EA028820B1

EA028820B1 - Способ получения и применения ферритно-аустенитной нержавеющей стали с высокой деформируемостью

Info

Publication number: EA028820B1
Application number: EA201290923A
Authority: EA
Inventors: Джеймс Оливер; Ян И. Йонссон; Юхо Талонен
Original assignee: Отокумпу Оюй
Priority date: 2010-04-29
Filing date: 2011-04-18
Publication date: 2018-01-31
Also published as: KR101616235B1; JP5759535B2; AU2011247272B2; FI122657B; EP2563945B1; FI20100178A0; EP2563945A1; US11286546B2; CA2796417C; CN102869804B; MY161422A; EP2563945A4; CN102869804A; TWI512111B; EA201290923A1; BR112012027704A2; BR112012027704B1; US20130032256A1; KR20150046358A; MX2012012430A

Abstract

Изобретение относится к способу получения ферритно-аустенитной нержавеющей стали, обладающей хорошей деформируемостью и высоким относительным удлинением. Нержавеющую сталь подвергают термообработке с обеспечением микроструктуры нержавеющей стали, содержащей 45-75% аустенита после термообработки, причем оставшуюся часть микроструктуры составляет феррит, и измеренную температуру Mнержавеющей стали регулируют от 0 до 50°С, чтобы использовать пластичность, наведенную превращением (ПНПР), для улучшения деформируемости нержавеющей стали.

Description

Изобретение относится к способу получения ферритно-аустенитной нержавеющей стали, обладающей хорошей деформируемостью и высоким относительным удлинением. Нержавеющую сталь подвергают термообработке с обеспечением микроструктуры нержавеющей стали, содержащей 45-75% аустенита после термообработки, причем оставшуюся часть микроструктуры составляет феррит, и измеренную температуру М« нержавеющей стали регулируют от 0 до 50°С, чтобы использовать пластичность, наведенную превращением (ПНПР), для улучшения деформируемости нержавеющей стали.

028820 Β1

028820

Область техники

Изобретение относится к способу получения и применения малолегированной ферритноаустенитной нержавеющей стали, в основном получаемой в форме рулонов, имеющей высокую прочность, превосходную деформируемость и хорошую коррозионную стойкость. Деформируемости достигают с помощью регулируемого превращения мартенсита аустенитной фазы, приводящего к так называемой пластичности, наведенной превращением (ПНПР).

Уровень техники

Многочисленные малолегированные ферритно-аустенитные или дуплексные стали были предложены в целях снижения затрат на дорогостоящие сырьевые материалы, такие как никель и молибден, при достижении удовлетворительной прочности и коррозионной стойкости. При ссылке на ниже следующие документы известного уровня техники содержание элементов выражено в мас.%, если не указанное иное.

В И8 3736131 описана ферритно-аустенитная нержавеющая сталь, содержащая 4-11% Мп, 19-24% Сг, до 3,0% Νί включительно и 0,12-0,26% N и включающая от 10 до 50% аустенита, которая является стабильной и проявляет высокую ударную вязкость. Высокой ударной вязкости достигают путем предотвращения превращения аустенита в мартенсит.

В И8 4828630 описаны дуплексные нержавеющие стали, содержащие 17-21,5% Сг, от 1 до менее 4% Νί, 4-8% Мп и 0,05-0,15%Ν, которые являются термически стабильными относительно мартенситного превращения.

В 8Е 517449 описана малолегированная дуплексная сталь с высокой прочностью, хорошей пластичностью и высокой структурной стабильностью, содержащая 20-23% Сг, 3-8% Мп, 1,1-1,7% Νί и 0,150,30 Ν.

В АО 2006/071027 описана дуплексная сталь с низким содержанием никеля, содержащая 19,522,5% Сг, 0,5-2,5% Мо, 1,0-3,0% Νί, 1,5-4,5% Мп и 0,15-0,25% Ν, с улучшенной пластичностью в горячем состоянии по сравнению с подобными сталями.

В ЕР 1352982 описан способ предотвращения замедленного трещинообразования в аустенитных СгМп сталях путем введения определенного количества ферритной фазы.

В последние годы малолегированные дуплексные стали находят широкое применение, и промышленное применение сталей согласно И8 4848630, 8Е 517449, ЕР 1867748 и И8 6623569 описано в большом количестве заявок. Дуплексную сталь Ои1окитри ЬИХ® согласно 8Е 517449 широко используют при изготовлении емкостей для хранения, транспортных средств и т.д. Такая малолегированная дуплексная сталь обладает такими же недостатками, как и другие дуплексные стали, которые заключаются в ограниченной деформируемости, что делает их менее приемлемыми для использования в сложных фасонных изделиях, чем аустенитные нержавеющие стали. Таким образом, дуплексные стали имеют ограниченное применение в таких изделиях, как, например, пластинчатый теплообменник. Однако малолегированные дуплексные стали обладают уникальным потенциалом для улучшения пластичности, поскольку можно обеспечить содержание аустенитной фазы, достаточно низкое для того, чтобы эта фаза являлась метастабильной, что приведет к увеличению пластичности по механизму, описанному ниже.

