EA034408B1 - Двухфазная нержавеющая сталь - Google Patents

Двухфазная нержавеющая сталь Download PDF

Info

Publication number
EA034408B1
EA034408B1 EA201692322A EA201692322A EA034408B1 EA 034408 B1 EA034408 B1 EA 034408B1 EA 201692322 A EA201692322 A EA 201692322A EA 201692322 A EA201692322 A EA 201692322A EA 034408 B1 EA034408 B1 EA 034408B1
Authority
EA
Eurasian Patent Office
Prior art keywords
stainless steel
less
austenitic stainless
steel according
phase
Prior art date
Application number
EA201692322A
Other languages
English (en)
Other versions
EA201692322A1 (ru
EA034408B9 (ru
Inventor
Джеймс Оливер
Ян И. Йонссон
Original Assignee
Оутокумпу 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 Оутокумпу Оюй filed Critical Оутокумпу Оюй
Publication of EA201692322A1 publication Critical patent/EA201692322A1/ru
Publication of EA034408B1 publication Critical patent/EA034408B1/ru
Publication of EA034408B9 publication Critical patent/EA034408B9/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
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/58—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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Abstract

Изобретение относится к двухфазной ферритно-аустенитной нержавеющей стали, которая обладает высокой способностью к деформации с использованием эффекта ПНП и высокой коррозийной стойкостью с высоким эквивалентом устойчивости к точечной коррозии. Двухфазная нержавеющая сталь содержит менее 0,04 мас.% углерода, 0,2-0,8 мас.% кремния, 0,3-2,0 мас.% марганца, 4,0-19,0 мас.% хрома, 2,0-5,0 мас.% никеля, 4,0-7,0 мас.% молибдена, менее 4,5 мас.% вольфрама, 0,1-1,5 мас.% меди, 0,14-0,23 мас.% азота, причем остальное составляет железо и неизбежные примеси, встречающиеся в нержавеющих сталях. Кроме того, содержания совместно действующих хрома, молибдена и вольфрама в мас.% составляет 20<(Cr+Mo+0,5W)<23,5, где отношение Cr/(Mo+0,5W) составляет 2-4,75.

