EA029031B1

EA029031B1 - Способ изготовления ферритно-аустенитной нержавеющей стали

Info

Publication number: EA029031B1
Application number: EA201391330A
Authority: EA
Inventors: Джеймс Оливер; Ян И. Йонссон; Юхо Талонен; Ракел Петтерссон; Ян-Олоф Андерссон
Original assignee: Отокумпу Оюй
Priority date: 2011-04-18
Filing date: 2012-04-18
Publication date: 2018-01-31
Also published as: BR112013026911A2; CA2832921C; EP2699704A1; CN103547695A; CN107419169A; KR20130140180A; KR20120132691A; FI20110375L; EP2699704A4; AU2012246194B2; KR101957549B1; FI20110375A0; CA2832921A1; FI123558B; EA201391330A1; KR20150123342A; JP6141828B2; ES2713998T3; BR112013026911B1; TW201247883A

Abstract

Предложен способ изготовления ферритно-аустенитной нержавеющей стали, обладающей хорошей формуемостью, хорошей свариваемостью и высоким удлинением, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит от 0,2 до 0,7 мас.% Si, от 2 до 5 мас.% Mn, от 19 до 20,5 мас.% Cr, от 0,8 до 1,5 мас.% Ni, менее чем 0,6 мас.% Mo, менее чем 1 мас.% Cu, от 0,16 до 0,26 мас.% N, один или более добавочных компонентов: от 0 до 0,5 мас.% W, от 0 до 0,2 мас.% Nb, от 0 до 0,1 мас.% Ti, от 0 до 0,2 мас.% V, от 0 до 0,5 мас.% Co, от 0 до 50 миллионных долей B и от 0 до 0,04 мас.% Al, остальное представляет собой Fe и неизбежные примеси, при этом суммарное количество углерода и азота C+N в диапазоне от 0,23 до 0,27 мас.%, где содержание углерода ограничено верхним пределом менее 0,035 мас.%, где в указанном суммарном количестве C+N пониженное для избежания сенсибилизации во время сварки содержание углерода компенсируют повышением содержания азота для поддержания формуемости, подвергают тепловой обработке так, чтобы микроструктура нержавеющей стали содержала от 45 до 75% аустенита в термообработанном состоянии, остальная часть микроструктуры составляла феррит, а измеренная температура Mнержавеющей стали принадлежала диапазону от 0 до 50°C, обеспечив возможность использования пластичности, обусловленной мартенситным превращением, для улучшения формуемости нержавеющей стали, при этом температуру Mнержавеющей стали определяют путем деформирования нержавеющей стали и измерения доли превращенного мартенсита.

Description

Изобретение относится к способу изготовления и применения низколегированной ферритноаустенитной нержавеющей стали высокой прочности с отличной формуемостью и хорошим сопротивлением коррозии, а также обладающей хорошей свариваемостью. Формуемость достигается контролируемым превращением аустенитной фазы в мартенсит, в результате чего получают т.н. пластичность, обусловленную мартенситным превращением (ТРИП). Низкое содержание углерода дополнительно улучшает как формуемость, так и свариваемость произведенной стали.

Уровень техники

Для противодействия высоким ценам таких сырьевых материалов, как никель и молибден, предлагается множество низколегированных ферритно-аустенитных или двухфазных сплавов с главной целью достижения аналогичных показателей прочности и коррозийной стойкости. В последующих приведенных ссылках на публикации содержание компонентов дано в мас. %, если не указано иное.

В патенте США 3736131 описана ферритно-аустенитная нержавеющая сталь, имеющая от 4 до 11% Мп, от 19 до 24% Сг, до 3,0% Νΐ и от 0,12 до 0,26% Ν, содержащая от 10 до 50% аустенита, которая является стабильной и обладает высокой вязкостью. Высокой вязкости достигают, не допуская превращения аустенита в мартенсит.

В патенте США 4828630 раскрыты двухфазные нержавеющие стали, имеющие от 17 до 21,5% Сг, от 1 до менее 4% Νΐ, от 4 до 8% Мп и от 0,05 до 0,15% Ν, обладающие термической стабильностью в отношении превращения в мартенсит. Содержание феррита должно поддерживаться ниже 60%, чтобы добиться хорошей пластичности.

Патент ЕР 1327008 дает описание низколегированного двухфазного сплава с высокой прочностью, хорошей пластичностью и высокой структурной стабильностью, который содержит от 20 до 23% Сг, от 3 до 8% Мп, от 1,1 до 1,7% Νΐ и от 0,15 до 0,30% Ν.

В международной патентной заявке АО 2006/071027 дано описание двухфазной стали с низким содержанием никеля, имеющей от 19,5 до 22,5% Сг, от 0,5 до 2,5% Мо, от 1,0 до 3,0% Νΐ, от 1,5 до 4,5% Мп и от 0,15 до 0,25% Ν, у которой по сравнению с подобными сталями улучшена пластичность в горячем состоянии.

Патент ЕР 1352982 раскрывает средства для избежания замедленного трещинообразования в аустенитных Сг-Мп сталях путем введения определенного количества ферритной фазы.

На протяжении последних лет нашли широкое применение низколегированные двухфазные стали, а стали, изготовленные согласно патенту США 4848630, патенту ЕР 1327008, патентной заявке ЕР 1867748 и патенту США 6623569, коммерчески использовались в многообразных применениях. Двухфазная сталь ОиФкитри ЬИХ 2101® согласно ЕР 1327008 нашла широкое применение как материал для топливных резервуаров, транспортирующих передвижных средств и т.п. Эти низколегированные двухфазные стали имеют ту же самую проблему, что и другие двухфазные стали, а именно, ограниченную формуемость, что делает их менее пригодными для применения в формовке сложных компонентов, чем аустенитные нержавеющие стали. По той же причине двухфазные стали имеют ограниченное применение для таких компонентов, как пластинчатые теплообменники. Однако низколегированные двухфазные стали имеют исключительный потенциал для улучшения пластичности, поскольку количество аустенитной фазы может быть достаточно низким в составе сплава, чтобы она была метастабильной, что дает повышенную пластичность с помощью механизма, описание которого приведено ниже.

