EP2038445B1 - Acier inoxydable duplex - Google Patents

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EP2038445B1
EP2038445B1 EP07803755A EP07803755A EP2038445B1 EP 2038445 B1 EP2038445 B1 EP 2038445B1 EP 07803755 A EP07803755 A EP 07803755A EP 07803755 A EP07803755 A EP 07803755A EP 2038445 B1 EP2038445 B1 EP 2038445B1
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EP
European Patent Office
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steel
hot
rolled
weight
bar
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EP07803755A
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Bernard Bonnefois
Jérôme Peultier
Mickael Serriere
Jean-Michel Hauser
Eric Chauveau
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Ugitech SA
Industeel France SAS
Original Assignee
Ugitech SA
Industeel Creusot
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Publication date
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Priority to SI200731163T priority patent/SI2038445T1/sl
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Definitions

  • the present invention relates to a duplex stainless steel, more particularly intended for the manufacture of structural elements for production plants (chemical, petrochemical, paper, offshore) or energy production, without being there limited, and the method of manufacturing a sheet, strip, bars, son, or profiles of this steel.
  • This steel can more generally be used in substitution of a type 304L stainless steel in many applications, for example, in previous industries or in the food industry, including parts made from formed son (welded grids ..) profiles (strainers ..), axes ... One could also make molded parts and forged parts.
  • stainless steel grades 304 and 304L are known, the microstructure of which in the annealed state is essentially austenitic; when cold-worked, they may also contain a variable proportion of martensite. These steels, however, have high additions of nickel, the cost is generally prohibitive. In addition, these grades may pose a problem from a technical point of view for certain applications because they have low tensile characteristics in the annealed state, especially with regard to the yield strength, and a low resistance to stress corrosion.
  • austenitic-ferritic stainless steels which are composed mainly of a mixture of ferrite and austenite, such as 1.4362, 1.4655, 1.4477, 1.4462, 1.4507, 1.4410, 1.4501 and 1.4424 steels of the standard.
  • EP10088 all of which contain more than 3.5% nickel. These steels are particularly resistant to corrosion and stress corrosion.
  • US 4,798,635 describes a duplex stainless steel comprising austenite and 35 to 65% ferrite and whose composition contains C ⁇ 0.06%, Si ⁇ 1.5%, Mn ⁇ 2.0%, Cr of 21.5 to 24 , 5%, Ni from 2.5% to 5.5%, Mo from 0.01% to 1.0%, Cu from 0.01 to 1.0%, N from 0.05% to 0.3% the balance being iron and inevitable impurities.
  • JP 2005 105346 describes a duplex stainless steel whose composition contains C ⁇ 0.03%, Si ⁇ 2.0%, Mn ⁇ 1.5%, P ⁇ 0.04%, S s 0.008%, Cr of 20 to 27%, Ni from 4.0 to 10%, Mo of 2.5 to 5.5%, N of 0.15 to 0.35% N, Cu ⁇ 1.0%, B of 0.001 to 0.01% made by rolling to hot followed by heat treatment at 1050-1300 ° C and cooling at a speed greater than or equal to 3K / s.
  • ferritic or ferrito-martensitic stainless steel grades the microstructure of which, for a defined range of heat treatments, is composed of two constituents, ferrite and martensite, preferably in a ratio of 50/50, such as grade 1.4017 of EN10088.
  • These grades with a chromium content generally less than 20%, have high mechanical tensile properties, but do not exhibit satisfactory corrosion resistance.
  • the object of the present invention is to overcome the disadvantages of the steels and manufacturing processes of the prior art by providing a stainless steel having good mechanical characteristics and in particular a tensile yield strength greater than 400 or 450MPa to the annealed or dissolved state, a high resistance to corrosion and in particular greater than or equal to that of 304L, good microstructural stability and good resilience of the welded zones, without the addition of expensive additive elements, as well as a process for producing sheets, strips, bars, wires, or profiles made of this steel that is simplified to use.
  • said ingot or hot slab is rolled at a temperature of between 1150 and 1280 ° C. to obtain a so-called quarto sheet, and then a heat treatment is carried out at a temperature of between 900 and 1100 ° C. and said sheet is quenched by air quenching at speeds of 0.1 to 2.7 ° C / sec.