В ряде документов известного уровня техники описано использование метастабильной аустенитной фазы в дуплексных сталях для повышения прочности и пластичности. И8 6096441 относится к аустенитно-ферритным сталям с высоким относительным удлинением при растяжении, содержащим в основном 18-22% Сг, 2-4% Мп, менее 1% Νί и 0,1-0,3% Ν. Параметр, относящийся к стабильности в показателях образования мартенсита, должен находится в определенном диапазоне, что приводит к улучшенному относительному удлинению при растяжении. В И8 2007/0163679 описан очень широкий диапазон аустенитно-ферритных сталей с высокой деформируемостью, достигаемой в основном путем регулирования содержания С+Ν в аустенитной фазе.

Пластичность, наведенная превращением (ПНПР), является известным эффектом для метастабильных аустенитных сталей. Например, локальное образование шейки в образцах при испытаниях на растяжение затруднено вызываемым деформацией превращением мягкого аустенита в твердый мартенсит, что приводит к смещению деформации в другое место образца и приводит к более равномерной деформации. ПНПР также можно использовать для ферритно-аустенитных (дуплексных) сталей, если правильно рассчитывать аустенитную фазу. Классическим способом расчета аустенитной фазы для определенного ПНПР эффекта является применение установленных или модифицированных эмпирических выражений для стабильности аустенита на основе его химического состава, одним из которых является температура М₍|₃₀. Температуру М₄₃₀ определяют как температуру, при которой доля истинной деформации 0,3 дает 50% превращение аустенита в мартенсит. Однако эмпирические выражения установлены для аустенитных сталей, и их следует применять с осторожностью для дуплексных нержавеющих сталях.

Рассчитать стабильность аустенита дуплексных сталей сложнее, поскольку состав аустенитной фазы зависит как от химии стали, так и от термической истории. Более того, морфология и размер фазы влияют на протекание превращения. В И8 6096441 использовано выражение для суммарного химического состава и заявлен определенный диапазон (40-115), необходимый для получения требуемого эффекта. Однако данная информация применима только для термической истории сталей данного конкретного исследования, поскольку состав аустенита изменяется в зависимости от температуры отжига. В И8

- 1 028820

2007/0163679 определяли состав аустенита, и основная формула М,| для фазы аустенита определена в диапазоне от -30 до 90, чтобы обеспечить стали с требуемыми свойствами.

Эмпирические формулы для стабильности аустенита основаны на исследованиях стандартных аустенитных сталей и могут иметь ограниченное применение для аустенитной фазы в дуплексной стали, поскольку условия стабильности не ограничены только составом, но также включают остаточные напряжения и параметры фазы или зерна. Как описано в υδ 2007/0163679, более прямым путем является анализ стабильности мартенсита посредством определения состава аустенитной фазы и последующего расчета количества мартенсита, образующегося после холодной обработки металла. Однако это представляет собой очень трудоемкую и дорогостоящую процедуру и требует металлургической лаборатории высокого класса. Другим путем является применение базы данных по термодинамическим свойствам для прогнозирования соотношения равновесных фаз и состава каждой фазы. Однако такие базы данных не описывают неравновесные условия, которые преобладают после термомеханических обработок в большинстве конкретных случаях. Многоплановые исследования различных дуплексных составов, содержащих фазу частично метастабильного аустенита, показали, что температуры отжига и скорости охлаждения оказывают большое влияние на содержание аустенита и состав, что затрудняет предварительную оценку образования мартенсита на основе эмпирических выражений. Для обеспечения полного контроля образования мартенсита в дуплексных сталях, знания состава аустенита в сочетании с параметрами микроструктуры представляются необходимыми, но не достаточными.

Описание изобретения

В свете проблем известного уровня техники в изобретении предложено измерять температуру М_б30для различных сталей и использовать полученные данные для расчета оптимальных составов и стадий изготовления высокопластичных сталей. Дополнительной информацией, получаемой при измерении температуры М,|₃₀, является температурная зависимость для различных сталей. Поскольку процессы формовки протекают при различных температурах, важно знать данную зависимость и использовать ее для моделирования поведения при формовке.