Применение метастабильной аустенитной фазы в двухфазных сталях для улучшения их прочности и пластичности встречается в нескольких ссылках. В патенте США 6096441 предметом рассмотрения являются аустенитно-ферритные стали с высоким показателем удлинения при растяжении, содержащие по существу 18-22% Сг, 2-4% Мп, менее 1% Νΐ и 0,1-0,3% Ν. Параметр, связанный со стабильностью по отношению к образованию мартенсита, должен находиться в пределах определенного диапазона, что приводит к повышению уровня удлинения при растяжении. Патентная заявка США 2007/0163679 описывает весьма широкий диапазон аустенитно-ферритных сплавов, обладающих высокой формуемостью, достигнутой за счет регулирования содержания С+Ν в аустенитной фазе.

Пластичность, обусловленная мартенситным превращением (ТРИП), является известным явлением в метастабильных аустенитных сталях. Например, локальному образованию шейки на образце, испытуемом на растяжение, препятствует вызванное деформацией превращение мягкого аустенита в твердый мартенсит, передающее деформацию в другие точки образца, результатом чего является более однородная деформация. ТРИП также можно использовать в ферритно-аустенитных (двухфазных) сталях, если аустенитная фаза разработана правильно. Классический способ разработки аустенитной фазы для получения определенного ТРИП-эффекта заключается в использовании установленных или модифицированных эмпирических выражений для стабильности аустенита, основанных на его химическом составе, одним из которых является температура М,|₃₀. Температуру М,|₃₀ определяют как температуру, при которой под воздействием 0,3 истинной деформации 50% аустенита превращается в мартенсит. Однако, эмпирические выражения установлены для аустенитных сталей, и их применение для двухфазных нержавеющих сталей является рискованным.

- 1 029031

Разработка стабильности аустенита в двухфазной стали является более сложной задачей, поскольку композиция аустенитной фазы зависит как от химического состава стали, так и от предыстории термической обработки. Помимо этого, на протекание превращения влияют морфология и размер фазы. В патенте США 6096441 использовано выражение для общей композиции и заявлен определенный диапазон (40115), который требуется для получения желательного эффекта. Однако эта информация справедлива только для предыстории термической обработки, использованной для сталей в данном конкретном исследовании, поскольку состав аустенита меняется в зависимости от температуры отжига. В патентной заявке США 2007/0163679 было проведено измерение состава аустенита, и по общей формуле М,| для аустенитной фазы выведен диапазон от -30 до 90 для того, чтобы стали получили желательные характеристики.

Эмпирические формулы для стабильности аустенита основаны на исследованиях стандартных аустенитных сталей, и их можно применять с ограничением для аустенитной фазы в двухфазной стали, поскольку условия для стабильности касаются не только состава, но также остаточных напряжений и параметров фазы или зерна. Как показано в патентной заявке США 2007/0163679, более прямым путем является оценка стабильности мартенсита путем измерения состава аустенитной фазы и затем вычисления количества образовавшегося мартенсита при холодной обработке. Однако это очень трудоемкая и затратная процедура, требующая металлургической лаборатории высокого класса. Другой путь - это использование термодинамических баз данных, чтобы предварительно определить равновесие фазового баланса и состав каждой фазы. Однако такие базы данных не могут описать условия неравновесного состояния, которые преобладают после термомеханической обработки в большинстве практических случаев. Многообразные работы с различными двухфазными составами, имеющими частично метастабильную аустенитную фазу, показали, что температура отжига и скорости охлаждения имеют очень большое влияние на содержание и состав аустенита, что затрудняет прогнозирование образования мартенсита на основании эмпирических выражений. Для того, чтобы полностью контролировать образование мартенсита в двухфазных сталях, знание состава аустенита, а также параметров микроструктуры оказалось необходимым, но не достаточным.

Описание изобретения

Принимая во внимание проблемы, существующие в данной области техники, в изобретении предлагается измерять температуру М,|₃₀ для различных сталей и использовать эту информацию для разработки оптимальных составов и производственных операций для получения высокопластичных двухфазных сталей. Дополнительной информацией, полученной от измерения температуры М_Н30. является температурная зависимость для различных сталей. Поскольку процессы формования происходят при разных температурах, важно знать эту зависимость и использовать ее при моделировании процесса формования.

Главной целью настоящего изобретения является обеспечение управляемого промышленного способа мартенситного превращения, вызванного деформацией, в низколегированной двухфазной нержавеющей стали для получения отличной формуемости и хорошего сопротивления коррозии, а также хорошей свариваемости. Желаемые эффекты могут быть достигнуты при использовании сплава, главным образом содержащего (мас. %): менее 0,05% углерода (С), от 0,2 до 0,7% кремния (δΐ), от 2 до 5% марганца (Мп), от 19 до 20,5% хрома (Сг), от 0,8 до 1,5% никеля (Νί), менее 0,6% молибдена (Мо), менее 1% меди (Си), от 0,16 до 0,26% азота (Ν), остальное - железо (Ре) и неизбежные для нержавеющих сталей примеси. Суммарное количество С+Ν находится в пределах от 0,17 до 0,295%, и в нем пониженное для исключения сенсибилизации во время сварки содержание углерода компенсируется повышенным содержанием азота для обеспечения формуемости. Возможно, сплав может дополнительно содержать один или более специально добавленных элементов: от 0 до 0,5% вольфрама (А), от 0 до 0,2% ниобия (N6), от 0 до 0,1% титана (Τι), от 0 до 0,2% ванадия (V), от 0 до 0,5% кобальта (Со), от 0 до 50 м.д. (миллионных долей) бора (В) и от 0 до 0,04% алюминия (А1). Сталь может содержать такие неизбежные следовые элементы, как примеси, в количестве менее 0,010 мас.%, предпочтительно менее 0,005 мас.% серы (δ), менее