Description

Область техники
Данное изобретение относится к двухфазной ферритно-аустенитной нержавеющей стали, которая обладает высокой способностью к деформации с эффектом НИИ (пластичности, наведенной превращением), высокой коррозионной стойкостью и оптимизированным эквивалентом устойчивости к точечной коррозии (PRE).
Эффект пластичности, наведенной превращением (НИН), относится к превращению метастабильного остаточного аустенита в мартенсит в ходе пластической деформации в результате остаточного напряжения или деформации. Это свойство позволяет придать нержавеющим сталям, имеющим эффект ННН, высокую способность к деформации при сохранении высокой прочности.
В EP 2172574 и JP 2009052115 описана ферритно-аустенитная нержавеющая сталь, которая содержит, в мас.%, 0,002-0,1% C, 0,05-2% Si, 0,05-5% Mn, 17-25% Cr, 0,01-0,15% N, возможно менее 5% Ni, возможно менее 5% Cu, возможно менее 5% Mo, возможно менее 0,5% Nb и возможно менее 0,5 % Ti. Температуру Md рассчитывали, исходя из химического состава в аустенитной фазе, объемная доля которой в стали составляет 10-50% с использованием формулы
Md = 551 -462(C+N)-9,2Si-8,1 Mn-13,7Cr-29(Ni+Cu)-18,5Mo.
Температуру Md ограничивают диапазоном-100С<МЧ100С. Отмечено, что эквивалент устойчивости к точечной коррозии (PRE), который рассчитывают с использованием следующей формулы
составляет 18.
В EP 2172574 и в JP 2009052115 присутствие Mo является только возможным, и расчет температуры Md основан на химическом составе аустенитной фазы, составляющей только 10-50 об.% от всего объема микроструктуры.
В EP 1715073 описана ферритно-аустенитная нержавеющая сталь, содержащая, в мас.%, менее 0,2% С, менее 4% Si, менее 12% Mn, 15-35% Cr, менее 3% Ni, 0,05-0,6% N, возможно менее 4% Cu, возможно менее 4% Mo, возможно менее 0,5% V и возможно менее 0,1% Al. Объемная доля аустенитной фазы составляет от 10 до 85%, и количество (C+N) в аустенитной фазе составляет от 0,16 до 2 мас.%. В EP 1715073 молибден (Mo) также является возможным элементом.
Из WO 2011/135170 известен способ получения ферритно-аустенитной нержавеющей стали, обладающей хорошей способностью к деформации и большим относительным удлинением, причем указанная сталь содержит, в мас.%, менее 0,05% C, 0,2-0,7% Si, 2-5% Mn, 19-20,5% Cr, 0,8-1,35% Ni, менее 0,6% Mo, менее 1% Cu, 0,16-0,24% N, остальное составляет железо и неизбежные примеси. Нержавеющую сталь в WO 2011/135170 подвергают термообработке так, что микроструктура нержавеющей стали содержит 45-75% аустенита в условиях термообработки, оставшаяся часть микроструктуры представляет собой феррит. Кроме того, измеренная температура Md30 нержавеющей стали составляет от 0 до 50°C, чтобы использовать эффект ННН для улучшения способности к деформации нержавеющей стали.
Более того, из WO 2013/034804 известна двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь, в которой используют эффект ИНН и которая содержит менее 0,04 мас.% C, менее 0,7 мас.% Si, менее 2,5 мас.% Mn, 18,5-22,5 мас.% Cr, 0,8-4,5 мас.% Ni, 0,6-1,4 мас.% Mo, менее 1 мас.% Cu, 0,10-0,24 мас.% N, остальное представляет собой железо и неизбежные примеси, встречающиеся в нержавеющих сталях. Сера ограничена содержанием менее 0,010 мас.% и предпочтительно менее 0,005 мас.%, содержание фосфора составляет менее 0,040 мас.%, и суммарное содержание серы и фосфора (S+P) составляет менее 0,04 мас.%, а общее содержание кислорода составляет менее 100 ppm (частей на миллион). Двухфазная нержавеющая сталь возможно содержит один или более следующих добавочных элементов: алюминий в максимальном количестве менее 0,04 мас.% и предпочтительно максимум составляет менее 0,03 мас.%. Кроме того, в небольших количествах могут быть добавлены бор, кальций и церий; предпочтительное содержание бора и кальция составляет менее 0,003 мас.%, а церия - менее 0,1 мас.%. Может быть добавлен кобальт в количестве вплоть до 1 мас.% для частичной замены никеля, и может быть добавлен вольфрам в количестве вплоть до 0,5 мас.% в качестве частичной замены молибдена. Также в двухфазную нержавеющую сталь по этому изобретению может быть добавлен один или более элемент из группы, содержащей ниобий, титан и ванадий, причем содержание ниобия и титана ограничено до 0,1 мас.%, а содержание ванадия ограничено до 0,2 мас.%.
Согласно WO 2013/034804 эквивалент устойчивости к точечной коррозии (PRE) оптимизирован для получения хорошей коррозионной стойкости и составляет 27-29,5. Эффект ИНН (пластичности, наведенной превращением) в аустенитной фазе поддерживают в соответствии с измеренной температурой Md30 в диапазоне 0-90°C, предпочтительно в диапазоне 10-70°C, для обеспечения хорошей способности к деформации. Доля аустенитной фазы в микроструктуре двухфазной нержавеющей стали по этому изобретению в условиях термообработки составляет 45-75 об.%, преимущественно 55-65 об.%, остальное составляет феррит, чтобы создать благоприятные условия для эффекта ННН. Термообработку можно выполнять с использованием различных способов термообработки, таких как отпуск на твердый раствор, индукционный отжиг на высоких частотах или местный отжиг, в диапазоне температур от 900 до 12000C, предпочтительно от 950 до 1150°C.
- 1 034408
Целью настоящего изобретения является улучшение свойств двухфазных нержавеющих сталей, описанных в известном уровне техники, и получение новой двухфазной ферритно-аустенитной нержавеющей стали, в которой используют эффект ПНП, обладающей высоким эквивалентом устойчивости к точечной коррозии (PRE) и, следовательно, превосходной коррозионной стойкостью. Существенные признаки изобретения включены в прилагаемую формулу изобретения.
В соответствии с изобретением, двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь содержит менее 0,04 мас.% C, 0,2-0,8 мас.% Si, 0,3-2,0 мас.% Mn, 14,0-19,0 мас.% Cr, 2,0-5,0 мас.% Ni, 4,0-7,0 мас.% Mo, менее 4,5 мас.% W, 0,1-1,5 мас.% Cu, 0,14-0,23 мас.% N, остальное составляет железо и неизбежные примеси, встречающиеся в нержавеющих сталях. Сера ограничена содержанием менее 0,010 мас.% и предпочтительно менее 0,005 мас.%, содержание фосфора составляет менее 0,040 мас.%, и суммарное содержание серы и фосфора (S+P) составляет менее 0,04 мас.%, а общее содержание кислорода составляет менее 100 ppm.
Двухфазная нержавеющая сталь по изобретению возможно содержит один или более добавленных элементов, а именно, максимальное содержание алюминия составляет менее 0,04 мас.% и, предпочтительно, максимум составляет менее 0,03 мас.%. Кроме того, могут быть добавлены бор, кальций, церии и магний в небольших количествах; предпочтительно содержание бора и кальция составляет менее 0,004 мас.%, церия менее 0,1 мас.% и магния менее 0,05 мас.%. Может быть добавлен кобальт в количестве вплоть до 1 мас.% для частичной замены никеля. Также в двухфазную нержавеющую сталь по изобретению может быть добавлен один или более элементов из группы, содержащей ниобий, титан и ванадий, причем содержание ниобия и титана ограничено до 0,1 мас.%, а содержание ванадия ограничено до 0,2 мас.%.
Следует отметить, что согласно изобретению, содержание молибдена увеличено до интервала 4,07,0 мас.%; это необходимо для снижения содержания хрома до интервала 14,0-19,0 мас.%. При этих условиях, суммарное содержание молибдена, хрома и, возможно, вольфрама в массовых процентах, рассчитываемое по формуле Cr+Mo+0,5W составляет 20-23,5 мас.%, где отношение Cr/(Mo+0,5W) составляет 2-4,75.
