 020105B1 EA 201190015 A EA201190015 A EA 201190015A EA 201190015 A EA201190015 A EA 201190015A EA 020105 B1 EA020105 B1 EA 020105B1
Authority
EA
Eurasian Patent Office
Prior art keywords
stainless steel
steel
duplex stainless
weight
less
Prior art date
Application number
EA201190015A
Other languages
English (en)
Other versions
EA201190015A1 (ru
Inventor
Петер Самуэльссон
Симон Лилле
Ян-Олоф Андерссон
Матс Лильяс
Эрик Шедин
Пелле Йоханссон
Original Assignee
Отокумпу Оюй
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 Отокумпу Оюй filed Critical Отокумпу Оюй
Publication of EA201190015A1 publication Critical patent/EA201190015A1/ru
Publication of EA020105B1 publication Critical patent/EA020105B1/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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/08—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires for concrete reinforcement
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • 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)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)

Abstract

Изобретение относится к дуплексной нержавеющей стали, имеющей аустенитно-ферритную микроструктуру, содержащую 35-65 об.%, предпочтительно 40-60 об.% феррита, и имеющей хорошую свариваемость, хорошую стойкость к коррозии и хорошую обрабатываемость при высокой температуре. Данная сталь содержит 0,005-0,04 мас.% углерода, 0,2-0,7 мас.% кремния, 2,5-5 мас.% марганца, 23-27 мас.% хрома, 2,5-5 мас.% никеля, 0,5-2,5 мас.% молибдена, 0,2-0,35 мас.% азота, 0,1-1,0 мас.% меди, при необходимости менее 1 мас.% вольфрама, менее 0,0030 мас.% одного или более элементов из группы, содержащей бор и кальций, менее 0,1 мас.% церия, менее 0,04 мас.% алюминия, менее 0,010 мас.% серы и остальное представляет собой железо с несущественными примесями.

Description

Настоящее изобретение относится к нержавеющей ферритно-аустенитной стали, полученной дуплекс-процессом, где уровень феррита в микроструктуре стали составляет 35-65 об.%, предпочтительно 40-60 об.%, и которая экономически выгодна для производства и обладает хорошей обрабатываемостью при высокой температуре без растрескивания кромок при горячей прокатке. Данная сталь является устойчивой к коррозии и обладает высокой прочностью и хорошей свариваемостью наряду с тем, что стоимость сырья оптимизируют с точки зрения, по меньшей мере, содержаний никеля и молибдена так, что эквивалент стойкости к питтинговой коррозии, величина ЭСПК, составляет от 30 до 36.
Ферритно-аустенитные или полученные дуплекс-процессом нержавеющие стали имеют почти настолько же длинную историю, как и нержавеющие стали. Большое количество дуплексных сплавов появилось в течение этого восьмидесятилетнего периода. Уже в 1930 Лдс51а 81сс1\\'огк5, в настоящее время входящее в ОиЮкитри Оу), производила литье, поковки и толстый листовой прокат из дуплексной нержавеющей стали под маркой 4538. Таким образом, это была одна из самых первых дуплексных сталей и она содержала в основном 26 мас.% Сг, 5 мас.% N1 и 1,5 мас.% Мо, обеспечивая стали фазовый баланс, составляющий примерно 70% феррита и 30% аустенита. Данная сталь имела сильно улучшенную механическую прочность по сравнению с аустенитными нержавеющими сталями, и также была менее склонна к межкристаллической коррозии из-за дуплексной структуры. Для технологий производства этого периода сталь содержала высокие уровни углерода и не содержала преднамеренных азотных добавок, при этом сталь показывала высокие уровни содержания феррита в зонах сплавления с некоторым уменьшением характеристик. Однако эту основную дуплексную стальную композицию постепенно улучшали путем понижения содержания углерода и обеспечивая более сбалансированное отношение фаз, и этот тип дуплексной стали присутствует в национальных стандартах и поставляется промышленно. Эта основная композиция также была предшественницей многих более поздних разработок дуплексных сталей.
Второе поколение дуплексных сталей появилось в 1970-х, когда с помощью способа внепечной конверторной обработки АОД (аргонокислородного обезуглероживания) улучшили возможности очищать стали и облегчили добавление азота в стали. В 1974 году была запатентована дуплексная сталь (патент ΌΕ 2255673), которая была заявлена как устойчивая к межкристаллической коррозии в только что сваренном состоянии благодаря контролируемому фазовому балансу. Эту сталь стандартизировали под номером ΕΝ 1.4462 и понемногу производили на нескольких стальных производствах. Позже исследования показали, что азот является ключевым элементом, обеспечивающим регулирование фазового баланса в течение сварных операций, и широкий диапазон содержания азота как в указанном выше патенте, так и в стандарте не может обеспечить подходящий результат. В настоящее время эта оптимизированная дуплексная нержавеющая сталь марки 1.4462 занимает доминирующее положение и производится в большом объеме многими поставщиками. Торговое наименование этой стали 2205. Понимание роли азота также использовалось в более поздних разработках, и современные дуплексные стали содержат уровни азота от умеренного до высокого в зависимости от общей композиции.
Сегодня дуплексные стали можно подразделить на обедненные, стандартные и супердуплексные марки. Вообще обедненные дуплексные стали показывают стойкость к питтинговой коррозии на уровне аустенитных нержавеющих сталей, имеющих стандартные номера ΕΝ 1.4301 (А8ТМ 304) и ΕΝ 1.4401 (А8ТМ 316). С намного более низким содержанием никеля, чем аустенитные аналоги, обедненные дуплексные стали могут предлагаться для продажи по более низкой цене. Одна из первых обедненных дуплексных сталей была запатентована в 1973 году (патент И8 3736131). Одним из применений этой стали были холодновысаженные крепежные изделия с низким содержанием никеля и взамен этого марганцем. Другой обедненный дуплексный сплав, который был запатентован в 1987 году (патент И8 4798635), по существу, не содержал молибден для хорошей стойкости к некоторым средам. Эта сталь стандартизирована как ΕΝ 1.4362 (торговое наименование 2304) и частично используется для замены аустенитной нержавеющей стали типа ΕΝ 1.4401. Также недостатки этой стали 2304 могут вызвать проблемы высокого уровня феррита в зоне сварки, так как для этой марки можно получить весьма низкие уровни азота. Ои1окитри запатентовала новую обедненную дуплексную сталь (БЭХ 2101) в 2000 году (патент ЕР 1327008) с целью показать определенный требуемый профиль характеристики при низких стоимостях сырья, конкурирующий с аустенитной нержавеющей сталью типа ΕΝ 1.4301.