0,040 мас.% фосфора (Р) так, что сера и фосфор в сумме (δ+Ρ) составляют менее 0,04 мас.% и общее содержание кислорода (О) ниже 100 м.д. Для случая металлического порошка максимальное содержание кислсДвуифазжет соалавпяти-дорЕГе нию должна содержать от 45 до 75% аустенита после термообработки; остальной фазой является феррит; термический мартенсит отсутствует. Тепловую обработку можно выполнять, используя различные методы термообработки, такие, как аустенизирующий отжиг, высокочастотный индукционный отжиг или локальный отжиг, в температурном диапазоне от 900 до 1200°С, предпочтительно от 1000 до 1150°С. Чтобы получить желаемое улучшение пластичности, измеряемая температура М₃₃₀ должна находиться между нулем и +50°С. Чтобы разработать оптимальную формуемость для указанных сталей, необходимо использовать эмпирические формулы, описывающие корреляцию между составами стали и термомеханическими воздействиями. Существенные признаки настоящего изобретения указаны в прилагаемой формуле изобретения.

Важной особенностью настоящего изобретения является поведение аустенитной фазы в двухфазной микроструктуре. Эксперименты с различными сплавами показали, что желаемые свойства можно получить только в пределах узкого диапазона состава. Однако основной целью настоящего изобретения явля- 2 029031

ется раскрытие механизма, как получить оптимальную пластичность определенных двухфазных сплавов, совмещенную с улучшенной свариваемостью, где предложенные стали представляют собой примеры с данным эффектом. При этом баланс между компонентами сплава является определяющим, поскольку все компоненты влияют на состав аустенита, добавляют ему стабильности и влияют на прочность и сопротивление коррозии. Кроме того, на фазовую стабильность, а также на прочность материала оказывают действие размер и морфология микроструктуры, и их необходимо держать под контролем при управлении процессом.

Вследствие невозможности прогнозирования формуемости метастабильных ферритно-аустенитных сталей, здесь представлена новая концепция, или модель. Эта модель основана на измеренных металлургических и механических параметрах совместно с эмпирическими описаниями для выбора подходящих вариантов термомеханической обработки с целью получения продукции с заданными свойствами.

В нижеследующем описании приведены эффекты от различных компонентов в микроструктуре, содержание компонентов дано в мас. %.

Углерод (С) составляет часть аустенитной фазы и оказывает сильное влияние на стабильность аустенита. В отличие от нормального поведения в нержавеющих сталях, где карбиды выделяются только при понижении температуры тепловой обработки; было установлено, что в настоящем изобретении карбиды могут выделяться также при повышении температуры тепловой обработки выше критической величины. Такое поведение является неблагоприятным для механических и коррозийных свойств при автогенной сварке и на участках, находящихся под тепловым воздействием вблизи сварки всех типов. Этот неожиданный эффект можно понять при рассмотрении формы области аустенитной фазы как функции температуры, где тройная точка, представляющая трехфазное равновесие аустенита, феррита и карбида, уходит по кривой обратно к более высокому содержанию углерода и низкому содержанию хрома при более высоких температурах. По причине этого эффекта сплавы с более высоким содержанием углерода попадают внутрь трехфазной области, что вызывает выделение карбидов, а не остаются внутри желательной двухфазной аустенитно-ферритной области. Во избежание этого эффекта содержание углерода следует ограничивать верхним пределом менее 0,05%, предпочтительно менее 0,035%.

Азот (Ν) является важным стабилизатором аустенита в двухфазных сплавах, и подобно углероду он увеличивает стабильность аустенита. Азот также повышает прочность, твердение при растяжении и сопротивление коррозии. Имеющиеся в литературе общие эмпирические выражения относительно температуры Μ_ό30 указывают на то, что азот и углерод оказывают одинаково сильное влияние на стабильность аустенита, но в настоящей работе показано более слабое влияние азота в двухфазных сплавах. Азот можно добавлять в нержавеющие стали в больших количествах, чем углерод, не опасаясь неблагоприятного воздействия на коррозионную стойкость. Более того, важно удерживать область аустенита как можно более большой, чтобы избежать нежелательного сварочного эффекта при выделении карбидов; для стабильности аустенита благоприятными будут дополнительные добавления углерода, азота и никеля. Вышеупомянутое ограничение на углерод создает необходимость стабилизации аустенита другими способами при пониженных уровнях углерода. В совокупности с ограниченной возможностью введения в сплав углерода предпочтительно немного повысить содержание как азота, так и никеля. И азот, и углерод оказывают сильное влияние на ТРИП эффект, и слишком высокое их содержание может понизить желательный ТРИП оптимум; допустимо содержание азота от 0,16 до 0,26%, а суммарное содержание углерода и азота С+Ν должно быть в пределах от 0,17 до 0,295%, предпочтительно от 0,2 до 0,29%, более предпочтительно от 0,23 до 0,27%, чтобы сохранить стабильность аустенита или даже улучшить поведение аустенита во время деформации.

Кремний (δί) обычно добавляют в нержавеющую сталь в целях раскисления в плавильном цехе, и его содержание не должно быть ниже 0,2%. Кремний стабилизирует ферритную фазу в двухфазных сталях, но он оказывает более сильный стабилизирующий эффект на стабильность аустенита по отношению к формированию мартенсита, чем показано в существующих выражениях. По этой причине содержание кремния максимально может быть увеличено до 0,7%, предпочтительно до 0,6% и наиболее предпочтительно до 0,4%.

Марганец (Μη) является важной добавкой для стабилизации аустенитной фазы и для повышения растворимости азота в стали. Благодаря этому марганец может частично заменить дорогостоящий никель и способствовать правильному фазовому балансу стали. Слишком высокое его содержание уменьшит сопротивление коррозии. Марганец оказывает более значительное влияние на стабильность аустенита по отношению к мартенситу деформации, чем приведено в опубликованной литературе, и содержание марганца должно быть тщательно выверено. Диапазон содержания марганца должен составлять от 2,0 до 5,0%.