Основной целью настоящего изобретения является обеспечение регулируемого способа получения индуцированного деформацией мартенситного превращения в малолегированной дуплексной стали для получения превосходной деформируемости и хорошей коррозионной стойкости. Требуемые эффекты могут быть достигнуты с использованием стали, в основном включающей (в мас.%): менее 0,05% С, 0,20,7% δί, 2-5% Мп, 19-20,5% Сг, 0,8-1,35% Νί, менее 0,6% Мо, менее 1% Си, 0,16-0,22% Ν, остальное Ре и неизбежные примеси, присутствующие в нержавеющих сталях. Сталь может дополнительно содержать один или более специально добавленных элементов: 0-0,5% вольфрама (XV). 0-0,2% ниобия (N6), 0-0,1% титана (Τι), 0-0,2% ванадия (V), 0-0,5% кобальта (Со), 0-50 ррт (частей на миллион) бора (В) и 0-0,04% алюминия (А1). Сталь может содержать неизбежные примеси в следовых количествах, например 0-50 ррт кислорода (О), 0-50 ррт серы (δ) и 0-0,04% фосфора (Р). Дуплексная сталь по изобретению должна содержать от 45 до 75 % аустенита после термообработки, причем оставшейся фазой является феррит, и не должна содержать полученного в результате термообработки мартенсита. Термообработку можно осуществлять различными способами, такими как отжиг на твердый раствор, высокочастотный индукционный отжиг или местный отжиг, при температуре от 900 до 1200°С, преимущественно от 1000 до 1150°С. Для получения требуемого улучшения пластичности измеренная температура М_б30 должна составлять от 0 до +50°С. Эмпирические формулы, описывающие соотношения между составами стали и типами термомеханической обработки, используют для расчета оптимальной деформируемости для указанных сталей. Существенные признаки настоящего изобретения представлены в прилагаемой формуле изобретения.

Важным признаком настоящего изобретения является поведение аустенитной фазы в дуплексной микроструктуре. Работы, проведенные с различными сталями, показали, что требуемые свойства получают только в узком диапазоне состава. Однако основной идеей настоящего изобретения является раскрытие методики получения оптимальной пластичности конкретных дуплексных сталей, где предложенные стали представляют примеры такого эффекта. Тем не менее, баланс между легирующими элементами является решающим, поскольку все элементы влияют на содержание аустенита, вносят вклад в стабильность аустенита и влияют на прочность и коррозионную стойкость. Кроме того, размер и морфология микроструктуры влияет на стабильность фаз, так же как и на прочность материала, и необходимо ограничивать эти параметры для регулируемого процесса.

Вследствие неудачных попыток прогнозирования свойства деформируемости метастабильных ферритно-аустенитных сталей представлена новая концепция или модель. Данная модель основана на измеренных металлургических и механических параметрах в сочетании с эмпирическими выражениями для выбора надлежащего типа термомеханической обработки продуктов с заданными свойствами.

Влияние различных элементов в микроструктуре описано ниже, причем содержание элементов приведено в мас.%.

Углерод (С) распределен в аустенитной фазе и оказывает сильное влияние на стабильность аустенита. Углерод можно добавлять в количестве до 0,05%, но более высокое содержание неблагоприятно влияет на коррозионную стойкость. Предпочтительно, содержание углерода должно составлять 0,01- 2 028820

0,04%.

Азот (Ν) является важным стабилизатором аустенита в дуплексной стали и, подобно углероду, увеличивает стойкость к мартенситному превращению. Азот также увеличивает прочность, способность к механическому упрочнению и коррозионную стойкость. Известные основные эмпирические выражения для М,|₃₀ показывают, что азот и углерод оказывают одинаково сильное влияние на стабильность аустенита, но настоящие исследования показывают более слабое виляние азота в дуплексных сталях. Поскольку азот может быть добавлен в нержавеющие стали в большем количестве, чем углерод, не оказывая отрицательного виляния на коррозионную стойкость, его количество от 0,16 до 0,24% является эффективным для сталей по изобретению. Для оптимального комплекса свойств предпочтительным является содержание 0,18-0,22%.

Кремний (δί) обычно добавляют в нержавеющие стали с целью раскисления в плавильном цеху и его количество не должно составлять менее 0,2%. Кремний стабилизирует ферритную фазу в дуплексных сталях, но оказывает более сильный стабилизирующий эффект в отношении стойкости аустенита к мартенситному превращению, что показано в известных уравнениях. По этой причине содержание кремния составляет максимально 0,7%, предпочтительно 0,6%, наиболее предпочтительно 0,4%.

Марганец (Мп) является важной добавкой для стабилизации аустенитной фазы и для увеличения растворимости азота в стали. В связи с этим марганец может частично заменять дорогостоящий никель и обеспечивать правильное соотношение фаз в стали. Слишком высокое его содержание снижает коррозионную стойкость. Марганец оказывает более сильное влияние на стойкость аустенита к мартенситному превращению в ходе деформации, чем представлено в опубликованной литературе, и содержание марганца должно быть тщательно определено. Количество марганца должно составлять от 2,0 до 5,0%.

Хром (Сг) является основной добавкой для обеспечения коррозионной стойкости стали. Будучи стабилизатором феррита, хром также является основной добавкой для получения надлежащего соотношения между фазами аустенита и феррита. Чтобы реализовать эти функции, количество хрома должно составлять по меньшей мере 19%, а для ограничения ферритной фазы до подходящего уровня, в целях настоящего изобретения, его максимальное содержание должно составлять 20,5%.

Никель (Νί) является существенным легирующим элементом для стабилизации аустенитной фазы и для хорошей пластичности, и по меньшей мере 0,8% Νί следует добавлять в сталь. Обладая большим влиянием на стойкость аустенита к мартенситному превращению, никель должен присутствовать в узком диапазоне. Из-за высокой стоимости никеля и колебания цен, содержание никеля в сталях по изобретению должно составлять максимально 1,35% и предпочтительно 1,25%. Оптимально, содержание никеля должно составлять 1,0-1,25%.