В нержавеющей стали по изобретению эквивалент устойчивости к точечной коррозии (PRE) оптимизирован, чтобы получить хорошую коррозионную стойкость и составляет 35-42. Эффект ПНП (пластичность, наведенная превращением) в аустенитной фазе поддерживают в соответствии с измеренной температурой M,|30 в диапазоне-30-+90°Ц предпочтительно в диапазоне 0-+60°C, чтобы обеспечить хорошую способность к деформации. Температуру M^, которая является мерой стабильности аустенита по отношению к эффекту ПНП, определяют как температуру, при которой истинная деформация 0,3 приводит к 50% превращению аустенита в мартенсит. Доля аустенитной фазы в микроструктуре двухфазной нержавеющей стали по изобретению в условиях термообработки составляет 50-80 об.%, преимущественно 55-70 об.%, остальное составляет феррит, чтобы создать благоприятные условия для эффекта ПНП. Термообработку можно выполнять с использованием различных способов термообработки, таких как отпуск на твердый раствор, высокочастотный индукционный отжиг, местный отжиг или любой другой тип термообработки в диапазоне температур от 900 до 1200°C, предпочтительно от 950 до 1150°C.
Согласно изобретению, суммарное содержание хрома, молибдена и, возможно, вольфрама, рассчитываемое по формуле Cr+Mo+0,5W, является ключевым фактором для поддержания температуры Md30 в заданном диапазоне, чтобы обеспечить хорошую способность к деформации.
Влияние различных элементов в микроструктуре описано ниже, причем содержание элементов выражено в мас.%
Углерод (C) вносит вклад в аустенитную фазу и оказывает значительное влияние на стабильность аустенита. Углерод добавляют в количестве вплоть до 0,04%, но более высокое содержание оказывает негативное влияние на коррозионную стойкость.
Азот (N) является важным стабилизатором аустенита в двухфазных нержавеющих сталях, и подобно углероду, он повышает стабильность по отношению к мартенситу. Азот также повышает прочность, деформационное упрочнение и коррозионную стойкость. Общие эмпирические выражения для расчета температуры M,|30 показывают, что азот и углерод оказывают сильное влияние на стабильность аустенита. Поскольку азот может быть добавлен в нержавеющую сталь в большем количестве, чем углерод, без отрицательного воздействия на коррозионную стойкость, содержание азота от 0,14 до 0,23% является эффективным в настоящих нержавеющих сталях.
Кремний (Si) обычно добавляют в нержавеющие стали с целью раскисления в плавильном цеху, и его содержание не должно быть ниже 0,2%. Кремний стабилизирует фазу феррита в двухфазной нержавеющей стали, но обладает более сильным стабилизирующим эффектом на стабильность аустенита относительно образования мартенсита, что показано в используемых в настоящее время выражениях. По этой причине максимальное содержание кремния составляет 0,8%, предпочтительно 0,5%.
Марганец (Mn) является важной добавкой для стабилизации аустенитной фазы и повышения растворимости азота в нержавеющей стали. Марганец может частично заменить дорогостоящий никель и обеспечить правильный баланс фаз нержавеющей стали. Слишком высокое его содержание снижает коррозионную стойкость. Марганец оказывает более сильное влияние на стабильность аустенита относи
- 2 034408 тельно образования мартенсита, и следовательно, содержание марганца необходимо тщательно определять. Содержание марганца должно составлять 0,3-2,0%.
Хром (Cr) является основной добавкой для придания нержавеющей стали коррозионной стойкости. Будучи стабилизатором феррита, хром также является важной добавкой для создания надлежащего баланса между аустенитной и ферритной фазой. Кроме того, и совместно с молибденом, хром сильно повышает стойкость к образованию мартенсита. Чтобы обеспечить высокий PRE, при создании оптимального эффекта ПНП, содержание хрома ограничивают до 14,0-19,0%, благодаря увеличению содержания молибдена. Предпочтительно содержание хрома составляет 14,0-18,0%.
Никель (Ni) является основным легирующим элементом для стабилизации аустенитной фазы и для хорошей ковкости, и по меньшей мере 2,0% Ni необходимо добавлять в нержавеющую сталь по изобретению. Обладая большим влиянием на стабильность аустенита относительно образования мартенсита, никель должен присутствовать в узком диапазоне. Кроме того, из-за высокой стоимости никеля и колебания цен на него, максимальное содержание никеля в нержавеющей стали по изобретению должно составлять 5,0%.
Медь (Cu) обычно присутствует как остаток в количестве 0,1-0,5% в большинстве нержавеющих сталей, когда исходные материалы по большей части находятся в форме лома нержавеющей стали, содержащего данный элемент. Медь является слабым стабилизатором аустенитной фазы, но обладает сильным влиянием на стойкость к образованию мартенсита, и ее необходимо учитывать при оценке способности к деформации нержавеющей стали по настоящему изобретению. Добавление меди также может увеличить стойкость к образованию сигма фазы. Ее можно намеренно добавлять в количестве 0,1-1,5%, но предпочтительно содержание меди составляет 0,1-0,7%, более предпочтительно 0,1-0,5%.
Молибден (Mo) является стабилизатором феррита, который можно добавлять для существенного увеличения коррозионной стойкости, и следовательно, содержание молибдена должно составлять по меньшей мере 4,0%, чтобы достичь высокого PRE. Кроме того, молибден, подобно хрому, сильно повышает стойкость к образованию мартенсита и ослабляет эффект ПНП. Таким образом, молибден добавляют в нержавеющую сталь по изобретению для уравновешивания влияние хрома в отношении ПНП и PRE. Для этой цели его максимальное содержание должно составлять 7,0%, предпочтительно 6,5%.
Вольфрам (W) обладает свойствами, подобными свойствам молибдена, и иногда может заменять молибден. Однако, вольфрам и молибден способствуют осаждению сигма фазы и суммарное содержание молибдена и вольфрама в соответствии с формулой (Mo+0,5W) должно составлять менее 7,0%, предпочтительно 4,0-6,6%, где возможно управлять промотированием сигма и хи фаз в подходящих технических процессах. Наиболее важным влиянием вольфрама является неожиданно положительное воздействие на эффект ПНП, которое, в свою очередь, может быть связано с влиянием на энергию дефектов упаковки сплава, поскольку энергия дефектов упаковки регулирует деформационный отклик в показателях дислокационного скольжения, двойникования или образования мартенсита. Для этой цели вольфрам должен быть ограничен до 3,5%, но предпочтительно по меньшей мере 0,5%, когда вольфрам используют для замещения молибдена.
Чтобы обеспечить оптимальные условия для эффекта ПНП и заданную величину PRE в соответствии с изобретением, содержание совместно действующих хрома, молибдена и, возможно, вольфрама в мас.% составляет 20<(Cr+Mo+0,5W)<23,5 где отношение Cr/(Mo+0,5W) составляет 2-4,75.
Бор (B), кальций (Ca) и церий (Ce) добавляют в двухфазные стали в небольших количествах для улучшения обрабатываемости в горячем состоянии, и их содержание не должно быть слишком высоким, поскольку это может ухудшить другие свойства. Предпочтительно содержание бора и кальция в нержавеющей стали по изобретению составляет менее 0,004%, а церия - менее 0,1%.
Магний (Mg) является сильным оксидо- и сульфдообразующим элементом. Когда его добавляют на конечной сталеплавильной стадии, он образует сульфид магния (MgS) и преобразует потенциально низкоплавкую эвтектическую сульфидную фазу в более стабильную морфологию с высокой температурой плавления, таким образом улучшая ковкость сплава в горячем состоянии. Содержание магния ограничивают до менее 0,05%.
Сера (S) в двухфазных сталях ухудшает обрабатываемость в горячем состоянии и может образовывать сульфидные включения, которые отрицательно влияют на стойкость к точечной коррозии. Таким образом, содержание серы необходимо ограничить до менее 0,010% и предпочтительно менее 0,005%.
Фосфор (P) ухудшает обрабатываемость в горячем состоянии и может образовывать фосфидные частицы или пленки, которые отрицательно влияют на коррозионную стойкость. Следовательно, содержание фосфора необходимо ограничить до менее 0,040%, и, таким образом, суммарное содержание серы и фосфора (S+P) составляет менее 0,04 %.
Кислород (O), совместно с другими остаточными элементами, оказывает отрицательное влияние на ковкость в горячем состоянии. Присутствие оксидных включений может снизить коррозионную стойкость (к точечной коррозии), в зависимости от типа включения. Высокое содержание кислорода также снижает ударную вязкость. Аналогичным образом что и сера, кислород улучшает проплавление шва посредством изменения поверхностной энергии сварочной ванны. Для нержавеющей стали по изобретению целесообразное максимальное содержание кислорода составляет менее 100 ppm. В случае металлическо