Хром (Сг) является главной добавкой, чтобы сделать сталь стойкой к коррозии. Будучи стабилизатором феррита, хром также является главной добавкой для создания подходящего фазового баланса между аустенитом и ферритом. Чтобы осуществлять эти функции, уровень хрома должен составлять по меньшей мере 19%, и чтобы ограничить ферритную фазу до соответствующих уровней для фактического применения, максимальное содержание хрома должно составлять 20,5%.

- 3 029031

Никель (Νΐ) является существенным компонентом сплава для стабилизации аустенитной фазы и для хорошей пластичности; и его необходимо добавлять к стали по меньшей мере в размере 0,8%. Обладая большим влиянием на стабильность аустенита по отношению к образованию мартенсита, никель должен присутствовать в узком диапазоне. Ввиду дороговизны и колебания цен на никель, максимальное содержание никеля в реальных сталях составляет 1,5%, предпочтительно 1,35%.

Медь (Си) обычно присутствует как примесь в количестве от 0,1 до 0,5% в большей части нержавеющих сталей, т.к. сырьевые материалы, значительное количество которых поступает в форме лома нержавеющей стали, содержат этот элемент. Медь является слабым стабилизатором аустенитной фазы, но оказывает сильное влияние на сопротивление образованию мартенсита, и ее необходимо учитывать при оценке формуемости реальных сплавов. Намеренно можно добавить до 1,0%.

Молибден (Мо) является стабилизатором феррита, который можно добавлять для усиления сопротивления коррозии. Молибден увеличивает стабильность аустенита, и с учетом других добавок молибдена не может быть добавлен в количестве, превышающем 0,6%.

Настоящее изобретение описано более подробно со ссылками на чертежи, в которых

фиг. 1 представляет собой график, показывающий результаты измерения температуры М_аз0 с использованием оборудования 5а1ша§ап;

фиг. 2 показывает влияние температуры Μ_ά30 и содержания мартенсита на деформационное упрочнение и равномерное удлинение сталей по изобретению, подвергнутых отжигу при 1050°С;

фиг. 3 а - влияние измеренной температуры Μ_ά30 на удлинение; фиг. 3Ь - влияние расчетной температуры Μ_ά30 на удлинение; фиг. 4 - влияние количества аустенита на удлинение;

фиг. 5 - микроструктуру сплава А по изобретению, когда отжиг проводили при 1050°С, при использовании способа дифракции обратного рассеяния электронов (ДОРЭ);

фиг. 6 - микроструктуру сплава В по изобретению, когда отжиг проводили при 1050°С; и фиг. 7 представляет собой схематическую иллюстрацию модели комплекса инструментов.

Для некоторых низколегированных двухфазных сплавов было проведено подробное исследование

образования мартенсита. Особое внимание было уделено эффектам влияния на механические свойства стабильности аустенита, образования мартенсита и температуры Μ_ά30. Этих результатов, имеющих ключевую важность для разработки вида стали с оптимальными свойствами, нет в патентах существующего уровня техники. Испытания были проведены для некоторых выбранных сплавов согласно табл. 1.

Таблица 1

Химический состав испытанных сплавов

Сплав	С%	N %	С+Ν %	5Ϊ %	Мп %	Сг%	ΝΪ %	Си %	Мо %
А	0,039	0,219	0,258	0,30	4,98	19,81	1,09	0,44	0,00
В	0,040	0,218	0,258	0,30	3,06	20,35	1,25	0,50	0,49

С	0,046	0,194	0,24	0,30	2,08	20,26	1,02	0,39	0,38
ϋ	0,042	0,217	0,259	0,42	2,93	20,19	1,23	0,33	0,40
Е	0,023	0,230	0,253	0,43	3,18	20,14	1,26	0,38	0,41
Ср1	0,063	0,230	0,293	0,31	4,80	20,10	0,70	0,50	0,01
60X2101	0,025	0,226	0,251	0,70	5,23	21,35	1,52	0,31	0,30

Сплавы А, В, С, Ώ и Е представляют собой примеры по настоящему изобретению. Сплав Ср1 взят согласно патентной заявке США 2007/0163679, а 1Т)Х 2101 является коммерчески произведенным образцом ЕР 1327008, низколегированной двухфазной сталью с аустенитной фазой, обладающей хорошей стабильностью относительно образования мартенсита деформации.

Сплавы А-С были изготовлены в вакуумной индукционной печи в объеме 60 кг в виде небольших плоских заготовок, которые были обработаны способами горячей прокатки и холодной прокатки до толщины 1,5 мм. Сплавы Ώ и Е были произведены в объеме 100 т, с последующей обработкой горячей прокаткой и холодной прокаткой в рулоны с разными конечными размерами. Сплав 2101 был коммерчески произведен в объеме 100 т, обработан горячей прокаткой и холодной прокаткой в рулоны. Для всех испытуемых сплавов была осуществлена тепловая обработка с применением аустенизирующего отжига при различных температурах от 1000 до 1150°С с последующим быстрым воздушным охлаждением или закалкой в воде.

Химический состав аустенитной фазы был замерен с использованием сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) методом энергодисперсионного и дисперсионного по длинам волн спектроскопического анализа, и результаты по составу представлены в табл. 2. Процентное содержание аустенитной фазы (% γ) было замерено на протравленных образцах, используя анализ изображений в световом оптическом микроскопе.