Среди так называемых стандартных дуплексных сталей наиболее рано упоминавшаяся сталь 1.4462 (торговое наименование 2205) является наиболее признанной и доминирующей маркой. Для того чтобы удовлетворить различные требования к характеристикам в сочетании с соображениями стоимости, в настоящее время существуют несколько разновидностей этой марки. Может представлять проблему то, что при спецификации этой стали можно получить различные характеристики.
Попытка обеспечить недорогую альтернативу аустенитной нержавеющей стали типа ΕΝ 1.4401 (А8ТМ 316), также как и дуплексной нержавеющей стали марки 2205, была предпринята в патенте ϋδ 6551420, который относится к дуплексной нержавеющей стали, являющейся свариваемой, формуемой и имеющей большую стойкость к коррозии, чем ΕΝ 1.4401, и которую особенно выгодно использовать в хлорсодержащих средах. В примерах этого патента ϋδ 6551420 описывают два состава, так что диапазоны содержания каждого элемента в мас.% являются следующими: углерод 0,018-0,021, марганец 0,46
- 1 020105
0,50, фосфор 0,022, сера 0,0014-0,0034, кремний 0,44-0,45, хром 20,18-20,25, никель 3,24-3,27, молибден 1,80-1,84, медь 0,21, азот 0,166-0,167 и бор 0,0016. Величина эквивалента стойкости к питтинговой коррозии, ЭСПК, составляет для этих примерных составов от 28,862 до 28,908. При сравнении этих диапазонов с диапазонами, заявленными в патенте И8 6551420, описанными в следующей табл. 2, заявленные диапазоны являются очень широкими по отношению к диапазонам примеров.
Из заявки на патент И8 2004/0050463 также известна дуплексная сталь с высоким содержанием марганца с хорошей обрабатываемостью при высокой температуре (химический состав в табл. 2). В этой публикации утверждают, что если содержание меди ограничено диапазоном 0-1,0% и содержание марганца повышено, то улучшается обрабатываемость при высокой температуре. Далее, в этой заявке на патент И8 упоминают, что в молибденсодержащей дуплексной нержавеющей стали, по мере того как возрастает содержание марганца, обрабатываемость при высокой температуре улучшается, когда содержание молибдена является постоянным. В случае, когда содержание марганца постоянно и содержание молибдена возрастает, обрабатываемость при высокой температуре ухудшается. В этой заявке на патент И8 также описывают, что в дуплексной нержавеющей стали с высоким содержанием марганца, вольфрам и марганец обладают синергетическим действием по отношению к улучшению обрабатываемости при высокой температуре. Однако в этой заявке на патент И8 также утверждают, что в дуплексной нержавеющей стали с низким содержанием марганца по мере того, как возрастает содержание вольфрама, обрабатываемость при высокой температуре понижается.
Помимо химического состава, важным фактором, определяющим обрабатываемость при высокой температуре дуплексных нержавеющих сталей, является фазовый баланс. Опыт показывает, что композиции дуплексных нержавеющих сталей с высокими содержаниями аустенита показывают низкую обрабатываемость при высокой температуре, в то время как более высокие содержания феррита являются преимущественными в этом отношении. Так как высокие содержания феррита оказывают неблагоприятное воздействие на свариваемость, крайне важной является оптимизация фазового баланса при разработке дуплексных нержавеющих стальных сплавов. В заявке на патент И8 2004/0050463 ничего не сказано о доле феррита или аустенита в микроструктуре и поэтому содержания феррита вычисляли, используя термодинамическую базу данных Т11сгтоСа1е ТСРЕ6 для дуплексных нержавеющих сталей 5ресИ7 и 5рес128, обрабатываемость которых при высокой температуре сравнивают в этой заявке на патент И8. Вычисленные содержания феррита при трех температурах для этих §рес117 и §рес128 приведены в табл. 1.
Таблица 1
Содержания феррита в заявке на патент И8 2004/0050463
Сталь Содержание феррита (%)
1050°С 1150°С 1250°С
зресИ7 28 36 49
зрес|28 60 69 83
Помимо того что §рес117 и §рес128, сравниваемые в заявке на патент И8 2004/0050463, имеют различные составы, из табл. 1 ясно видно, что эти стали, §рес117 и §рес128, имеют абсолютно разный фазовый баланс, что существенно для объяснения отличия обрабатываемости при высокой температуре этих двух сплавов. Таким образом, очевидно, что другие свойства также являются различными.