  • the invention also covers a method of manufacturing a steel section, according to which a cold forming of a hot-rolled bar obtained according to the invention is carried out, as well as a method of manufacturing a forged part made of steel.
  • steel according to which a hot-rolled bar obtained according to the invention is fed in slugs, and then said billet is forged between 1100.degree. C. and 1280.degree.
  • the duplex stainless steel according to the invention comprises the contents defined below.
  • the carbon content of the grade is less than or equal to 0.05% and preferably less than 0.03% by weight. In fact, an excessively high content of this element degrades the resistance to localized corrosion by increasing the risk of precipitation of chromium carbides in the heat-affected zones of the welds.
  • the chromium content of the grade is between 21 and 25% by weight, preferably between 22 and 24% by weight in order to obtain a good resistance to corrosion, which is at least equivalent to that obtained with the shades of the type 304 or 304L.
  • the nickel content of the grade is between 1 and 2.95% by weight, and is preferably less than or equal to 2.7, or even 2.5% by weight.
  • This austenite forming element is added in order to obtain good resistance properties to the formation of corrosion cavities. At levels of greater than 1% and preferably greater than 1.2% by weight, it has a favorable effect in combating the initiation of pitting corrosion. However, its content is limited because beyond 2.95% by weight, degradation of the resistance to the propagation of these pits is observed. Its addition also provides a good compromise resilience / ductility. It has the advantage of translating the transition curve from resilience to low temperatures, which is particularly advantageous for the manufacture of thick quarto plates for which the properties of resilience are important.
  • the nitrogen content of the grade is between 0.16 and 0.28%, which generally implies that nitrogen is added to the steel during processing.
  • This austenite forming element first makes it possible to obtain a two-phase ferrite + austenite duplex steel containing a proportion of austenite suitable for good resistance to stress corrosion, and also to obtain high mechanical characteristics for the metal. It still allows to have a good microstructural stability in the heat-affected zone of the welded zones. Its maximum content is limited because, beyond 0.28%, problems of solubility can be observed: formation of blisters during the solidification of slabs, blooms, ingots, moldings or welds.
  • the manganese content also austenite-forming element below 1150 ° C, is maintained below 2.0% by weight, and preferably below 1.5% by weight, because of the adverse effects of this element on many points.
  • the ferro-manganese additions normally used to make up the grade also contain significant levels of phosphorus, and also selenium, which are not desired to be introduced into the steel and which are difficult to remove when refining the shade. Manganese disrupts this refining by limiting the possibility of decarburization.
  • Molybdenum a ferrite-forming element
  • Molybdenum a ferrite-forming element
  • the contents of these two elements are such that the sum Mo + W / 2 is less than 0.50% by weight, preferably less than 0.4% by weight and particularly preferably less than 0.3%. in weight.
  • the present inventors have found that by keeping these two elements, as well as their sums, below the values indicated, there was no observing intermetallic precipitation embrittlement, which allows in particular to de-constrain the manufacturing process sheets or strips of steel by allowing air-cooling of the sheets and strips after heat treatment or hot work. In addition, they observed that by controlling these elements within the limits claimed, the weldability of the grade was improved.
  • Copper, austenite-forming element is present in a content of between 0.11 and between 0.15 and 0.40% by weight. This element improves the resistance to corrosion in a reducing acid medium. However, its content is limited to 0.50% by weight to avoid the formation of epsilon phases that it is desired to avoid, because they cause hardening of the ferritic phase and embrittlement of the duplex alloy.
  • the oxygen content is preferably limited to 0.010% by weight in order to improve its forging ability.
  • Boron is an optional element which may be added to the grade according to the invention in a content of between 0.0005% and 0.01% by weight, preferably between 0.0005% and 0.005% and more particularly preferably between 0.0005% and 0.003% by weight, in order to improve its heat conversion. In another embodiment, however, it is preferred to limit the boron content to less than 0.0005% by weight to limit the risks of cracking on welding and continuous casting.
  • Silicon a ferrite-forming element
  • Silicon is present in a content of less than 1.4% by weight.