- 4 029031

Таблица 2

Состав аустенитной фазы сплавов после различных обработок

Сплав/обработка	С%	Ν%	5Ϊ %	Мп %	Сг%	ΝΪ %	Си %	Мо %	С+Ν %	%γ
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
Ср1 (1050°С)	0,08	0,34	0,31	4,91	19,64	0,80	0,60	0,01	0,42	73
Ср1 (1100°С)	0,09	0,35	0,31	5,00	19,51	0,79	0,52	0,01	0,44	72
1ЛЭХ 2101 (1050°С)	0,04	0,39	0,64	5,30	20,5	1,84	0,29	0,26	0,43	54

Действительные температуры М_аз0 (исп. темп. М_аз0) были установлены путем деформирования испытуемых образцов на 0,30 истинной деформации при различных температурах и посредством измерения доли превращенного мартенсита (Мартенсит %) при помощи оборудования 8а1шадап. 8а1шадап представляет собой магнитные весы, в которых долю ферромагнитной фазы определяют, помещая образец в насыщающее магнитное поле и сравнивая магнитную силу и силу тяжести, действующие на образец. Измеренное содержание мартенсита и результирующее действительное значение температуры М_аз0(М_аз0 измер), а также прогнозируемые температуры, вычисленные по выражению Нохара (Иойага) М_аз0 = 551 - 462(Ο+Ν) - 9,28ΐ - 8,1Мп - 13,7Сг - 29(№+Си) - 18,5Мо - 68ΝΓ (М_аз0 Нохара) для содержания аустенита, сведены в табл. з. Измеренная доля аустенита, перешедшего в мартенсит при истинной деформации 0,з, в зависимости от температуры испытания показана на фиг. 1.

- 5 029031

Подробности измерений Μ_ά30

Таблица 3

Сплав/ обработка	Начальн %γ	Исп. темп. Мизо’С	Мартенсит %	Март %/ начальн % Υ	Мизо°С измер	Мизо°С Нохара
А(1000°С)	73	23	44	61	29	37
40	23	31
А(1050°С)	73	23	36	50	23	22
40	17	23
		60	4	5
А(1100°С)	68	23	37	55	26	8,5
40	15	22
В(1000°С)	62	23	35	57	27	-4
40	17	27
В(1050°С)	62	23	28	45	17	-6
40	13	27
60	4	6
В(1100°С)	59	23	30	51	23,5	-13
40	13	23
С(1050°С)	53	23	44	82	44	-12
40	28	51
С(1100°С)	49	23	44	89	45	-18
40	29	58
С (1150°С)	47	23	35	74	40	-24
40	23	49
0(1060°С)	56	23	26	47	27	23
40	12	22
Ср1 (1050°С)	73	0	38	53	5	3
23	23	32
О о о! т—	72	0	37	52	3	-2
23	19	26
Ι_ϋΧ2101 (1050°С)	54	-40	22	40	-52	-38
0	7	14
Ι_ϋΧ2101 (1100°С)	52	-40	18	34	-59	-48
0	8	15

Измерения содержания феррита и аустенита были проделаны с использованием светового оптического анализа изображений после травления в протравливателе Бераха (ВегаБа'з еШсап!), и результаты представлены в табл. 4. Микроструктуры также были оценены в отношении мелкокристалличности структуры, выраженной в ширине аустенита (γ-ширина) и аустенитным расстоянием (γ-расст). Эти данные включены в табл. 4; в ней также представлены результаты по равномерному удлинению (Ад) и удлинению до разрушения (А₅₀/А₈₀) в продольном (прод) и поперечном (попереч) направлениях.

- 6 029031

Таблица 4

Параметры микроструктуры, температуры Μ_ά30 и показатели пластичности

Сплав/обработка	%γ	Υширина (мкм)	Υрасст (мкм)	Мсзо’С измер	* а₅₀ % (прод)	*а₅₀ % (попереч)	Ад (%) (прод)	Ад (%) (попереч)
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(1160°С) 0,8мм	56	1,6	1,7	-	42,2	40,2	37,8	36,2
0(1160°С) 2мм	56	2,1	2,6	27	44,6	42,1	40,7	37,8
Е(1160°С) 0,8мм	52	1,9	1,8	-	43,6	41,5	40,7	36,3
Е(1160°С) 1,5мм	53	2,3	2,6	-	43,0	41,6	38,9	37,4
Й о	73	4,9	2,4	5	-	-	38	39
Й о	72	6,4	2,8	3	-	-	40	39
Ι_ϋΧ2101 (1050°С)	54	2,9	3,3	-52	36	30,0	24	21
Ι_ϋΧ2101 (1100°С)	52	3,3	4,2	-59	-	-	-	-

* Испытания на деформацию выполнены согласно стандарту ЕХ10002-1.

Примеры полученных микроструктур показаны на фиг. 5 и 6. Результаты испытания на растяжение

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

- 7 029031

Полные данные результатов испытания на растяжение

Таблица 5

Сплав/обработка	Направление	Кр0,2 (МПа)	Кр1,0 (МПа)	Пт (МПа)	Ад%	А₅о (%)
А(1000°С)	Поперечн	480	553	825	-	45
А(1050°С)	Поперечн	490	538	787	-	46
А(1050°С)	Продольн	494	542	819	43	48
А(1100°С)	Поперечн	465	529	772	-	46
В(1000°С)	Поперечн	492	565	800	-	44
В(1050°С)	Поперечн	494	544	757	-	45
В(1050°С)	Продольн	498	544	787	40	45
В(1100°С)	Поперечн	478	541	750	-	46
С (1050 °С)	Поперечн	465	516	778	-	40
С(1050°С)	Продольн	474	526	847	38	41
С(1100°С)	Поперечн	454	520	784	-	41

С(1150°С)	Поперечн	460	525	755	-	41
0(1060°С) 0,8мм	Поперечн	603	674	839	38	42
0(1060°С) 1мм	Поперечн	610	672	836	37	41
0(1060°С) 2мм	Поперечн	564	615	806	38	42
0(1000°С) 4мм	Поперечн	488	559	806	39	44
0(1050°С) 4мм	Поперечн	480	552	782	40	45
0(1100°С) 4мм	Поперечн	490	558	763	42	48
Е(1080°С) 0,8мм	Поперечн	572	651	809	36	41
Е(1080°С) 1,5мм	Поперечн	594	637	800	37	42
Ср1 (1050°С)	Поперечн¹⁾	548	587	809	-	45²⁾
Ср1 (1050°С)	Продольн¹⁾	552	590	835	38	44²)
Й о	Поперечн¹⁾	513	556	780	-	46²⁾
Й о о	Продольн¹)	515	560	812	40	47²⁾
Ι_ϋΧ 2101 (1050°С)	Поперечн	602	632	797	21	30
Ι_ϋΧ 2101 (1050°С)	Продольн	578	611	790	24	36