Составы дуплексных нержавеющих сталей, упомянутые в указанных выше патентах, собраны в следующей табл. 2. В табл. 2 также содержатся значения эквивалента стойкости к питтинговой коррозии, ЭСПК, вычисленные с использованием формулы
ЭСПК = %Сг + 3,Зх%Мо + 16χ%Ν (1)
- 2 020105
Таблица 2 Химические составы и значения ЭСПК дуплексных нержавеющих сталей, вычисленные по формуле (1)
Сплав/ патент (торговое наимен.) с 5ί Мп Сг Νί Мо Си N Дру- гое ЭСПК (1)
4535 <0.08 -- 26 5 1.5 - -- 30,95
0Е2255673 (2205) <0,03 <0,8 <2,0 18-26 2-8 1,6-5 0,06- 0.20 24,24- 45,7
и5373б131 <0.06 <1,0 4-11 19-24 <3 <0,5 0,12- 0.26 <0,5 Со 20,92- 28,16
1154798635 (2304) <0.06 <1,5 <4 21- 24.5 2- 5.5 0,01- 1 <1 0,05- 0,3 21,83- 32,6
ЕР1327008 (ЮХ 2101) <0.07 0,1- 2,0 3,0- 8.0 19-23 0,5- 1.7 <1,0 <1,0 0,15- 0.30 <2УУ 21,4- 31,1
1156551420 <0.06 0-2 0- 3,75 15-25 3-6 1,4- 2,5 <0,5 0,14- 0,35 <0.2 Со 21,86- 38,85
из 2004/ 0050463 <0,1 0,05- 2,2 2,1- 7,8 20-29 3,0- 9,5 <5 0-1,0 0,08- 0,5 1,2-8 νν 21,28- 53,5
В заявке на патент И8 2004/0050463 в техническом описании для стойкости к коррозии используют ЧЭСПК (числовой эквивалент стойкости к питтинговой коррозии), который вычисляют, используя формулу (2)
ЧЭСПК = %Сг + 3,Зх(%Мо + 0,5% νν) + 30χ%Ν (2), где множитель (%Мо + 0,5% У) ограничен диапазоном 0,8 < (%Мо + 0,5% У) < 4,4. Целью, поставленной для сталей по этой заявке на патент И8, является, чтобы ЧЭСПК, вычисленный по формуле (2), превышал 35 для того, чтобы стали имели высокую стойкость к коррозии. Стали по заявке на патент И8 2004/0050463 обладают лучшей стойкостью к коррозии, чем, например, дуплексная нержавеющая сталь 2205, однако эти стали содержат много марганца, никеля и вольфрама для повышенной обрабатываемости при высокой температуре. Эти легирующие элементы, особенно никель и вольфрам, делают сталь более дорогой, чем, например, дуплексная нержавеющая сталь 2205.
Далее, в настоящее время существуют большие проблемы, связанные с производством горячекатаных рулонов дуплексных нержавеющих сталей без растрескивания кромок, которое объясняют ослаблением ковкости при более низких температурах. Растрескивание кромок уменьшает выход способа, также как и создает проблемы, связанные с различными повреждениями оборудования.
Поэтому представляет коммерческий интерес обнаружение дуплексной нержавеющей стали, представляющей недорогую альтернативу маркам нержавеющей стали, с некоторым определенным профилем механических, коррозионных и сварных характеристик.
Целью настоящего изобретения является устранение недостатков предыдущего уровня техники и достижение улучшенной ферритно-аустенитной дуплексной нержавеющей стали, которая является экономичной в производстве, без растрескивания кромок при горячей прокатке и которая является стойкой к коррозии и обладает хорошей свариваемостью. Существенные признаки изобретения приведены в приложенной формуле изобретения.
Настоящее изобретение относится к дуплексной нержавеющей стали, имеющей аустенитноферритную микроструктуру с 35-65 об.%, предпочтительно с 40-60 об.% феррита, данная сталь содержит 0,005-0,04 мас.% углерода, 0,2-0,7 мас.% кремния, 2,5-5 мас.% марганца, 23-27 мас.% хрома, 2,5-5 мас.% никеля, 0,5-2,5 мас.% молибдена, 0,2-0,35 мас.% азота, 0,1-1,0 мас.% меди, при необходимости менее 1 мас.% вольфрама и остальное представляет собой железо с несущественными примесями. Предпочтительно дуплексная нержавеющая сталь, имеющая аустенитно-ферритную микроструктуру, содержит 0,01-0,03 мас.% углерода, 0,2-0,7 мас.% кремния, 2,5-4,5 мас.% марганца, 24-26 мас.% хрома, 2,5-4,5 мас.% никеля, 1,2-2 мас.% молибдена, 0,2-0,35 мас.% азота, 0,1-1,0 мас.% меди, при необходимости менее 1 мас.% вольфрама, менее 0,0030 мас.% одного или более элементов из группы, содержащей бор и кальций, менее 0,1 мас.% церия, менее 0,04 мас.% алюминия, максимум 0,010 мас.% и предпочтительно максимум 0,003 мас.% серы, также как и предпочтительно максимум 0,035% фосфора и остальное представляет собой железо с несущественными примесями. Более предпочтительно дуплексная нержавеющая сталь по изобретению, имеющая аустенитно-ферритную микроструктуру, содержит менее 0,03 мас.% углерода, менее 0,7 мас.% кремния, 2,8-4,0 мас.% марганца, 23-25 мас.% хрома, 3,0-4,5 мас.% никеля, 1,5-2,0 мас.% молибдена, 0,23-0,30 мас.% азота, 0,1-0,8 мас.% меди, при необходимости менее 1 мас.% вольфрама, менее 0,0030 мас.% одного или более элементов из группы, содержащей бор и кальций, менее 0,1 мас.% церия, менее 0,04 мас.% алюминия, максимум 0,010 мас.% и предпочтительно максимум 0,003 мас.% серы, также как и предпочтительно максимум 0,035 мас.% фосфора и остальное представляет собой железо с несущественными примесями.
- 3 020105
Настоящее изобретение относится к определенному типу экономичной нержавеющей стали, для которой стоимость сырья оптимизируют, учитывая большие флуктуации цены некоторых важных легирующих элементов, таких как никель и молибден. Более конкретно, настоящее изобретение обеспечивает экономичную альтернативу с улучшенными коррозионными и прочностными характеристиками по сравнению с широко используемыми аустенитными нержавеющими сталями типов ΕΝ 1.4404 (ЛБТМ 316Ь) и ΕΝ 1.4438 (ЛБТМ 317Ь). Изобретение также обеспечивает экономичную альтернативу для часто используемой дуплексной нержавеющей стали ΕΝ 1.4462 (2205). Сталь по настоящему изобретению можно производить и использовать в очень широком диапазоне продуктов, таких как толстая листовая сталь, тонкая листовая сталь, рулон полосового металла, сортовой прокат, трубы и трубки, а также для литых изделий. Продукты по настоящему изобретению находят применение в таких областях применения, как обрабатывающая промышленность, транспорт и строительство зданий.