Медь (Си) обычно присутствует в качестве остатка в количестве 0,1-0,5% в большинстве нержавеющих сталях, поскольку сырье в основном находится в форме лома нержавеющей стали, содержащей данный элемент. Медь является слабым стабилизатором аустенитной фазы, но оказывает сильное влияние на стойкость к мартенситному превращению, и это следует учитывать при оценке деформируемости сталей по изобретению. Этот элемент можно специально добавлять до 1,0%.

Молибден (Мо) является стабилизатором феррита, который может быть добавлен для увеличения коррозионной стойкости. Молибден увеличивает стойкость к мартенситному превращению, и вместе с другими добавками, количество молибдена составляет до 0,6%.

Изобретение описано более подробно со ссылками на чертежи, где

на фиг. 1 представлен график результатов измерения температуры М,|₃₀ с использованием анализатора 8а1шадап;

на фиг. 2 показано влияние температуры М,|₃₀ и содержания мартенсита на механическое упрочнение и равномерное удлинение сталей по изобретению, подвергнутых отжигу при температуре 1050°С;

на фиг. 3 а - влияние измеренной температуры М₄₃₀ на относительное удлинение; на фиг. 3Ь - влияние расчетной температуры М₄₃₀ на относительное удлинение; на фиг. 4 - влияние содержания аустенита на относительное удлинение;

на фиг. 5 - изображение микроструктуры стали А по изобретению, полученное с использованием дифракции обратно рассеянных электронов (ДОРЭ), при температуре отжига 1050°С;

на фиг. 6 представлена микроструктура стали В по изобретению при температуре отжига 1050°С; и на фиг. 7 схематически представлена модель набора инструментальных средств.

Для некоторых малолегированных дуплексных сталей проводили подробное исследование образования мартенсита. Особое внимание уделяли влиянию образования мартенсита и температуры М₄₃₀ на механические свойства. Данные знания, важные при расчете сорта стали с оптимальными свойствами, не обнаружены в известном уровне технике. Исследования осуществляли для некоторых выбранных сталей в соответствии с табл. 1.

- 3 028820

Таблица 1. Химический состав исследуемых сталей

Сталь	С%	Ν%	8ί%	Мп%	Сг%	Νί%	Си%	Мо%
А	0,039	0,219	0,30	4,98	19,81	1,09	0,44	0,00
В	0,040	0,218	0,30	3,06	20,35	1,25	0,50	0,49
С	0,046	0,194	0,30	2,08	20,26	1,02	0,39	0,38
ϋ	0,063	0,230	0,31	4,80	20,10	0,70	0,50	0,01
ЮХ2101	0,025	0,226	0,70	5,23	21,35	1,52	0,31	0,30

Стали А, В и С представляют собой примеры по настоящему изобретению. Сталь Ώ соответствует ИЗ 2007/0163679, тогда как 1.1)Х 2101 предоставляет собой промышленно выпускаемую сталь согласно 8Е 517449, малолегированную дуплексную сталь с аустенитной фазой, которая имеет хорошую стойкость к мартенситному превращению в ходе деформации.

Стали изготавливали в вакуумной индукционной печи в количестве 60 кг с получением небольших плоских заготовок, которые подвергали горячей прокатке и холодной прокатке до 1,5 мм толщиной. Сталь 2101 получали в промышленных масштабах в количестве 100 т, горячекатаной и холоднокатаной в форме рулонов. Термообработку с использованием отжига на твердый раствор осуществляли при различных температурах от 1000 до 1150°С, с последующим быстрым охлаждением на воздухе или закалкой в воде. Химический состав аустенитной фазы определяли с использованием сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) с энергодисперсионным и волновым дисперсионным спектральным анализом, и полученные составы приведены в табл. 2. Долю аустенитной фазы (%γ) определяли на протравленных образцах с использованием анализа изображений, полученных с помощью светооптического микроскопа.

Таблица 2. Состав аустенитной фазы в сталях после различной обработки

Сталь/ обработка	С%	Ν%	δί%	Мп%	Сг%	Νί%	Си%	Мо%	С+№/о	% Υ
А(1000°С)	0,05	0,28	0,28	5,37	18,94	1,30	0,59	0,00	0,33	73
А(1050°С)	0,05	0,32	0,30	5,32	18,89	1,27	0,55	0,00	0,37	73
А(1100°С)	0,06	0,35	0,28	5,29	18,67	1,32	0,54	0,00	0,41	68
В(1000°С)	0,05	0,37	0,27	3,22	19,17	1,47	0,63	0,39	0,42	62
В(1050°С)	0,06	0,37	0,27	3,17	19,17	1,52	0,57	0,40	0,43	62
В(1100°С)	0,06	0,38	0,26	3,24	19,38	1,46	0,54	0,38	0,44	59
С(1050°С)	0,07	0,40	0,26	2,25	19,41	1,32	0,51	0,27	0,47	53
С(1100°С)	0,08	0,41	0,28	2,26	19,40	1,26	0,48	0,28	0,49	49
С(1150°С)	0,09	0,42	0,25	2,27	19,23	1,27	0,46	0,29	0,51	47
0(1050°С)	0,08	0,34	0,31	4,91	19,64	0,80	0,60	0,01	0,42	73
ϋ(1100°С)	0,09	0,35	0,31	5,00	19,51	0,79	0,52	0,01	0,44	72
ЮХ2101 (1050°С)	0,04	0,39	0,64	5,30	20,5	1,84	0,29	0,26	0,43	54