- 3 034408 го порошка максимальное содержание кислорода может составлять до 250 ppm.
Алюминий (Al) в двухфазной нержавеющей стали по изобретению должен присутствовать в низком количестве при высоком содержании азота, поскольку эти два элемента могут взаимодействовать с образованием нитридов алюминия, что будет ухудшать ударную вязкость. Содержание алюминия ограничивают до менее 0,04% и предпочтительно до менее 0,03%.
Кобальт (Co) обладает металлургическими свойствами, подобными родственному ему элементу никелю, и кобальт можно использовать во многом таким же образом при получении сталей и сплавов. Кобальт подавляет рост зерен при повышенных температурах и значительно улучшает сохранение твердости и прочность в горячем состоянии. Кобальт увеличивает сопротивление кавитационному разрушению и деформационное упрочнение. Кобальт снижает риск образования сигма фазы в супердвухфазных нержавеющих сталях. Содержание кобальта ограничено до 1,0%.
Микролегирующие элементы титан (Ti), ванадий (V) и ниобий (Nb) принадлежат к группе добавок, которые так названы потому, что они значительно изменяют свойства стали при низких концентрациях, часто с положительным результатом в углеродистой стали, но в случае двухфазных нержавеющих сталей они также вносят вклад в нежелательные изменения свойств, такие как ухудшение ударных свойств, более высокие уровни поверхностных дефектов и пониженная пластичность при литье и горячей прокатке. Многие из этих эффектов зависят от их сильного сродства к углероду и, в частности, к азоту, в случае современных двухфазных нержавеющих сталей. В настоящем изобретении ниобий и титан должны быть ограничены максимум до 0,1%, в свою очередь ванадий является менее вредным, и его количество должно составлять менее 0,2%.
Далее настоящее изобретение описано более подробно со ссылками на чертежи, где на фиг. 1 представлена зависимость значений минимальной и максимальной температуры Md30 и PRE между содержаниями элементов Si+Cr, Cu+Mo+0,5W и Cr+Mo+0,5W в исследуемых сплавах по изобретению;
на фиг. 2 представлен пример с постоянными значениями C+N и Mn+Ni для зависимости значений минимальной и максимальной температуры Md30 и PRE между содержаниями элементов Si+Cr и Cu+Mo+0,5W в исследуемых сплавах по изобретению в соответствии с фиг. 1;
на фиг. 3 представлена зависимость значений минимальной и максимальной температуры Md30 и PRE между содержаниями элементов C+N и Mn+Ni в исследуемых сплавах по изобретению, и на фиг. 4 представлен пример с постоянными значениями Si+Cr и Cu+Mo+0,5W для зависимости значений минимальной и максимальной температуры Md30 и PRE между содержаниями элементов C+N и Mn+Ni в исследуемых сплавах по изобретению в соответствии с фиг. 3.
Исходя из влияния элементов, двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь в соответствии с изобретением представлена с химическим составами от A до P, как указано в табл. 1. В табл. 1 также указан химический состав для сравнительной двухфазной нержавеющей стали, широко известной как 2205 (Q), сравнительной двухфазной нержавеющей стали согласно WO 2011/135170, обозначенной R, и сравнительной двухфазной нержавеющей стали согласно WO 2013/034804, обозначенной S, все значения в табл. 1 приведены в мас.%.
Таблица 1
Сплав С,% Si,% Мп,% Сг,% Ni,% Cu,% N,% Мо,% W,%
А 0,025 0,57 0,78 18,29 3,82 0,42 0,183 4,10 -
В 0,02 0,42 0,92 17,6 4,2 0,46 0,194 4,37 0,024
С 0,023 0,72 1,01 18,36 3,83 0,47 0,203 4,04 0,87
D 0,028 0,59 0,77 18,23 3,79 0,47 0,179 4,24 -
Е 0,024 0,66 1,41 16,61 2,48 1,02 0,197 4,28 -
F 0,021 0,48 0,94 16,51 4,25 0,45 0,194 4,54 1,22
G 0,025 0,51 0,83 18,37 3,81 0,43 0,164 4,34 -
Н 0,023 0,54 1,71 16,40 2,40 0,42 0,189 4,50 -
1 0,02 0,56 0,88 16,38 4,39 0,46 0,184 4,28 4,36
J 0,022 0,47 0,70 16,71 4,65 0,46 0,142 4,63 -
К 0,023 0,5 0,86 16,28 3,93 0,45 0,186 4,53 1,14
L 0,02 0,55 0,88 15,3 4,3 0,44 0,183 5,41 2,2
М 0,027 0,50 0,84 16,00 3,24 0,43 0,162 5,60
N 0,023 0,52 0,85 17,10 4,68 0,45 0,172 5,97
О 0,025 0,53 0,84 16,99 4,62 0,44 0,145 6,06
Р 0,025 0,47 0,81 14,26 3,17 0,43 0,192 6,28
Q 0,021 0,45 1,25 22,25 5,60 0,45 0,180 3,10
R 0,040 0,40 3,00 20,20 1,20 0,40 0,220 0,40
S 0,026 0,46 0,99 20,08 3,03 0,36 0,178 1,19
- 4 034408
Сплавы A-P были получены в вакуумной индукционной печи партиями лабораторного масштаба массой 1 кг в виде небольших слябов, которые подвергали ковке и холодной прокатке до толщины 1,5 мм.
Сравнительные сплавы от Q до S были получены партиями промышленного масштаба массой 100 т с последующей горячей прокаткой и холодной прокаткой с получением рулонов, при этом конечные размеры варьировали.
Как видно из табл. 1, содержание хрома, никеля, молибдена и вольфрама в двухфазных нержавеющих сталях по изобретению значительно отличается от этих величин для сравнительных сталей Q, R и S.
Для сталей химических составов, указанных в табл. 1 определяли свойства, значения температуры Md30 и PRE, и результаты представлены в нижеследующей табл. 2.
Прогнозируемую температуру Md30 (Md30 Nohara) аустенитной фазы, указанную в табл. 2, рассчитывали с использованием выражения (1) Nohara, выведенного для аустенитных нержавеющих сталей
Md30 = 551 - 462(C+N)-9,2Si-8,1Mn-13,7Cr-29(Ni+Cu)-18,5Mo-68Nb (1) когда отжиг проводят при температуре 1050°C.
Фактически измеренную температуру Md30 (измер. Md30), указанную в табл. 2, определяли путем растяжения испытательного образца с получением истиной деформации 0,30 при различных температурах и измерения доли превращенного мартенсита с помощью оборудования Satmagan. Satmagan представляет собой магнитные весы, на которых долю ферромагнитной фазы определяют посредством размещения образца в насыщающем магнитном поле и сравнения магнитной и гравитационной сил, индуцированных образцом.
Расчетные температуры Md30 (Md30 расч.), указанные в табл. 2, получали в соответствии с математическим ограничивающим условием оптимизации.
Эквивалент устойчивости к точечной коррозии (PRE) рассчитывают с использованием формулы (2)
Суммарные количества элементов C+N, Cr+Si, Cu+Mo+0,5W, Mn+Ni и Cr+Mo+0,5W в мас.% также рассчитаны для сплавов, указанных в табл. 1, и приведены в табл. 2. Суммы C+N и Mn+Ni представляют собой суммы стабилизаторов аустенита, тогда как сумма Si+Cr представляет собой сумму стабилизаторов феррита, а сумма Cu+Mo+0,5W является суммой элементов, обладающих стойкостью к образованию мартенсита. Сумма элементов согласно формуле Cr+Mo+0,5W является критической для поддержания температуры Md30 в оптимальном диапазоне, чтобы обеспечить хорошую способность к деформации.
Таблица 2
Сплав C+N % Si+Cr% Mn+Ni% Cu+Mo +0,5W% Cr+Mo+ 0,5W% Расч. Мйзо °C Nohara Мйзо °C Изм. Md3oC PRE
А 0,208 18,86 4,60 4,52 22,39 -23 -6,0 -25 36,5
В 0,214 18,02 5,12 4,83 21,97 3 13,4 15 35,2
С 0,226 19,08 4,84 4,95 22,84 -67 19,9 36,1
D 0,207 18,82 4,56 4,71 22,47 -31 -8,0 -40 36,8
Е 0,221 17,27 3,89 5,30 20,89 22 23,2 15 35,2
F 0,225 16,90 4,80 5,46 21,53 18 3,2 23 38,3
G 0,189 18,88 4,64 4,77 22,71 -32 -2,6 36,8
Н 0,212 16,94 4,11 4,92 20,90 63 44,5 63,4 35,2
1 0,217 16,40 4,81 5,93 21,50 -48 15,1 39,1
J 0,164 17,18 5,35 5,09 21,34 53 2,5 43 35,5
К 0,190 16,80 4,64 5,63 21,50 36 18,9 28 37,7
L 0,225 15,40 4,80 6,71 21,28 13 5,2 20 40,9
М 0,189 16,50 4,08 6,03 21,60 36 23,1 60 38,5
N 0,195 17,62 5,53 6,42 23,07 -57 -44,2 -67 41,1
О 0,170 17,52 5,46 6,50 23,05 -46 -30,8 40,5
Р 0,217 14,73 3,98 6,71 20,54 89 23,9 75 39,9
Q 0,201 22,70 6,85 3,55 25,35 -194 -94,0 36,6
R 0,260 20,60 4,20 0,80 20,60 24,9 23,0 27 25,0
S 0,204 20,54 4,02 1,55 21,27 29,6 5,0 19 28,4
Как видно из табл. 2, значение PRE в интервале 35-42 намного выше значений PRE для сравнительных двухфазных нержавеющих сталей R и S, и это означает, что коррозионная стойкость сплавов A-P выше. Значение PRE находится на том же уровне или немного выше, чем эта величина для сравнительного сплава Q.