Для данного изобретения очень важно, чтобы все легирующие добавки в дуплексной нержавеющей стали были хорошо сбалансированы и присутствовали в оптимальных количествах. Более того, для получения хороших механических характеристик, высокой стойкости к коррозии и надлежащей свариваемости требуется ограничить фазовый баланс дуплексной нержавеющей стали по изобретению. По этим причинам термообработанные на твердый раствор продукты по этому изобретению должны содержать 40-60 об.% феррита или аустенита. На основе стабилизированной микроструктуры стали по изобретению величина эквивалента стойкости к питтинговой коррозии, ЭСПК, вычисленная по формуле (1), составляет от 30 до 36, предпочтительно от 32 до 36, более предпочтительно от 33 до 35. Далее, для дуплексной нержавеющей стали по изобретению критическая температура питтинговой коррозии (КТПК) составляет более 40°С. Что касается механических характеристик, то предел текучести дуплексной нержавеющей стали по изобретению, Вр0>2, составляет более 500 МПа.
Дополнительно ниже представлены влияния отдельных элементов (мас.%) дуплексной нержавеющей стали по изобретению.
Добавление углерода стабилизирует аустенитную фазу дуплексных сталей и, если в твердом растворе поддерживают содержание углерода, он улучшает как прочность, так и стойкость к коррозии. Поэтому содержание углерода должно быть выше 0,005%, предпочтительно выше 0,01%. Из-за его ограниченной растворимости и вредных влияний карбидных выделений содержание углерода должно быть ограничено максимум 0,04% и предпочтительно максимум 0,03%.
Кремний является важной добавкой к сталям для металлургического процесса доводки плавки и должен присутствовать в количестве более 0,1% и предпочтительно 0,2%. Кремний также стабилизирует феррит и интерметаллические фазы, поэтому его необходимо добавлять максимум 0,7%.
Марганец используют совместно с азотом в качестве экономичного заменителя дорогого никеля для стабилизации аустенитной фазы. Так как марганец улучшает растворимость азота, он может уменьшить опасность осаждения нитридов в твердой фазе и образования пористости в жидкой фазе, например, при литье и сварке. По этим причинам содержание марганца должно быть больше 2,5%, предпочтительно больше 2,8%. Высокие содержания марганца могут увеличить опасность образования интерметаллических фаз и максимальный уровень должен составлять 5%, предпочтительно 4,5% и более предпочтительно 4%.
Хром является наиболее важной добавкой к нержавеющим сталям, включая дуплексные стали, из-за его ключевого влияния на стойкость как к местной, так и к сплошной коррозии. Он поддерживает ферритную фазу и увеличивает растворимость азота в стали. Для достижения достаточной стойкости к коррозии хром необходимо добавлять в количестве минимум 23% и предпочтительно минимум 24%. Хром увеличивает опасность осаждения интерметаллической фазы при температурах от 600 до 900°С, также как и спинодального распада феррита при температурах от 300 до 500°С. Поэтому сталь по настоящему изобретению не должна содержать более 27% хрома, предпочтительно максимум 26% хрома и более предпочтительно максимум 25% хрома.
Никель является важной, однако дорогой добавкой к дуплексным сталям для стабилизации аустенита и улучшения ковкости. По экономическим и техническим причинам содержание никеля должно быть ограничено в интервале от 2,5 до 5%, предпочтительно от 3 до 4,5%.
Молибден является очень дорогим легирующим элементом, который сильно улучшает стойкость к коррозии и стабилизирует ферритную фазу. Для использования его положительного влияния на стойкость к питтинговой коррозии молибден нужно добавлять к стали по настоящему изобретению в количестве минимум 1%, предпочтительно минимум 1,5%. Так как молибден также увеличивает опасность образования интерметаллической фазы, его содержание должно составлять не более 2,5% и предпочтительно менее 2,0%.
Медь обладает слабым стабилизирующим аустенит эффектом и улучшает стойкость к сплошной коррозии в кислотах, таких как серная кислота. Известно, что медь подавляет образование интерметаллической фазы при содержании более 0,1%. Настоящие исследования показывают, что добавка 1% меди в сталь по изобретению приводит к большему количеству интерметаллической фазы. По этой причине количество меди должно быть менее 1,0%, предпочтительно менее 0,8%.
- 4 020105
Вольфрам оказывает влияние на дуплексные стали очень похожее на то, которое оказывает молибден, и, как правило, оба элемента используют для улучшения стойкости к коррозии. Так как вольфрам является дорогим, его содержание не должно превышать 1%. Максимальное содержание молибдена и вольфрама (%Мо + 0,5% должно составлять 3,0%.
Азот является очень активным элементом, образующим твердый раствор внедрения в основном в аустенитной фазе. Он увеличивает как прочность, так и стойкость к коррозии (особенно питтинговой и контактной коррозии) дуплексных сталей. Другим крайне важным эффектом является его сильный вклад в преобразование аустенита в течение сварки для получения сварных швов без дефектов. Для того чтобы можно было использовать эти преимущества азота, необходимо обеспечить достаточную растворимость азота в стали, и в этом изобретении это осуществляют посредством сочетания высокого содержания хрома и марганца с умеренным содержанием никеля. Для достижения этих эффектов требуется минимум 0,15% азота в стали и предпочтительно по меньшей мере 0,20% азота, более предпочтительно по меньшей мере 0,23% азота. Даже с оптимизированным составом в этом изобретении существует верхний придел для растворимости азота, выше которого возрастает опасность образования нитридов или пор. Поэтому максимальное содержание азота должно составлять менее 0,35% и предпочтительно менее 0,32%, более предпочтительно менее 0,30%.
Бор, кальций и церий можно добавлять в небольших количествах в дуплексные стали для улучшения обрабатываемости при высокой температуре, но их содержание не должно быть слишком велико, так как они могут ухудшить другие характеристики. Предпочтительные уровни содержания для бора и кальция составляют менее 0,003% и для церия менее 0,1%.
Сера в дуплексных сталях ухудшает обрабатываемость при высокой температуре и может образовывать включения сульфидов, которые негативно влияют на стойкость к питтинговой коррозии. Поэтому ее содержание должно быть ограничено менее 0,010%, предпочтительно менее 0,005% и более предпочтительно менее 0,003%.
Содержание алюминия в дуплексных нержавеющих сталях по изобретению с высоким содержанием азота необходимо поддерживать на низком уровне, так как эти два элемента могут объединяться и образовывать нитриды алюминия, которые ухудшают ударную вязкость. Поэтому содержание алюминия не должно превышать 0,04% и предпочтительно 0,03%.