Фактические температуры Μ_ά30 (экспер. темп. Μ_ά30) устанавливали путем деформирования образцов для испытаний на растяжение до истиной относительной деформации 0,30 при различных температурах и измерения доли превращенного мартенсита (% мартенсита) с использованием анализатора За!та§аи. За!та§аи представляет собой магнитные весы, на которых определяют долю ферромагнитной фазы, помещая образец в насыщающее магнитное поле и сравнивая магнитную и гравитационную силы, индуцируемые образцом. Измеренное содержание мартенсита и полученные фактические температуры Μ_ά30(измеренная Μ_ά30), наряду с прогнозируемыми температурами, рассчитанными с использованием выражения Иойага Μ_ά30 = 551 - 462(С+Т) - 9,23ΐ - 8,1Μη - 13,7Сг -29(№+Си) - 18,5Мо - 68Ν6 (Иойага Μ_ά30) для аустенитного состава, приведены в табл. 3. Измеренная доля аустенита, превращенного в мартенсит при истиной деформации 0,3, в зависимости от температуры представлена на фиг. 1.

- 4 028820

Таблица 3. Описание измерений М_аз0

Сталь/ обработка	Начальный %γ	Мс130 экспер. темп.	Мартенсит %	Март.%/ начал. %γ	измеренная Мазо °С	Мс130 (1\1опага) °С
А(1000°С)	73	23 °С	44	61	29	37
40 °С	23	31
А(1050°С)	73	23 °С	36	50	23	22
40 °С	17	23
60 °С	4	5
А(1100°С)	68	23 °С	37	55	26	8,5
40 °С	15	22
В(1000°С)	62	23 °С	35	57	27	-4
40 °С	17	27
В(1050°С)	62	23 °С	28	45	17	-6
40 °С	13	27
60 °С	4	6
В(1100°С)	59	23 °С	30	51	23,5	-13
40 °С	13	23
С(1050°С)	53	23 °С	44	82	44	- 12
40 °С	28	51
С(1100°С)	49	23 °С	44	89	45	-18
40 °С	29	58
С(1150°С)	47	23 °С	35	74	40	-24
40 °С	23	49
0(1050°С)	73	0°С	38	53	5	3
23 °С	23	32
0(1100°С)	72	0°С	37	52	3	-2
23 °С	19	26
ЮХ2101 (1050°С)	54	-40 °С	22	40	-52	-38
0°С	7	14
ЮХ2101 (1100°С)	52	-40°С	18	34	-59	-48
0°С	8	15

Измерения содержания аустенита и феррита проводили с использованием анализа светооптического изображения после травления в травильном растворе Вегайа, и результаты представлены в табл.4. Микроструктуру также исследовали в отношении тонкости структуры, выражаемой через ширину аустенита (γ-ширина) и расстояние аустенита (γ-расстояние). Эти данные приведены в табл. 4, где также указаны результаты измерения равномерного относительного удлинения (Ад) и относительного удлинения до разрушения (А₅₀/А₈₀) в продольном (прод.) и поперечном (попер.) направлениях.

Таблица 4. Параметры микроструктуры, данные для температуры М_аз0 и пластичности

Сталь/ обработка	% γ	Υширина (мкм)	Υрасст. (мкм)	Мс130 измер. °С	*А₅о % (прод.)	*А₅о % (попер.)	Ад (%) (прод.)	Ад (%) (попер)
А(1000°С)	73	5,0	2,5	29		44,7		41
А(1050°С)	73	4,2	2,2	23	47,5	46,4	43	42
А(1100°С)	68	5,6	3,5	26		46,4		42
В(1000°С)	62	2,8	2,2	27		43,8		38
В(1050°С)	62	4,2	3,0	17	45,2	44,6	40	40
В(1100°С)	59	4,7	4,1	23,5		46,4		41
С(1050°С)	53	3,3	3,4	44	41,1	40,3	38	37
С(1100°С)	49	4,5	4,7	45		40,8		37
С(1150°С)	47	5,5	5,9	40		41,0		37
0(1050°С)	73	4,9	2,4	5			38	39
0(1100°С)	72	6,4	2,8	3			40	39
ЮХ2101 (1050°С)	54	2,9	3,3	-52	36	30,0	24	21
ЮХ2101 (1100°С)	52	3,3	4,2	-59

* испытания на растяжение выполнены согласно стандарту ΕΝ10002-1.