- 5 034408
Как видно из табл. 2, прогнозируемые температуры Md30, рассчитанные с использованием выражения (1) Nohara, существенно отличаются от измеренных температур Md30 для сплавов. Кроме того, из табл. 2 видно, что расчетные температуры Md30 хорошо согласуются с измеренными температурами Md30, и таким образом, математическое ограничивающее условие оптимизации, использованное для расчета, очень походит для двухфазных нержавеющих сталей по изобретению.
Расчетные температуры Md30 для сплавов A-P значительно выше, чем эта величина для сравнительного сплава R.
Суммарные количества элементов C+N, Si+Cr, Mn+Ni, Cu+Mo+0,5W и Cr+Mo+0,5W в мас.% для двухфазных нержавеющих сталей по настоящему изобретению использовали в математическом ограничивающем условии оптимизации, чтобы установить зависимость, с одной стороны, между C+N и Mn+Ni, а с другой стороны, между Si+Cr и Cu+Mo+0,5W. В соответствии с этим математическим ограничивающим условием оптимизации, суммы Cu+Mo+0,5W и Si+Cr, и соответственно, суммы Mn+Ni и C+N, образуют координатные оси x и y на фиг. 1-4, где определены линейные зависимости для минимального и максимального значений PRE (35<PRE<42) и для минимального и максимального значений температуры Md30 (-30<Md30<+90).
В соответствии с фиг. 1, установлен диапазон химического состава для Si+Cr и Cu+Mo+0,5W, с предпочтительными интервалами 0,14-0,27 для C+N и 2,3-7,0 для Mn+Ni, когда отжиг двухфазной нержавеющей стали по изобретению проводят при температуре 1050°C. Также на фиг. 1 видно, что сумма Si+Cr ограничена 14,2<(Si+Cr)<19,80 для нержавеющей стали по изобретению. На фиг. 1 также показан совместный эффект количества хрома, молибдена и, возможно, вольфрама в мас.%, определенного в диапазоне 20<(Cr+Mo+0,5W)<23,5, чтобы обеспечить заданные значения температуры Md30 и PRE.
Диапазон химического состава, который находится в пределах области a', b', c', d', e' и f на фиг. 1, определен следующими отмеченными координатами, указанными в табл. 3.
Таблица 3
Si+Cr % Cu+Mo+0,5W % C+N % Mn+Ni %
а’ 19,80 4,11 0,14 2,30
Ь’ 19,8 4,29 0,14 2,30
с’ 17,27 6,90 0,14 2,30
d' 14,20 7,86 0,27 7,00
е’ 14,20 6,66 0,27 7,00
f 15,32 5,50 0,27 7,00
На фиг. 2 представлен один пример диапазона химического состава согласно фиг. 1, когда используют постоянные значения, 0,221 для C+N и 3,90 для Mn+Ni, во всех точках, вместо интервалов C+N и Mn+Ni, показанных на фиг. 1. На фиг. 2 даны такие же минимальные ограничения для суммы Si+Cr, как на фиг. 1. Диапазон химического состава, который находится в пределах области a, b, c, d и e на фиг. 2, определен следующими отмеченными координатами, указанными в табл. 4.
Таблица 4
Si+Cr % Cu+Mo+0,5W % C+N % Mn+Ni %
a 18,92 4,55 0,221 3,90
b 15,95 7,55 0,221 3,90
c 14,20 8,08 0,221 3,90
d 14,20 7,21 0,221 3,90
e 15,91 5,45 0,221 3,90
На фиг. 3 представлен диапазон химического состава для C+N и Mn+Ni с предпочтительными интервалами состава 14,2-18,7 для Cr+Si и 4,1-9,5 для Cu+Mo+0,5W, когда отжиг двухфазной нержавеющей стали проводят при температуре 1050°C. Кроме того, в соответствии с изобретением, сумма C+N ограничена 0,14<(C+N)<0,27, а сумма Mn+Ni ограничена 2,3<(Mn+Ni)<7,0. Диапазон химического состава, который находится в пределах области p', q' r' и s' на фиг. 3, определен следующими отмеченными координатами, указанными в табл. 5.
Таблица 5
Si+Cr % Cu+Mo+0,5W % C+N % Mn+Ni %
P’ 18,00 5,00 0,27 7,00
q’ 16,00 5,30 0,14 7,00
r’ 14,20 7,00 0,14 2,30
s’ 17,30 6,80 0,27 2,30
Эффект ограничений для C+N and Mn+Ni с предпочтительными интервалами для содержания элементов по изобретению состоит в том, что диапазон химического состава на фиг. 3 ограничен исключительно ограничениями для минимальной и максимальной сумм C+N и Mn+Ni.
На фиг. 4 представлен один пример диапазона химического состава согласно фиг. 3 с постоянными значениями, 17,3 для Cr+Si и 5,3 для Cu+Мо, и кроме того, с ограничениями (C+N) <0,27 и (Mn+Ni)>2,3. Диапазон химического состава, который находится в пределах области p, q, r, s и t на фиг. 4, определен следующими отмеченными координатами, указанными в табл. 6.
- 6 034408
Таблица 6
Si+Cr % Cu+Mo+0,5W % C+N % Mn+Ni %
Р 17,30 5,30 0,270 4,90
q 17,30 5,30 0,26 5,90
г 17,30 5,30 0,14 2,40
S 17,30 5,30 0,14 2,30
t 17,30 5,30 0,27 2,30
Сплавы A-P по настоящему изобретению, а также сравнительные материалы Q, R и S, указанные выше, также исследовали посредством определения пределов текучести Rp0 2 и Rp10 и прочности на растяжение Rm, a также значения относительного удлинения для A50, A5 и Ag в продольном направлении, где Ag представляет собой однородное относительное удлинение или относительное удлинение до пластической неустойчивости. Скорость деформационного упрочнения сплава описывают значениями n, полученными из уравнения (3) δ=Κεη (3), где δ представляет собой напряжение, K представляет собой показатель прочности, ε представляет собой пластическую деформацию и n представляет собой экспоненту деформационного упрочнения.
Благодаря эффекту ПНП сплавов по настоящему изобретению, значения n получают в пределах интервалов напряжений ε=10-15% (n(10-15 %)) и ε=15-20% (n(15-20%)), поскольку невозможно подогнать уравнение (3) по всему интервалу деформации.
В табл. 7 представлены результаты испытаний для сплавов A-P по изобретению, а также соответствующие значения для сравнительных двухфазных нержавеющих сталей Q, R и S.
Таблица 7
Сплав Rp0,2 (МПа) Rp1,o (МПа) Rm (МПа) A50 (%) a5 (%) Ag (%) η (ΙΟ- Ι 5%) n (15- 20%)
A - - - - -
В 462 559 744 35,4 32,9 37,9 0,21 0,23
С 510 605 753 39,6 41,5 26,9 0,20 0,20
D 468 562 749 34,6 37,4 22,1 0,21 0,22
Ε 465 563 763 45,4 49,1 31,8 0,21 0,23
F 545 634 796 36,0 38,8 22,7 0,24 0,25
G 490 562 725 28,9 31,1 19,9 0,19 0,20
H 476 548 956 32,0 34,4 26,9 0,50 0,49
I 502 589 832 39,8 42,1 34,9 0,21 0,23
J 412 485 796 44,7 47,8 40,2 0,27 0,35
К 497 610 793 37,3 40,1 36,3 0,24 0,20
L 541 631 824 46,0 49,3 34,8 0,23 0,24
M 418 485,5 845 43,3 46,7 39,8 0,29 0,40
N - - - - - - - -
0 525 601 781 27,9 30,3 20,9 0,20 0,21
P 464 540 969 25,4 27,3 22,0 0,55 0,41
Q 634 715 845 26,0 28,1 16,0 0,15 0,18
R 498 544 787 45,2 49,0 40,0 0,16 0,23
S 562 626 801 40,4 44,3 35,5 0,17 0,27
Результаты в табл. 7 показывают, что значения пределов текучести Rp02 и Rp10 для сплавов A-P меньше, чем соответствующие значения для сравнительных двухфазных нержавеющих сталей Q, R и S, а значение прочности на растяжение Rm сходно со значениями для сравнительных двухфазных нержавеющих сталей Q, R и S. Значения относительного удлинения A50, A5 и Ag для сплавов A-P больше, чем значение для сравнительного сплава Q при сходном PRE. Поскольку сплавы A-P в соответствии с изобретением получены в лабораторном масштабе, а сравнительные двухфазные нержавеющие стали Q, R и S получены в промышленном масштабе, значения прочности в табл. 7 невозможно сравнить друг с другом напрямую.
Все значения n для сплавов A-P больше, чем это значение для сплава Q, что показывает важное значение эффекта ПНП для скорости деформационного упрочнения. По сравнению со сравнительными сплавами R и S, значения n(10-15%) несколько больше, тогда как значения n(15-20%) значительно больше, что показывает оптимизированную скорость деформационного упрочнения для сплавов A-P по настоящему изобретению в которых используют эффект ПНП.
Для сплавов по настоящему изобретению значение n составляет более 0,2 при ε=10-15%, а удлинение Ag составляет более 19, предпочтительно более 25.
- 7 034408
Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по изобретению может быть получена в виде слитков, слябов, блюмов, биллетов и листового проката, такого как пластины, листы, полосы, рулоны, и длинномерного проката, такого как прутки, стержни, проволока, профили и формы, бесшовные и сварные трубы и/или трубки. Кроме того, могут быть получены дополнительные продукты, такие как металлический порошок, формованные формы и профили.