Дуплексная нержавеющая сталь по изобретению дополнительно описана в результатах испытаний, в которых ее сравнивают с двумя сравнительными дуплексными нержавеющими сталями, в таблицах и на чертежах, где на фиг. 1 показаны кромки рулонов, изготовленных из дуплексной нержавеющей стали по изобретению;
на фиг. 2 показаны кромки рулонов, изготовленных из промышленной стали сравнительной марки.
Для испытаний характеристик дуплексной нержавеющей стали по изобретению наборы 30 кг лабораторных термических сплавов от А до Р, а также РеГ1 и ВеГ2 были изготовлены в вакуумной индукционной печи с составами, приведенными в табл. 3. Сплавы КсГ1 и ВеГ2 представляют собой обычные композиции двух промышленных марок стали АТ2003 (аналогичной марке, описанной в патенте И8 6551420) и 2205 (ΕΝ 1.4462) соответственно. 100-мм квадратные бруски приводили в надлежащее состояние, повторно нагревали и выковывали до толщины приблизительно 50 мм, затем подвергали горячей прокатке до полос с толщиной 12 мм. Полосы повторно нагревали и дополнительно подвергали горячей прокатке до толщины 3 мм. Горячекатаный материал термообрабатывали на твердый раствор при 1050°С и протравляли для различных испытаний. Пробные швы выполняли сваркой с использованием газ-вольфрамовой дуги (ГВД) на материале толщиной 3 мм, используя присадочный металл 22-9-3 ЬК Погонная энергия составляла 0,4-0,5 кДж/мм.
Таблица 3
Химические составы испытываемых плавок
Сплав С δΐ Мп Р 5 Сг Νί Мо Си N νν
А 0,031 0,48 3,87 0,013 0,004 24,7 2,65 1,53 0,17 0,251 0,01
В 0,015 0,47 1.59 0,013 0.001 24,43 4,06 1.56 0,18 0.25 0,01
С 0,018 0,29 3,85 0,012 0,003 24,06 3,95 1,72 0,12 0,283 0,01
ϋ 0,011 0,31 2.72 0,015 0,007 23,81 4,13 1.71 0,13 0,307 0,01
Е 0.019 0,32 4,08 0,024 0,002 23,71 4,12 1,71 0,96 0,245 0.01
Р 0,018 0,31 4,09 0,016 0,004 23,64 4,08 1,72 0,16 0,253 0,9
6 0,025 0,36 3,00 0,022 0,001 23,92 3,66 1,61 0,39 0,279 0,01
НеГ1 0,02 0.54 0,67 0.013 0,002 21,66 3.56 1,78 0,23 0,166 0,01
КеГ2 0,018 0,41 1,43 0,021 0,001 22,07 5,67 3,18 0,2 0,171 0,01
РеГЗ 0,013 0,38 1,50 0,021 0,001 22,22 5,76 3,18 0,25 0,185 0,04
Сплавы О и ВеГ3 являются промышленными образцами, и эти сплавы О и ВеГ3 испытывали отдельно от лабораторных образцов. ВеГ3 является промышленным образцом РеГ2.
Для сплавов лабораторной плавки от А до Р, а также ПеГ1 и ВеГ2, оценивали механические характеристики в состоянии отпуска на твердый раствор. Испытания на растяжение выполняли на 3-мм листе
- 5 020105 материала. Для промышленного материала испытание проводили на 6-мм термообработанном материале. Результаты приведены в табл. 4. Все испытываемые сплавы по настоящему изобретению имеют предел текучести Кр0,2 выше 500 МПа, применимый для данного диапазона толщины и для испытываемого технологического маршрута свертывания в рулон, и выше, чем у сравнительных материалов промышленных сталей. Сопротивление излому Кт сплавов плавки по изобретению намного выше 700 МПА, предпочтительно выше 750 МПа, и удлинение при разрушении А50 больше 25%, предпочтительно больше 30%.
Таблица 4
Механические характеристики испытываемых плавок
Сплэв Кро.2 (МПа) Кр10 (МПа) Кт (МПа) А50 (%)
А 567 617 749 31
В 528 594 741 34
С 539 603 769 38
ϋ 518 596 775 36
Е 523 593 748 29
Р 549 606 763 34
6 561 632 802 34
Ке11 498 542 690 35
Ке12 502 563 715 36
Оценки микроструктур в сплавах лабораторной плавки от А до Р, а также Ке£1 и Ке12, выполняли, используя световую оптическую микроскопию. Содержания феррита измеряли в материале толщиной 3 мм после термообработки на твердый раствор при 1050°С, используя количественную металлографию. Результаты приведены в табл. 5. Важной особенностью дуплексной нержавеющей стали по изобретению является то, что она показывает хорошую микроструктуру как при термообработке на твердый раствор в основном металле (ОМ), так и в состоянии сварки (СС). Сталь А показывает высокие содержания феррита в обоих состояниях, что можно объяснить слишком низким содержанием N1 в стали. Сталь В показывает приемлемые содержания феррита, однако содержание нитрида в состоянии сварки является высоким, что можно объяснить низким содержанием марганца в стали. Со сталью по изобретению хороший фазовый баланс достигали как при термообработке на твердый раствор, так и при сварке. Далее, количество нитридных выделений в околошовной зоне (03) явно ниже в стали по этому изобретению.
Таблица 5
Металлографические исследования
Сплав Феррит, % Содержание нитридов в ОЗ
ОМ ОЗ СС
А 66 84,3 80,5 высокое
В 57 75,2 73,3 высокое
С 47 69,3 69,6 низкое
Э 49 63,3 59,1 низкое
Е 51 77 74,1 низкое
Р 53 76,9 72,4 низкое
6 49 71 68,7 низкое
Ке11 56 83,6 79,5 высокое
Ке12 51 81,1 75,5 среднее
Для того чтобы оценить стойкость к питтинговой коррозии различных сплавов лабораторной плавки от А до Р, а также Ке£1 и Ке£2, измеряли критическую температуру питтинговой коррозии, КТПК, для сплавов от А до Р, а также Ке£1 и Ке£2. КТПК определяют как наиболее низкую температуру, при которой возникает питтинговая коррозия в конкретной среде. КТПК различных сплавов лабораторной плавки от А до Р, а также Ке£1 и Ке12, измеряли на материале толщиной 3 мм в состоянии термообработки на твердый раствор и в растворе 1 М №С1, используя стандартную процедуру А8ТМ 0150. Результаты приведены в табл. 6. Стали по изобретению имеют КТПК выше 40°С. Табл. 6 также содержит значения ЭСПК, вычисленные с использованием формулы (1), для сплавов лабораторной плавки от А до Р и для сравнительных материалов Ке£1 и Ке£2.