Примеры полученных микроструктур представлены на фиг. 5 и 6. Результаты по испытаниям на

растяжение (стандартная скорость деформации 0,001 с^-1/0,008с^-1) представлены в табл. 5.

- 5 028820

Таблица 5. Результаты испытаний на растяжение

Сталь/ обработка	Направление	ПрО,2, МПа	Нр1,0, МПа	Пт, МПа	Ад (%)	а₅₀ (%)
А(1000°С)	Попер.	480	553	825		45
А(1050°С)	Попер.	490	538	787		46
А(1050°С)	Прод.	494	542	819	43	48
А(1100°С)	Попер.	465	529	772		46
В(1000°С)	Попер.	492	565	800		44
В(1050°С)	Попер.	494	544	757		45
В(1050°С)	Прод.	498	544	787	40	45
В(1100°С)	Попер.	478	541	750		46
С(1050°С)	Попер.	465	516	778		40
С(1050°С)	Прод.	474	526	847	38	41
С(1100°С)	Попер.	454	520	784		41
С(1150°С)	Попер.	460	525	755		41
0(1050°С)	Попер.^υ	548	587	809		45²⁵
0(1050°С)	Прод.¹⁾	552	590	835	38	44²⁵
0(1100°С)	Попер.^υ	513	556	780		46²⁵
0(1100°С)	Прод.¹⁾	515	560	812	40	47²⁵
ЮХ2101 (1050°С)	Попер.	602	632	797	21	30
ЮХ2101 (1100°С)	Прод.	578	611	790	24	36

²⁾ скорость деформации 0,00075 с'¹/0,005с'¹; ²⁾ А80.

Для определения коррозионной стойкости измеряли потенциал питтингообразования для сталей на образцах, которые были подвергнуты мокрому шлифованию до шероховатости поверхности 320 меш в 1М растворе ИаС1 при температуре 25°С, с использованием стандартного каломельного электрода при напряжении развертки 10 мВ/мин. Для каждого сорта выполняли три отдельных измерения. Результаты представлены в табл. 6.

Таблица 6. Испытания на точечную коррозию

Сталь	Результат 1	Результат 2	Результат 3	Среднее	Станд. откл.	Макс.	Мин.
мВ	мВ	мВ	мВ	мВ	мВ	мВ
А	341	320	311	324	15	17	13
В	380	400		390	14	10	10
С	328	326	276	310	29	18	34
304!	373	306	307	329	38	44	23

Из табл. 2 видно, что соотношение фаз и состав аустенитной фазы изменяются в зависимости от температуры отжига на твердый раствор. Содержание аустенита снижается с увеличением температуры. Изменение состава по замещающим элементам мало, тогда как количество элементов, образующих твердый раствор внедрения, углерода и азота, изменяется более значительно. Поскольку элементы углерод и азот, согласно известным формулам, оказывают сильное влияние на стойкость аустенита к мартенситному превращению, регулирование их содержания в аустените имеет большое значение. Как показано в табл. 3, расчетные температуры Μ_ά30 заметно ниже в случае термообработки при более высокой температуре, что указывает на более высокую стабильность. Однако измеренные температуры Μ_ά30 не показывают такую зависимость. Для сталей А, В и С температура Μ_ά30 снижается только на 3-4°С при увеличении температуры обработки на твердый раствор на 100°С. Это различие можно объяснить несколькими эффектами. Например, более высокая температура отжига приводит к более крупнозернистой микроструктуре, которая, как известно, влияет на образование мартенсита. Испытанные образцы стали имеют ширину аустенита или расстояние аустенита приблизительно от 2 до 6 мкм. Продукты с более крупнозернистой микроструктурой показывают другие свойства стабильности и отклонение. Результаты показывают, что прогнозирование образования мартенсита с использованием известных формул не является действенным, даже если используют углубленные металлографические исследования.

На фиг. 1 результаты из табл. 3 изображены в виде графика, и кривые показывают, что влияние температуры на образование мартенсита аналогично для испытываемых сталей. Такая зависимость является важной частью эмпирических выражений для заданной деформируемости, поскольку в промышленном производстве температура формовки может значительно изменяться.

Фиг. 2 показывает сильное влияние температуры Μ_ά30 (измеренной) аустенита и количества образовавшегося в ходе деформации мартенсита (С_а·) на механические свойства. На фиг. 2 истинные кривые

- 6 028820

напряжение-деформация испытываемых сталей показаны тонкими линиями. Толстые линии соответствуют скорости механического упрочнения сталей, полученной дифференцированием кривых напряжение-деформация. В соответствии с критерием Консидере начало образования шейки, соответствующее равномерному удлинению, происходит на пересечении кривой напряжение-деформация и кривых механического упрочнения, после чего механическое упрочение не может компенсировать снижение способности материала выдерживать нагрузку, вызываемое утонением.