Claims (15)

1. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь, отличающаяся тем, что она содержит менее 0,04 мас.% углерода, 0,2-0,8 мас.% кремния, 0,3-2,0 мас.% марганца, 14,0-19,0 мас.% хрома, 2,0-5,0 мас.% никеля, 4,0-7,0 мас.% молибдена, менее 4,5 мас.% вольфрама, 0,1-1,5 мас.% меди, 0,14-0,23 мас.% азота, причем остальное составляет железо и неизбежные примеси, встречающиеся в нержавеющих сталях, и содержание совместно действующих хрома, молибдена и вольфрама в мас.% составляет 20<(Cr+Mo+0,5W)<23,5, где отношение Cr/(Mo+0,5W) составляет 2-4,75, и эквивалент устойчивости к точечной коррозии (PRE) составляет 35-42.
2. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по п.1, отличающаяся тем, что доля аустенитной фазы в микроструктуре составляет 50-80 об.%, преимущественно 55-70 об.%, причем остальное составляет феррит, когда проведена термообработка в диапазоне температур 900-1200°C, предпочтительно 950-1150°C.
3. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по п.1 или 2 отличающаяся тем, что измеренная температура Md30 составляет (-30°C)- (+90°C), предпочтительно 0°C-(+60°C).
4. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что относительное удлинение Ag составляет более 19%, предпочтительно более 25%.
5. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что значение n экспоненты деформационного упрочнения составляет более 0,2 при ε=10-15%.
6. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что содержание хрома составляет 14,0-18,0 мас.%.
7. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что содержание меди составляет 0,1-0,7 мас.%, предпочтительно 0,1-0,5 мас.%.
8. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что содержание молибдена составляет 4,0-6,5 мас.%.
9. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что содержание вольфрама составляет менее 3,0 мас.%.
10. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что суммарное содержание молибдена (Mo) и вольфрама (W) согласно формуле (Mo+0,5W) составляет менее 7,0 мас.%, предпочтительно 4,0-6,6 мас.%.
11. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что нержавеющая сталь дополнительно содержит один или более добавленных элементов: менее 0,04 мас.% Al, предпочтительно менее 0,03 мас.% Al, менее 0,004 мас.% B, менее 0,004 мас.% Ca, менее 0,1 мас.% Ce, вплоть до 1 мас.% Co, вплоть до 0,1 мас.% Nb, вплоть до 0,1 мас.% Ti, вплоть до 0,2 мас.% V.
12. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по любому из предшествующих пунктов, отличающаяся тем, что нержавеющая сталь содержит в качестве неизбежных примесей менее 0,010 мас.%, предпочтительно менее 0,005 мас.% S, менее 0,040 мас.% P, так что сумма (S+P) составляет менее 0,04 мас.% и общее содержание кислорода составляет менее 100 ppm.
13. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по п.1, отличающаяся тем, что диапазон химического состава, который находится в пределах области a', b', c', d', e' и f на фиг. 1, определен следующими отмеченными координатами, в мас.%:
Si+Cr % Cu+Mo+0,5W % C+N % Mn+Ni % а’ 19,80 4,11 0,14 2,30
b' 19,8 4,29 0,14 2,30 c’ 17,27 6,90 0,14 2,30 d' 14,20 7,86 0,27 7,00 e’ 14,20 6,66 0,27 7,00 f 15,32 5,50 0,27 7,00
14. Двухфазная ферритно-аустенитная нержавеющая сталь по п.1, отличающаяся тем, что диапазон химического состава, который находится в пределах области p', q' r' и s' на фиг. 3, определен следующими отмеченными координатами, в мас.%:
- 8 034408
Si+Cr % Cu+Mo+0,5W % C+N % Mn+Ni % р’ 18,00 5,00 0,27 7,00 q’ 16,00 5,30 0,14 7,00 г’ 14,20 7,00 0,14 2,30 s’ 17,30 6,80 0,27 2,30
15. Применение двухфазной ферритно-аустенитной нержавеющей стали по любому из пп.1-14 для получения продуктов в виде слитков, слябов, блюмов, биллетов, пластин, листов, лент, рулонов, прутков, стержней, проволоки, профилей и форм, бесшовных и/или сварных труб, металлического порошка, формованных форм и профилей.
EA201692322A 2014-06-17 2015-06-11 Двухфазная нержавеющая сталь EA034408B9 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FI20145575A FI126577B (en) 2014-06-17 2014-06-17 DUPLEX STAINLESS STEEL
PCT/FI2015/050415 WO2015193542A1 (en) 2014-06-17 2015-06-11 Duplex stainless steel