1)

2)

скорость растяжения 0,00075 с^-1/ 0,005 с^-1. ^А80·

Для исследования сопротивления коррозии были замерены потенциалы питтингообразования сплавов в образцах, которые подвергали финишной обработке поверхности мокрым шлифованием с 320 меш, в 1 М растворе ЫаС1 при 25°С, используя нормальный каломельный электрод с напряжением сканирования 10 мВ/мин. Для каждого вида стали было сделано три отдельных измерения. Результаты представлены в табл. 6.

Испытание на питтинговую коррозию

Таблица 6

Сплав	Результат 1	Результат 2	Результат 3	Среднее	Ср. кв. откл	Мах	Μϊη
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
Ср1	275	283	235	264	16	19	29
304Ь	373	306	307	329	38	44	23

Критическая температура питтинговой коррозии (КТПК) была замерена для сплавов в соответствии со стандартами Американского общества специалистов по испытаниям и материалам ΆδΤΜ Θ150 в 0,1М растворе ЫаС1 непосредственно на поверхности. Результаты приведены в табл. 7.

- 8 029031

Таблица 7

Критические температуры питтинговой коррозии

	Результат 1	Результат 2	Результат 3
А 1,5 мм	9,2	8,2	8,7
В 1,5 мм	19,0	19,5	19,2
С 1,5 мм	9,8	9,8	9,8
β 0,8 мм	17,5	19,0	18,3
β 1,0 мм	17,6	19,6	18,6
β 2,0 мм	21	23	22
β 4,0 мм	22,7	23,1	22,9
Е 0,8 мм	20,5	22,3	21,4
Е 1,5 мм	16,8	17,0	16.9
Ι.ΒΧ 2101			26
304Ι			14

Результаты показывают, что большая часть значений критических температур питтинговой коррозии для сплавов согласно данному изобретению расположена между типовыми значениями критических температур питтинговой коррозии сравнительных сплавов.

Критическая температура питтинговой коррозии была также измерена в сплавах I) и Е после наплавления слоя металла на пластину способом газовольфрамовой сварки (ГВС). Результаты приведены в табл. 8.

Таблица 8

КТПК температура для материала, обработанного сваркой ГВС

	Результат 1	Результат 2	Среднее
β 1,0 мм	<5	<5	<5
β 0,8 мм	20,2	22,1	20,6
Е 0,8 мм	22,2	20,3	21,2

Дополнительно, восприимчивость к межкристаллитной коррозии на наплавленном на пластины материалов слое была оценена путем наблюдения и классификации протравленных микроструктур в соответствии с А8ТМ А262, раздел А. Результаты приведены в табл. 9.

Таблица 9

Восприимчивость к межкристаллитной коррозии для материала, обработанного сваркой ГВС

	Микроструктура по определению АЗТМ А262
β 1,0 мм	Структура с канавками
Е 0,8 мм	Двойная структура

Структура с канавками в табл. 9 означает, что в микроструктуре одно или более зерен полностью окружено канавками. Двойная структура содержит некоторое количество канавок, но они не полностью окружают зерна. Пониженная КТПК для материала I) толщиной 1,0 мм после сварки, таким образом, коррелирует с наблюдением того, что эта микроструктура была в небольшой степени сенсибилизирована. Для материала I) толщиной 0,8 мм после сварки, однако, были получены хорошие значения КТПК, как показано в табл. 8.

Табл. 2 отражает то обстоятельство, что фазовый баланс и состав аустенитной фазы изменяются при изменении температуры аустенизирующего отжига. Содержание аустенита уменьшается с повышением температуры. Изменение состава в заменяющих компонентах невелико, в то время как компоненты внедрения - углерод и азот - демонстрируют более значительные изменения. Поскольку компоненты углерод и азот, согласно имеющимся формулам, сильно влияют на стабильность аустенита относительно мартенситного превращения, представляется очень важным контролировать их содержание в аустените. Как показано в табл. 3, расчетные температуры М_аз0 явственно ниже в случаях термообработки при более высоких температурах, что свидетельствует о более высокой стабильности. Однако измеренные температуры Μ_ά30 не проявляют такой зависимости. Для сплавов А, В и С температура Μ_ά30 немного понижена всего на 3-4°С при повышении температуры отжига на 100°С. Эта разница может быть обусловлена несколькими обстоятельствами. Например, результатом отжига при более высокой температуре является более крупнозернистая микроструктура, которая, как известно, влияет на образование мартенсита. Испытуемые образцы имеют ширину аустенита, или аустенитное расстояние, порядка примерно от 2 до 6 мкм. Продукты с более крупнозернистой микроструктурой проявляют разную стабильность и отклонение от средних значений. Результаты показывают, что предварительное планирование образования мартенсита с использованием установленных на настоящий момент расчетных выражений не является функциональным, даже если применять усовершенствованные металлографические приемы.

- 9 029031

На фиг. 1 показаны результаты табл. 3, и кривые показывают, что влияние температуры на образование мартенсита является сходным для испытуемых сплавов. Эти зависимости представляют важную часть эмпирических заключений для обеспечения заданной формуемости, поскольку в промышленных процессах формования температура может значительно изменяться.