Температуры М,|₃₀ и содержание мартенсита при равномерном удлинении испытываемых сталей также представлены на фиг. 2. Можно наблюдать, что скорость механического упрочения стали в основном зависит от количества образовавшегося мартенсита. Чем больше образуется мартенсита, тем выше скорость механического упрочнения. Таким образом, путем тщательного подбора температуры М< |₃₀, можно оптимизировать механические свойства, а именно, сочетание прочности на растяжение и равномерного относительного удлинения.

Исходя из полученных экспериментальных результатов очевидно, что диапазон оптимальной температуры М<во значительно уже, чем указано в патентах известного уровня техники. Слишком высокая температура М^₃₀ приводит к быстрому достижению максимальной скорости механического упрочнения. После достижения максимума, скорость механического упрочнения резко падет, что приводит к более раннему началу образования шейки и низкому относительному равномерному удлинению. В соответствии с экспериментальными результатами температура М₄₃₀ для стали С оказывается близкой к верхнему пределу. Если бы температура М^₃₀ была намного выше, относительное равномерное удлинение было бы значительно меньше.

С другой стороны, если температура М₄₃₀ слишком низкая, в ходе деформации образуется недостаточно мартенсита. Таким образом, скорость механического упрочнения остается низкой, и следовательно, начало образования шейки происходит при низком уровне деформации. На фиг. 2 ЬИХ 2101 показано обычное поведение сорта стабильной дуплексной стали с низким относительным равномерным удлинением. Температура М₄₃₀ стали В составляла 17°С и являлась достаточно высокой для образования достаточного количества мартенсита, чтобы обеспечить большое относительное удлинение. Однако, если бы температура М₄₃₀ была еще ниже, образовалось бы слишком мало мартенсита, относительное удлинение было бы гораздо меньше.

Исходя из экспериментов, химический состав и термомеханические обработки следует рассчитывать таким образом, чтобы полученная температура М₄₃₀ стали составляла от 0 до 50°С, предпочтительно от 10 до 45°С и, наиболее предпочтительно, от 20 до 35°С.

Данные испытаний на растяжение, приведенные в табл. 5, показывают, что относительное удлинение при разрушении является высоким для всех сталей по изобретению, тогда как промышленно выпускаемая малолегированная дуплексная сталь (ЬИХ 2101) с более стабильным аустенитом показывает более низкие значения относительного удлинения, типичные для стандартных дуплексных сталей. На фиг. 3а показано влияние измеренных температур М₄₃₀ аустенита на пластичность. Для настоящих примеров оптимальную пластичность получают при температуре М₄₃₀ от 10 до 30°С. На фиг. 3Ь показана зависимость влияния расчетных температур М₄₃₀ на пластичность.

Оба графика, фиг. 3а и 3Ь, ясно показывают, что существует почти параболическая зависимость между значениями температуры М₄₃₀ и относительным удлинением, независимо от того, как получена М₄₃₀ температура. Существует явное несоответствие между измеренными и расчетными величинами М₄₃₀, в частности, для стали С. Графики показывают, что требуемый диапазон М₄₃₀ температур намного уже, чем предсказывает расчет, и это означает, что следует гораздо лучше оптимизировать управление процессом, чтобы получить требуемый ПНПР эффект. На фиг. 4 показано, что содержание аустенита для обеспечения оптимальной пластичности составляет приблизительно от 50 до 70% для используемых примеров. На фиг. 5 показано, что при испытании стали А на температуру М^₃₀ 40°С, микроструктура содержит 18% мартенсита (серый цвет на чертеже) и приблизительно 30% аустенита (черный цвет на чертеже), остальное представляет собой феррит (белый цвет на чертеже).

На фиг. 6 показана микроструктура стали В по изобретению после отжига при температуре 1050°С. Фазы на фиг. 6 представляют собой феррит (серый), аустенит (белый) и мартенсит (темно-серый внутри полос аустенита (белого цвета)). На фиг. 6 часть (а) относится к сравнительному материалу, часть (Ь) относится к испытаниям на температуру М^₃₀, выполняемым при комнатной температуре, часть (с) относится к испытаниям на температуру М₄₃₀, выполняемым при 40°С, и часть (ά) относится к испытаниям на температуру М^₃₀, выполняемым при 60°С.

Контроль температуры М^₃₀ является важным фактором для достижения высокого относительного удлинения при деформации. Также важно учитывать температуру материала в ходе деформации, поскольку она сильно влияет на количество мартенсита, которое может быть получено. Данные в табл. 5 и на фиг. 3а и 3ά относятся к испытаниям при комнатной температуре, но некоторого увеличения температуры невозможно избежать, вследствие адиабатического нагрева. Следовательно, стали с низкой температурой М,|₃₀ могут не проявлять ПНПР эффект, если их деформируют при повышенной температуре, тогда как стали, имеющие явно слишком высокую температуру М030 для оптимальной пластичности при комнатной температуре показывают превосходное относительное удлинение при повышенных темпера- 7 028820

турах. Испытания на растяжение сталей А и С при различных температурах (табл. 7) показали следующие относительные изменения при удлинении.