Publications (3)

Publication Number Publication Date
EA201692322A1 EA201692322A1 (ru) 2017-06-30
EA034408B1 true EA034408B1 (ru) 2020-02-05
EA034408B9 EA034408B9 (ru) 2020-04-14

Family

ID=54934910

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EA201692322A EA034408B9 (ru) 2014-06-17 2015-06-11 Двухфазная нержавеющая сталь

Country Status (18)

Country Link
US (1) US11932926B2 (ru)
EP (1) EP3158101B1 (ru)
JP (1) JP6388967B2 (ru)
KR (2) KR102102512B1 (ru)
CN (1) CN106661704B (ru)
AU (1) AU2015275997B2 (ru)
BR (1) BR112016029428B1 (ru)
CA (1) CA2951867C (ru)
EA (1) EA034408B9 (ru)
ES (1) ES2719758T3 (ru)
FI (1) FI126577B (ru)
MX (1) MX2016016548A (ru)
MY (1) MY179089A (ru)
SI (1) SI3158101T1 (ru)
TR (1) TR201906644T4 (ru)
TW (1) TWI657153B (ru)
WO (1) WO2015193542A1 (ru)
ZA (1) ZA201608742B (ru)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107881413B (zh) * 2017-10-18 2019-06-11 江苏理工学院 一种抗菌双相不锈钢及其加工工艺
EP3960881A1 (en) * 2020-09-01 2022-03-02 Outokumpu Oyj Austenitic stainless steel
WO2024020145A1 (en) * 2022-07-22 2024-01-25 Carpenter Technology Corporation High molybdenum duplex stainless steel