Фиг. 2 иллюстрирует сильное влияние температуры М_й30 аустенита (измеренной) и количества претерпевшего превращение мартенсита деформации (с_а·) на механические свойства. На фиг. 2 тонкими линиями показаны кривые зависимостей истинное напряжение-истинная деформация испытуемых сталей. Жирные линии соответствуют скорости деформационного упрочнения сталей, полученных дифференцированием кривых напряжение-деформация. Согласно критерию Консидера (Соп51йеге'8 сгПспоп) начало образования шейки, соответствующее равномерному удлинению, происходит на пересечении кривой напряжение-деформация и кривой деформационного упрочнения, после чего деформационное упрочнение не может компенсировать уменьшения грузоподъёмности материала, вызванного утончением.

Температуры М,|₃₀ и содержание мартенсита при равномерном удлинении испытуемых сталей также показаны на фиг. 2. Очевидно, что скорость деформационного упрочнения стали, по существу, зависит от количества образовавшегося мартенсита. Чем больше мартенсита образуется, тем более высокой скорости деформационного упрочнения можно достичь. Таким образом, тщательно подбирая температуру М_й30, можно оптимизировать механические свойства, а именно, сочетание прочности на разрыв и равномерного удлинения.

На основании настоящих экспериментальных результатов ясно, что диапазон оптимальных температур М,|₃₀. по всей видимости, существенно уже, чем следует из патентов данной области техники. Слишком высокая температура М_й30 вызывает быстрое появление пика скорости деформационного упрочнения. После достижения пика скорость деформационного упрочнения быстро падает, что приводит к раннему началу образования шейки и к низкому равномерному удлинению. Согласно экспериментальным результатам, температура М,|₃₀ стали С оказалась близкой к своему верхнему пределу. Если бы температура М,|₃₀ была намного выше, равномерное удлинение было бы значительно ниже.

С другой стороны, при слишком низкой температуре М_й30 мартенсита во время деформации не образуется в достаточном количестве. Поэтому скорость деформационного упрочнения остается малой и, следовательно, начало образования шейки происходит на низком уровне деформации. На фиг. 2 сталь ЬОХ 2101 представляет собой типичные характеристики стабильных двухфазных сталей с низким равномерным удлинением. Температура М,|₃₀ стали В была 17°С, чего было достаточно для достаточного образования мартенсита для обеспечения высокого удлинения. Однако, если бы температуре М,|₃₀ была еще ниже, образование мартенсита было бы слабым и удлинение было бы ощутимо меньше.

На основании экспериментов можно сделать заключение, что химический состав и термомеханические обработки должны быть разработаны так, чтобы результирующая температура М_й30 для сталей была между 0 и 50°С, предпочтительно между 10 и 45°С и более предпочтительно от 20 до 35°С.

Данные испытаний на растяжение в табл. 5 показывают, что удлинение при разрушении (разрыве) имеет высокое значение для всех сталей согласно изобретению, но при этом промышленная низколегированная двухфазная сталь (ЬОХ 2101) с более стабильным аустенитом проявляет более низкое удлинение, типичное для стандартных двухфазных сталей. Фиг. 3а иллюстрирует влияние измеренных температур М,|₃₀ аустенита на пластичность. Для конкретных примеров оптимальная пластичность достигается при температурах М_й30 между 10 и 30°С.

На фиг. 3Ь представлены зависимости пластичности от расчетных температур М_й30.

Оба графика, фиг. 3а и 3Ь, ясно иллюстрируют, что между величинами температур М_й30 и удлинением независимо от того, как была получена температура М^₃₀, существует практически параболическая зависимость. Между измеренными и расчетными значениями М,₃₃₀ имеется явное расхождение, особенно для сплава С. Диаграммы показывают, что желательный диапазон температур М_й30 намного уже, чем следует из предварительных расчетов, и это означает, что управление процессом должно быть существенно оптимизировано, чтобы получить желательный ТРИП-эффект. Фиг. 4 показывает, что для оптимальной пластичности содержание аустенита находится в диапазоне примерно от 50 до 70% для используемых примеров сталей. На фиг. 5 температуру М_й30 сплава А испытывали при 40°С, при этом в микроструктуре 18% мартенсита (изображено серым цветом), примерно 30% аустенита (черный цвет), все остальное является ферритом (белый цвет).

Фиг. 6 показывает микроструктуры сплава В по изобретению после отжига при 1050°С. На фиг. 6 фаза феррита имеет серый цвет, фаза аустенита - белый, и мартенсит представлен темно-серым внутри белых полос аустенита. На фиг. 6 часть а) относится к сравнительному материалу, часть Ь) относится к испытанию температуры М_й30, выполненному при комнатной температуре, часть с) относится к испытанию температуры М^₃₀, выполненному при 40°С, часть й) относится к испытанию температуры М^₃₀, выполненному при 60°С.

Регулирование температуры М,|₃₀ является ключевым для достижения высокого значения удлинения при деформации. Также важно принимать во внимание температуру материала во время деформации, поскольку она сильно влияет на количество мартенсита, которое может образоваться. Данные табл. 5 и фиг. 3а и 3Ь относятся к испытаниям при комнатной температуре, но некоторого повышения

- 10 029031

температуры избежать нельзя ввиду адиабатического нагрева. Следовательно, стали с низкой температурой Мазо могут не дать ТРИП-эффекта, если их деформируют при повышенной температуре, в то время как стали с явно слишком высокой температурой М_азо для оптимальной пластичности при комнатной температуре будут иметь отличное удлинение при повышенных температурах. Испытания на растяжение со сплавами А и В при различных температурах (табл. 10) показали следующие относительные изменения в удлинении.

Таблица 10

Испытания на растяжение со сплавами А и С при различных температурах

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

Результаты показывают, что сплав А с более низкой температурой М_азо проявляет понижение удлинения при повышенной температуре, в то время как сплав С с более высокой температурой М_азо демонстрирует увеличение удлинения при повышении температуры.

Табл. 6 показывает, что сопротивление питтинговой коррозии, выраженное как потенциал питтингообразования в 1 М растворе ЫаС1, по меньшей мере не уступает аустенитной стандартной стали 304Ь.