- 6 020105
Таблица 6
Критические температуры питтинговой коррозии, полученные согласно Л8ТМ С150, и значения ЭСПК
Сплав ЭСПК КТПК (”С)
А 34 36
В 34 45
С 33 44
ϋ 33 47
Е 33 43
Е 35 47
Θ 34 43
КеТ1 30 39
КеГ2 35 60
Этот уровень критической стойкости к питтинговой коррозии также выгодно отличается при сравнении с некоторыми, более дорогими, промышленными сталями, приведенными в табл. 7.
Таблица 7
Критические температуры питтинговой коррозии (Л8ТМ 0150) некоторых марок стали
Материал ЭСПК КТПК (иС)
Данное изобретение 33-35 >40
ΕΝ 1.4362 26 25
ΕΝ 1.4462 34 50
ΕΝ 1.4438 28 35
ΕΝ 1.4401 26 10
Результаты испытаний, описанные для промышленного сплава 0 в табл. 4-6, основаны на испытаниях, которые проводили на материале, имеющем толщину 6 мм и полученном из промышленного производства. Отпуск этого сплава 0 осуществляли в лабораторных условиях.
Важной характеристикой дуплексных нержавеющих сталей является легкость производства этих сталей. По различным причинам трудно оценить такой эффект для лабораторных сплавов, так как улучшение качества стали не является оптимальным в небольшом масштабе. Поэтому, помимо указанных выше сплавов лабораторной плавки от А до Р дуплексных нержавеющих сталей по изобретению, были получены промышленные плавки (90 т) (сплав 0 и КеГЗ в табл. 3). Эти плавки получали, используя обычную электродуговую плавильную печь, обработку АОД (аргонокислородного обезуглероживания), печь-ковш и непрерывную отливку в слябы с сечением 140х 1660 мм.
Для производства дуплексной нержавеющей стали оценивали обрабатываемости при высокой температуре промышленного сплава 0 по изобретению и стали КеГЗ, используя испытание на растяжение при нагреве цилиндрических образцов, отрезанных от непрерывно отлитого сляба и подвергнутых тепловой обработке в течение 30 мин при 1200°С и закалке водой. Результаты показаны в табл. 8, где обрабатываемость (оцениваемую посредством уменьшения площади поперечного сечения (ψ (%)) и напряжения пластического течения (σ (МПа))) для сплава 0 сравнивают с промышленной сравнительной сталью КеГЗ, и образцы как для сплава 0 по изобретению, так и для КеГЗ приготавливали одинаковым способом. Уменьшение площади поперечного сечения, ψ, определяли путем измерения диаметра образца до и после испытания на растяжение. Напряжение пластического течения, σ, является напряжением, необходимым для того, чтобы образец достиг скорости деформации, равной 1 с-1. Табл. 8 также содержит содержания феррита, вычисленные при трех температурах с использованием термодинамической базы данных Т11сгтоСа1с ТСРЕ6.
Таблица 8
Результаты испытания на растяжение при нагреве
Температура,°С Сплав О Сталь КеТЗ
Ψ (%) σ (МПа) Феррит,% Ψ (%) о(МПа) Феррит,%
950 92,5 133 73,3 146
1000 90,0 110 71,6 116
1050 90,9 95 39 75,5 91 38
1100 93,5 81 82,0 77
1150 96,0 65 51 89,4 55 51
1200 97,1 55 66 98,0 46 68
Сплав 0 по изобретению показывает неожиданно хорошую ковкость в горячем состоянии во всем диапазоне высоких рабочих температур по сравнению со сравнительным материалом (КеГЗ), который
- 7 020105 показывает уменьшение ковкости (ψ) при более низких температурах. Так как фазовый баланс аустенита и феррита аналогичен в сравниваемых сплаве О и стали Ке£3, разные составы этих двух сталей являются основной причиной разной обрабатываемости при высокой температуре. Это является крайне важной характеристикой дуплексных нержавеющих сталей, которые подвергают горячей прокатке с получением рулонов. Для того чтобы провести испытание растрескивания кромок горячекатаного рулона, 20-тонный рулон сплава О подвергали горячей прокатке на стане Стеккеля (81ееке1) от толщины 140 до толщины 6 мм, что приводило к получению очень гладких кромок рулона, как проиллюстрировано на фиг. 1 и 2, на которых показано сравнение с аналогичным рулоном стали Ке£3. На фиг. 1 показаны кромки рулонов сплава О, и на фиг. 2 показаны кромки рулонов стали КеО.
Дуплексная нержавеющая сталь по настоящему изобретению показывает уровень прочности, превосходящий уровень прочности других дуплексных нержавеющих сталей, и показывает коррозионную характеристику, сравнимую с коррозионной характеристикой других дуплексных нержавеющих сталей и сплавов аустенитных нержавеющих сталей с более высокой стоимостью сырья. Очевидно, что сталь по изобретению также обладает сбалансированной микроструктурой, что делает ее реакцию на циклы сварки предпочтительной.
Это описание иллюстрирует некоторые важные аспекты изобретения. Однако специалисту в данной области техники очевидны изменения и модификации в пределах сущности и объема настоящего изобретения и приложенной формулы изобретения.

Claims (12)

  1. ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
    1. Дуплексная нержавеющая сталь, имеющая аустенитно-ферритную микроструктуру, содержащую 35-65 об.% феррита, и имеющая хорошую свариваемость, хорошую стойкость к коррозии и хорошую обрабатываемость при высокой температуре, отличающаяся тем, что сталь содержит 0,005-0,04 мас.% углерода, 0,2-0,7 мас.% кремния, 2,5-5 мас.% марганца, 23-25 мас.% хрома, 2,5-5 мас.% никеля, 0,5-2,5 мас.% молибдена, 0,2-0,35 мас.% азота, 0,1-1,0 мас.% меди, менее 0,0030 мас.% одного или более элементов из группы, содержащей бор и кальций, менее 0,1 мас.% церия, менее 0,04 мас.% алюминия, менее 0,010 мас.% серы и остальное представляет собой железо с несущественными примесями.