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1715073A1 (en) * 2004-01-29 2006-10-25 JFE Steel Corporation Austenitic-ferritic stainless steel
JP2008291282A (ja) * 2007-05-22 2008-12-04 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 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
JP2009052115A (ja) * 2007-08-29 2009-03-12 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法
EP2172574A1 (en) * 2007-08-02 2010-04-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic-austenitic stainless steel excellent in corrosion resistance and workability and process for manufacturing the same

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1242095A (en) * 1984-02-07 1988-09-20 Akira Yoshitake Ferritic-austenitic duplex stainless steel
GB2173816B (en) * 1985-03-28 1989-06-21 Sumitomo Metal Ind Superplastic ferrous duplex-phase alloy and a hot working method therefor
JPH01246343A (ja) * 1988-03-25 1989-10-02 Daido Steel Co Ltd ステンレス鋼
JPH0382739A (ja) * 1989-08-25 1991-04-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間加工性と耐食性に優る２相ステンレス鋼
JP2952929B2 (ja) 1990-02-02 1999-09-27 住友金属工業株式会社 ２相ステンレス鋼およびその鋼材の製造方法
JP3270498B2 (ja) * 1991-11-06 2002-04-02 株式会社クボタ 耐割れ性及び耐食性にすぐれる二相ステンレス鋼
JPH10102206A (ja) 1996-09-27 1998-04-21 Kubota Corp 高耐食・高腐食疲労強度二相ステンレス鋼
JP2000313940A (ja) 1999-04-27 2000-11-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 二相ステンレス鋼材およびその製造方法
US6551420B1 (en) * 2001-10-16 2003-04-22 Ati Properties, Inc. Duplex stainless steel
IL161289A0 (en) 2001-10-30 2004-09-27 Ati Properties Inc Duplex stainless steels
CN100427627C (zh) 2003-08-07 2008-10-22 住友金属工业株式会社 二相不锈钢及其制造方法
US7396421B2 (en) * 2003-08-07 2008-07-08 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Duplex stainless steel and manufacturing method thereof
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
CN100482843C (zh) 2006-12-31 2009-04-29 许季祥 高性能耐腐蚀稀土超强双相不锈钢及其冶炼工艺
JP5156293B2 (ja) * 2007-08-02 2013-03-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP5656432B2 (ja) * 2010-02-12 2015-01-21 新日鐵住金ステンレス株式会社 プレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
FI122657B (fi) 2010-04-29 2012-05-15 Outokumpu Oy Menetelmä korkean muokattavuuden omaavan ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
DE102010026808B4 (de) * 2010-07-10 2013-02-07 Technische Universität Bergakademie Freiberg Korrosionsbeständiger austenithaltiger phosphorlegierter Stahlguss mit TRIP- bzw. TWIP-Eigenschaften und seine Verwendung
FI126574B (fi) * 2011-09-07 2017-02-28 Outokumpu Oy Dupleksinen ruostumaton teräs
JP6405078B2 (ja) 2012-05-07 2018-10-17 株式会社神戸製鋼所 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管
CN103205653A (zh) * 2013-03-27 2013-07-17 宝钢不锈钢有限公司 一种具有优异热塑性和耐蚀性的双相不锈钢及其制造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1715073A1 (en) * 2004-01-29 2006-10-25 JFE Steel Corporation Austenitic-ferritic stainless steel
JP2008291282A (ja) * 2007-05-22 2008-12-04 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 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
EP2172574A1 (en) * 2007-08-02 2010-04-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic-austenitic stainless steel excellent in corrosion resistance and workability and process for manufacturing the same
JP2009052115A (ja) * 2007-08-29 2009-03-12 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Handbook of Stainless steel Outokumpu, October 2013, [retrieved 2.9.2015]. Internet address: http://www.outokumpu.com/SiteCollection Documents/Outokumpu-stainless-steel-handbook.pdf chapter: Physical Metallurgy *
Sandvik Duplex stainless steel webpage. Internet-address: http:// smt.sandvik.com/en/products/tube-pipe-fittings-and-flanges/high-performance-materials/duplex-stainless-steel/ [retrieved 2.9.2015], waybackmachine 29.3.2013 *

Also Published As

Publication number Publication date
ES2719758T3 (es) 2019-07-12
MY179089A (en) 2020-10-27
EP3158101A1 (en) 2017-04-26
SI3158101T1 (sl) 2019-05-31
CA2951867C (en) 2022-09-13
EP3158101B1 (en) 2019-02-20
TW201608040A (zh) 2016-03-01
JP6388967B2 (ja) 2018-09-12
JP2017522453A (ja) 2017-08-10
KR102102512B1 (ko) 2020-04-20
EA201692322A1 (ru) 2017-06-30
TWI657153B (zh) 2019-04-21
CN106661704A (zh) 2017-05-10
AU2015275997A1 (en) 2017-01-05
EA034408B9 (ru) 2020-04-14
EP3158101A4 (en) 2017-12-13
TR201906644T4 (tr) 2019-05-21
BR112016029428A2 (pt) 2017-08-22
BR112016029428B1 (pt) 2021-03-30
US11932926B2 (en) 2024-03-19
FI126577B (en) 2017-02-28
CA2951867A1 (en) 2015-12-23
KR20190030777A (ko) 2019-03-22
US20170130305A1 (en) 2017-05-11
CN106661704B (zh) 2018-07-20
KR20170016487A (ko) 2017-02-13
ZA201608742B (en) 2019-05-29
MX2016016548A (es) 2017-05-01
WO2015193542A1 (en) 2015-12-23
AU2015275997B2 (en) 2019-10-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6190367B2 (ja) 二相ステンレス鋼
KR102382398B1 (ko) 듀플렉스 스테인레스 강
EA034408B1 (ru) Двухфазная нержавеющая сталь

Legal Events

Date Code Title Description
TH4A Publication of the corrected specification to eurasian patent
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 TJ TM