Таблица 7. Испытание на растяжение сталей А и С при различных температурах

Сталь	Температура
20°С	45°С	65°С
А	100%	100%	85%
С	100%	120%	115%

Результаты показали, что для стали А с более низкой температурой Μ_ά30 относительное удлинение уменьшается при повышенной температуре, тогда как сталь С с более высокой температурой Μ^₃₀ демонстрирует повышенное удлинение при увеличении температуры.

В табл. 6 показано, что стойкость к точечной коррозии, выраженная в виде потенциала питтингообразования в 1М ЫаС1, является, по меньшей мере, такой же хорошей, как эта величина для стандартной аустенитной стали 304Ь.

В известном уровне техники должным образом не раскрыта достаточная возможность расчета дуплексных сталей с ПНПР эффектом, поскольку прогнозирование поведения стали с использованием установленных формул является ненадежным, давая слишком широкие диапазоны по составам и относительно других технических характеристик. В соответствии с настоящим изобретением малолегированные дуплексные стали могут быть более надежно рассчитаны и получены с оптимальной пластичностью посредством выбора определенных диапазонов состава и посредством применения особой методики, включающей измерения фактической температуры Μ_ά30, и посредством использования специальных эмпирических знаний для управления процессом. Такой новый инновационный подход является необходимым для обеспечения возможности применения реального ПНПР эффекта при расчетах высокодеформируемых изделий. Как представлено на фиг. 7, концепцию набора инструментальных средств используют, когда применяют эмпирические модели для соотношения фаз и стабильности аустенита, основанные на измерениях, чтобы выбрать составы стали, которые подвергают специальным термомеханическим обработкам для обеспечения заданной деформируемости (фракции аустенита и Μ_ά30 температуры). С помощью данной модели возможно рассчитать стабильность аустенита, обеспечивающую оптимальную деформируемость для конкретного потребителя или применение технического решения с более высокой гибкостью, чем в случае аустенитных нержавеющих сталей, проявляющих ПНПР эффект. Для таких аустенитных нержавеющих сталей единственным путем регулирования ПНПР эффекта является выбор другого состава расплава, тогда как согласно настоящему изобретению, где используют ПНПР эффекта в дуплексных сталях, термообработка, такая как при температуре отжига на твердый раствор, обеспечивает благоприятную возможность для тонкой регулировки ПНПР эффекта, без необходимости введения нового расплава.

Claims

ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ

1. Способ получения ферритно-аустенитной нержавеющей стали, обладающей хорошей деформируемостью и высоким относительным удлинением, отличающийся тем, что

нержавеющую сталь, содержащую, в мас.%: менее 0,05% С; 0,2-0,7% δί; 2-5% Μη; 19-20,5% Сг; 0,81,35% Νί; менее 0,6% Мо; менее 1% Си; 0,16-0,24% Ν, остальное Ре и неизбежные примеси, подвергают термообработке в диапазоне температур 900-1200°С таким образом, что микроструктура нержавеющей стали после термообработки содержит 45-75% аустенита, причем оставшуюся часть микроструктуры составляет феррит,

определяют измеренную температуру Μ_ά30 нержавеющей стали после термообработки путем деформирования нержавеющей стали до истинной относительной деформации 0,3 при различных температурах испытаний, измерения доли превращенного мартенсита при указанных температурах испытаний и определения температуры, при которой 50% аустенита превращается в мартенсит, на основании результатов измерения, и

отбирают нержавеющую сталь с температурой Μ_ά30 от 0 до 50°С.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что температуру Μ^₃₀ нержавеющей стали измеряют посредством деформирования нержавеющий стали и измерения доли превращенного мартенсита.

3. Способ по п.1 или 2, отличающийся тем, что термообработка представляет собой отжиг на твердый раствор.

4. Способ по п.1 или 2, отличающийся тем, что термообработка представляет собой высокочастотный индукционный отжиг.

5. Способ по п.1 или 2, отличающийся тем, что термообработка представляет собой местный отжиг.

6. Способ по любому из предшествующих пунктов, отличающийся тем, что отжиг осуществляют в диапазоне температур 1000-1150°С.

7. Способ по любому из предшествующих пунктов, отличающийся тем, что измеренную температуру Μ_ά30 регулируют от 10 до 45°С, предпочтительно 20-35°С.

8. Способ по п.1, отличающийся тем, что нержавеющая сталь может содержать один или более добавленных элементов: 0-0,5% 0-0,2% N6, 0-0,1% Τι, 0-0,2% V, 0-0,5% Со, 0-50 ррт В и 0-0,04% А1.

- 8 028820

9. Способ по п.1 или 8, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит в качестве неизбежных примесей следовые количества следующих элементов: 0-50 ррт О, 0-50 ррт δ и 0-0,04% Р.

10. Способ по любому из пп.1, 8 и 9, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит, в мас.%: 0,01-0,04% С. 11. Способ по любому из пп.1, 8 и 9, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит, в мас.%: 1,0-1,35% №. 12. Способ по любому из пп.1, 8 и 9, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит, в

мас.%: 0,18-0,22% N.

Температура испытаний (°С)