  2. 2. Дуплексная нержавеющая сталь по п.1, отличающаяся тем, что аустенитно-ферритная микроструктура стали содержит 40-60 об.% феррита.
  3. 3. Дуплексная нержавеющая сталь по п.1 или 2, отличающаяся тем, что сталь дополнительно содержит менее 1 мас.% вольфрама.
  4. 4. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что сталь содержит 2,5-4,5, предпочтительно 2,8-4,0 мас.% марганца.
  5. 5. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что сталь содержит 3-5, предпочтительно 3-4,5 мас.% никеля.
  6. 6. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что сталь содержит 1,0-2,0, предпочтительно 1,5-2,0 мас.% молибдена.
  7. 7. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что сталь содержит 0,2-0,32, предпочтительно 0,23-0,30 мас.% азота.
  8. 8. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что предел текучести стали составляет по меньшей мере 500 МПа.
  9. 9. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что сопротивление излому стали составляет более 700 МПа.
  10. 10. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что эквивалент стойкости к питтинговой коррозии, ЭСПК, стали составляет от 30 до 36, предпочтительно от 32 до 36, более предпочтительно от 33 до 35.
  11. 11. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что критическая температура питтинговой коррозии, КТПК, стали составляет более 40°С.
  12. 12. Дуплексная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что уменьшение площади поперечного сечения (ψ) в диапазоне температур 1000-1200°С составляет от 90,0 до 97,1%.
EA201190015A 2008-12-19 2009-12-17 Ферритно-аустенитная нержавеющая сталь EA020105B1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FI20080666A FI121340B (fi) 2008-12-19 2008-12-19 Dupleksinen ruostumaton teräs
PCT/FI2009/051005 WO2010070202A1 (en) 2008-12-19 2009-12-17 Ferritic-austenitic stainless steel

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EA201190015A1 EA201190015A1 (ru) 2012-02-28
EA020105B1 true EA020105B1 (ru) 2014-08-29

Family

ID=40240526

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EA201190015A EA020105B1 (ru) 2008-12-19 2009-12-17 Ферритно-аустенитная нержавеющая сталь

Country Status (17)

Country Link
US (1) US9822434B2 (ru)
EP (1) EP2358918B8 (ru)
JP (1) JP5685198B2 (ru)
KR (1) KR101322575B1 (ru)
CN (2) CN105483565A (ru)
AU (1) AU2009329471B2 (ru)
BR (1) BRPI0923080B1 (ru)
CA (1) CA2743741C (ru)
EA (1) EA020105B1 (ru)
ES (1) ES2559227T3 (ru)
FI (1) FI121340B (ru)
MX (1) MX2011006451A (ru)
MY (1) MY173720A (ru)
SI (1) SI2358918T1 (ru)
TW (1) TWI571517B (ru)
WO (1) WO2010070202A1 (ru)
ZA (1) ZA201103932B (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 (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120132691A (ko) * 2010-04-29 2012-12-07 오또꿈뿌 오와이제이 높은 성형성을 구비하는 페라이트-오스테나이트계 스테인리스 강의 제조 및 사용 방법
EP2669397B1 (en) 2011-01-27 2020-07-29 NIPPON STEEL Stainless Steel Corporation Alloying element-saving hot rolled duplex stainless steel material and production method for same
JP5868206B2 (ja) * 2011-03-09 2016-02-24 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接部耐食性に優れた二相ステンレス鋼
KR102064786B1 (ko) * 2011-11-16 2020-01-10 바스프 에스이 샤프트에 기능적 요소를 연결하는 방법
CN102418051A (zh) * 2011-12-20 2012-04-18 振石集团东方特钢股份有限公司 低镍双相不锈钢
CN102605288B (zh) * 2012-03-13 2015-03-25 宝山钢铁股份有限公司 一种具有良好焊接性的经济型双相不锈钢及其制造方法
IN2014DN10355A (ru) 2012-06-22 2015-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
WO2014103728A1 (ja) * 2012-12-27 2014-07-03 昭和電工株式会社 成膜装置
US10975718B2 (en) * 2013-02-12 2021-04-13 Garrett Transportation I Inc Stainless steel alloys, turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same
FI125734B (en) 2013-06-13 2016-01-29 Outokumpu Oy Duplex ferritic austenitic stainless steel
US9896752B2 (en) 2014-07-31 2018-02-20 Honeywell International Inc. Stainless steel alloys, turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same
US9534281B2 (en) 2014-07-31 2017-01-03 Honeywell International Inc. Turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same
US10316694B2 (en) 2014-07-31 2019-06-11 Garrett Transportation I Inc. Stainless steel alloys, turbocharger turbine housings formed from the stainless steel alloys, and methods for manufacturing the same
KR101668532B1 (ko) * 2014-12-26 2016-10-24 주식회사 포스코 항복강도 및 충격인성이 우수한 슈퍼 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법
JP6628561B2 (ja) * 2015-11-09 2020-01-08 日鉄ステンレス株式会社 加工性に優れた構造部材用ステンレス鋼板及びその製造方法
EP3390679B1 (en) 2015-12-14 2022-07-13 Swagelok Company Highly alloyed stainless steel forgings made without solution anneal
JP6726499B2 (ja) * 2016-03-29 2020-07-22 日鉄ステンレス株式会社 二相ステンレス鋼の溶接継手、二相ステンレス鋼の溶接方法および二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法
WO2018114867A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Sandvik Intellectual Property Ab Use of a duplex stainless steel object
JP7349849B2 (ja) * 2019-08-29 2023-09-25 日鉄ステンレス株式会社 チェーン
CN112695323B (zh) * 2020-12-10 2023-06-02 广西北港新材料有限公司 一种用于奥氏体不锈钢冷轧薄板的金相腐蚀液及样品腐蚀方法
CN114410938B (zh) * 2022-01-19 2023-04-28 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种提高s32205系双相不锈钢强度的方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4832765A (en) * 1983-01-05 1989-05-23 Carpenter Technology Corporation Duplex alloy
WO1995000674A1 (en) * 1993-06-21 1995-01-05 Sandvik Ab Ferritic-austenitic stainless steel and use of the steel

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3736131A (en) 1970-12-23 1973-05-29 Armco Steel Corp Ferritic-austenitic stainless steel
DE2255673B2 (de) 1972-11-14 1976-08-05 Stahlwerke Südwestfalen AG, 5930 Hüttental-Geisweid Verwendung einer ferritisch-austenitischen crnimon-stahllegierung als werkstoff zur herstellung geschweisster bauteile
SE451465B (sv) 1984-03-30 1987-10-12 Sandvik Steel Ab Ferrit-austenitiskt rostfritt stal mikrolegerat med molybden och koppar och anvendning av stalet
US4721600A (en) * 1985-03-28 1988-01-26 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor
JP2789918B2 (ja) * 1992-03-03 1998-08-27 住友金属工業株式会社 耐候性に優れた二相ステンレス鋼
JP2540282B2 (ja) * 1993-07-28 1996-10-02 日本冶金工業株式会社 超塑性２相ステンレス鋼
GB2306971B (en) * 1995-11-08 1999-04-14 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd Superplastic dual-phase stainless steels having a small deformation resistance and excellent elongation properties
US5908486A (en) * 1996-04-26 1999-06-01 Lockheed Martin Idaho Technologies Company Strengthening of metallic alloys with nanometer-size oxide dispersions
NL1014512C2 (nl) * 2000-02-28 2001-08-29 Dsm Nv Methode voor het lassen van duplex staal.