На современном уровне техники в данной области не определено достаточно приемлемого способа разработки двухфазных сталей с ТРИП-эффектом, поскольку предварительные расчеты поведения стали с применением установленных формул ненадежны, так как дают слишком широкие диапазоны составов и других характеристик. Согласно настоящему изобретению низколегированные двухфазные стали можно более надежно разрабатывать и производить, добиваясь оптимальной пластичности и хороших сварочных свойств путем отбора определенных диапазонов состава и использования особой процедуры, в которую входит измерение действительной температуры М_азо и применение специальных эмпирических данных для управления процессом производства. Этот новый инновационный подход необходим, чтобы обеспечить использование действительного ΤΡΙΡ-эффекта при производстве продуктов с высокой формуемостью. Как иллюстрирует фиг. 7, используется концепция комплекса инструментов, где эмпирические модели для фазового баланса и стабильности аустенита, основанные на измерениях, используют, чтобы отобрать сплавы с составом, которые затем подвергают особым термомеханическим обработкам с целью получения заданной формуемости (фракции аустенита и температуры М_азо). С этой моделью становится возможным разработать стабильность аустенита, дающую оптимальную формуемость для конкретного потребителя или прикладного решения стали с большей гибкостью, чем обладают аустенитные нержавеющие стали, проявляющие ТРИП-эффект. Для таких аустенитных нержавеющих сталей единственный способ регулировать ТРИП-эффект заключается в выборе другого состава расплава, в то время как согласно настоящему изобретению, использующему ТРИП-эффект в двухфазном сплаве, тепловая обработка, такая как аустенизирующий отжиг, дает возможность точно отрегулировать ТРИП-эффект без необходимости введения нового расплава. Однако, как указано в разделе, посвященном углероду и азоту, относительно уровня содержания углерода и азота необходимо принимать во внимание особые соображения. Содержание углерода необходимо подбирать таким образом, чтобы избежать образования высокотемпературных карбидов и улучшить свариваемость.

Двухфазную ферритно-аустенитную сталь, изготовленную согласно данному изобретению, можно производить в виде отливок, слитков, плоских заготовок, крупных квадратных заготовок, круглых слитков, а также плоского проката, такого как толстый листовой прокат, тонкий листовой прокат, полосы, рулоны, длинномерного проката, такого как арматура, пруток, проволока, прокатный профиль, фасонный прокат, бесшовные и сварные трубы и/или трубопроводы. Кроме того, можно производить дополнительную продукцию, такую как металлический порошок, профили сложной формы и фасонные профили.

- 11 029031

Claims

ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ

1. Способ изготовления ферритно-аустенитной нержавеющей стали, обладающей хорошей формуемостью, хорошей свариваемостью и высоким удлинением, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит от 0,2 до 0,7 мас.% δΐ, от 2 до 5 мас.% Мп, от 19 до 20,5 мас.% Сг, от 0,8 до 1,5 мас.% Νί, менее чем 0,6 мас.% Мо, менее чем 1 мас.% Си, от 0,16 до 0,26 мас.% Ν, один или более добавочных компонентов: от 0 до 0,5 мас.% от 0 до 0,2 мас.% N6, от 0 до 0,1 мас.% Τι, от 0 до 0,2 мас.% V, от 0 до 0,5 мас.% Со, от 0 до 50 миллионных долей В и от 0 до 0,04 мас.% А1, остальное представляет собой Ее и неизбежные примеси, при этом суммарное количество углерода и азота С+Ν в диапазоне от 0,23 до 0,27 мас.%, где содержание углерода ограничено верхним пределом менее 0,035 мас.%, где в указанном суммарном количестве С+Ν пониженное для избежания сенсибилизации во время сварки содержание углерода компенсируют повышением содержания азота для поддержания формуемости, подвергают тепловой обработке так, чтобы микроструктура нержавеющей стали содержала от 45 до 75% аустенита в термообработанном состоянии, остальная часть микроструктуры составляла феррит, а измеренная температура М_аз0нержавеющей стали принадлежала диапазону от 0 до 50°С, обеспечив возможность использования пластичности, обусловленной мартенситным превращением, для улучшения формуемости нержавеющей стали, при этом температуру М_аз0 нержавеющей стали определяют путем деформирования нержавеющей стали и измерения доли превращенного мартенсита.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что тепловую обработку осуществляют как аустенизирующий отжиг.
3. Способ по п.1, отличающийся тем, что тепловую обработку осуществляют как высокочастотный индукционный отжиг.
4. Способ по п.1, отличающийся тем, что тепловую обработку осуществляют как локальный отжиг.
5. Способ по любому из предшествующих пунктов, отличающийся тем, что отжиг осуществляют в температурном диапазоне от 900 до 1200°С, предпочтительно от 1000 до 1150°С.
6. Способ по любому из предшествующих пунктов, отличающийся тем, что измеренная температура М_аз0 принадлежит диапазону от 10 до 45°С, предпочтительно от 20 до 35°С.
7. Способ по п.1, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит как неизбежные примеси менее 0,010 мас.%, предпочтительно менее 0,005 мас.% δ, менее 0,040 мас.% Р, так что суммарное количество (δ+Р) составляет менее 0,04 мас.%, и общее содержание кислорода ниже 100 м.д.
8. Способ по п.1 или 7, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит от 1,0 до 1,35 мас.% Νί.
9. Способ по любому из пп.1, 7 или 8, отличающийся тем, что нержавеющая сталь содержит от 0,18 до 0,24 мас.% Ν.
10. Способ по любому из предшествующих пунктов, отличающийся тем, что нержавеющую сталь получают в виде отливок, слитков, плоских заготовок, крупных квадратных заготовок, круглых слитков, толстого листового проката, тонкого листового проката, полос, рулонов, арматуры, прутков, проволоки, прокатного профиля, фасонного проката, бесшовных и сварных труб и/или трубопроводов, металлического порошка, профилей сложной формы и фасонных профилей.