SE0000678L (sv) * 2000-03-02 2001-04-30 Sandvik Ab Duplext rostfritt stål
SE517449C2 (sv) 2000-09-27 2002-06-04 Avesta Polarit Ab Publ Ferrit-austenitiskt rostfritt stål
JP4031992B2 (ja) * 2001-04-27 2008-01-09 リサーチ インスティチュート オブ インダストリアル サイエンス アンド テクノロジー 優れた熱間加工性を持つ高マンガン二相ステンレス鋼及びその製造方法
SE524952C2 (sv) * 2001-09-02 2004-10-26 Sandvik Ab Duplex rostfri stållegering
US6551420B1 (en) 2001-10-16 2003-04-22 Ati Properties, Inc. Duplex stainless steel
JP4760031B2 (ja) * 2004-01-29 2011-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼
SE528375C2 (sv) * 2004-09-07 2006-10-31 Outokumpu Stainless Ab En sugvalsmantel av stål samt en metod för tillverkning av en sugvalsmantel
JP4949124B2 (ja) * 2007-05-22 2012-06-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4832765A (en) * 1983-01-05 1989-05-23 Carpenter Technology Corporation Duplex alloy
WO1995000674A1 (en) * 1993-06-21 1995-01-05 Sandvik Ab Ferritic-austenitic stainless steel and use of the 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
FI20080666A0 (fi) 2008-12-19
EA201190015A1 (ru) 2012-02-28
KR101322575B1 (ko) 2013-10-28
CA2743741C (en) 2018-05-01
KR20110086618A (ko) 2011-07-28
ZA201103932B (en) 2012-08-29
BRPI0923080B1 (pt) 2021-05-04
MY173720A (en) 2020-02-18
CN102257174A (zh) 2011-11-23
US20110250088A1 (en) 2011-10-13
ES2559227T3 (es) 2016-02-11
FI121340B (fi) 2010-10-15
AU2009329471B2 (en) 2015-10-08
CN105483565A (zh) 2016-04-13
US9822434B2 (en) 2017-11-21
MX2011006451A (es) 2011-07-29
EP2358918B8 (en) 2016-03-02
TWI571517B (zh) 2017-02-21
AU2009329471A1 (en) 2010-06-24
CA2743741A1 (en) 2010-06-24
EP2358918B1 (en) 2015-10-14
JP2012512960A (ja) 2012-06-07
SI2358918T1 (sl) 2016-02-29
WO2010070202A1 (en) 2010-06-24
EP2358918A1 (en) 2011-08-24
FI20080666A (fi) 2010-06-20
EP2358918A4 (en) 2014-07-09
JP5685198B2 (ja) 2015-03-18
TW201031764A (en) 2010-09-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EA020105B1 (ru) Ферритно-аустенитная нержавеющая сталь
JP6338031B1 (ja) 耐硫酸露点腐食鋼
KR101564152B1 (ko) 내산화성과 고온 강도가 우수한 고순도 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
KR101619008B1 (ko) 내열 오스테나이트계 스테인리스 강판
JP6338032B1 (ja) 耐硫酸露点腐食鋼
JP6332575B1 (ja) 耐硫酸露点腐食鋼
KR101632516B1 (ko) 2상 스테인리스강, 2상 스테인리스강 주조편 및 2상 스테인리스강 강재
CN111433382B (zh) 具有优异的抗高温氧化性的铁素体不锈钢及其制造方法
BR112020011210A2 (pt) aço com alto teor de manganês (mn) e método para fabricação do mesmo
JP5329632B2 (ja) 二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼鋳片、および、二相ステンレス鋼鋼材
JPWO2019131035A1 (ja) 油井用低合金高強度継目無鋼管
JP2003166039A (ja) 鋭敏化特性、高温強度および耐食性に優れたオーステナイト系耐熱鋼とその製造方法
JP3574903B2 (ja) 熱間加工性に優れた高合金オーステナイト系ステンレス鋼
KR102263556B1 (ko) 2 상 스테인리스 강 스트립 및 그 제조 방법
US20230357879A1 (en) Highly corrosion-resistant austenite stainless steel and method for producing the same
JPS5964752A (ja) 溶接性と高温強度に優れたオ−ステナイト鋼
JP2008121068A (ja) 転炉鉄皮用鋼材
CN115698344A (zh) 经冷轧和双重退火的钢板
JPH04235243A (ja) クラッド材用高耐食合金
JPH08283911A (ja) 加工性に優れた高強度ステンレス鋼およびその製造方法

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