  • Aluminum, a ferrite-forming element is present at a content of less than 0.05% by weight and preferably of between 0.005% and 0.040% by weight in order to obtain inclusions of calcium aluminates with a low melting point .
  • the maximum aluminum content is also limited in order to avoid excessive formation of aluminum nitrides. The action of these two elements silicon and aluminum is essentially to ensure good deoxidation of the steel bath during the preparation.
  • Cobalt an austenite forming element
  • Cobalt is maintained at a content of less than 0.5% by weight, and preferably less than 0.3% by weight. This element is a residual brought by the raw materials. It is limited particularly because of the handling problems it can pose after irradiation of parts in nuclear facilities.
  • the rare earths may be added to the composition in an amount of 0.1% by weight and preferably less than 0.06% by weight. These include cerium and lanthanum. We limit the contents in these elements as they are likely to form unwanted intermetallics.
  • Vanadium a ferrite-forming element
  • Vanadium may be added in the grade of up to 0.5% by weight and preferably less than 0.2% by weight in order to improve the cavernous corrosion resistance of the steel.
  • Niobium a ferrite-forming element
  • Niobium may be added in the grade of 0.3% by weight and preferably less than 0.050% by weight. It improves the tensile strength of the grade, thanks to the formation of fine niobium nitrides. Its content is limited to limit the formation of coarse niobium nitrides.
  • Titanium a ferrite-forming element
  • Titanium may be added in the grade of 0.1% by weight and preferably less than 0.02% by weight to limit the formation of titanium nitrides formed in the liquid steel in particular.
  • Calcium may also be added to the grade according to the invention to obtain a calcium content of less than 0.03% by weight, and preferably greater than 0.0002% or even greater than 0.0005% by weight, in order to master the nature of oxide inclusions and improve machinability.
  • the content of this element is limited because it is likely to form with sulfur calcium sulphides which degrade the properties of corrosion resistance.
  • the calcium content is limited to less than 0.0005% by weight and preferably less than 0.0002%.
  • the sulfur is maintained at a content of less than 0.010% by weight and preferably less than 0.003% by weight.
  • this element forms sulphides with manganese or calcium, sulphides whose presence is detrimental to the resistance to corrosion. It is considered an impurity.
  • Magnesium addition up to a final content of 0.1% can be made to modify the nature of the sulfides and oxides.
  • the selenium is preferably maintained at less than 0.005% by weight due to its corrosion.
  • This The element is usually added to the grade as impurities in ferro-manganese ingots.
  • Phosphorus is maintained at less than 0.040% by weight and is considered an impurity.
  • the rest of the composition consists of iron and impurities.
  • zirconium, tin, arsenic, lead or bismuth may be present in a content of less than 0.100% by weight and preferably less than 0.030% by weight to avoid welding problems.
  • the arsenic may be present in a content of less than 0.030% by weight and preferably less than 0.020% by weight.
  • the lead may be present in a content of less than 0.002% by weight and preferably less than 0.0010% by weight.
  • the bismuth may be present in a content of less than 0.0002% by weight and preferably less than 0.00005% by weight.
  • Zirconium may be present at 0.02%.
  • the microstructure of the steel according to the invention in the annealed state, is composed of austenite and ferrite, which are preferably, after treatment of 1 hour at 1000 ° C., in a proportion of 35 to 65% by weight. ferrite volume and more preferably from 35 to 55% by volume of ferrite.
  • the IF number must be between 40 and 70.
  • the microstructure does not contain other phases which would be harmful for its mechanical properties in particular, such as the sigma phase and other intermetallic phases.
  • some of the austenite may have been converted to martensite, depending on the effective deformation temperature and the amount of cold deformation applied.
  • the steel according to the invention can be prepared and manufactured in the form of hot-rolled sheets, also called quarto plates, but also in the form of hot-rolled strips, from slabs or ingots and also under Cold rolled strip form from hot rolled strip. It can also be hot rolled into bars or wire-machines or into profiles or forged; these products can then be hot-formed by forging or cold-formed into drawn bars or profiles or into drawn wires.
  • the steel according to the invention can also be used by molding followed or not by heat treatment.
  • This ingot, this slab or this bloom are generally obtained by melting the raw materials in an electric furnace, followed by a vacuum reflow of the AOD or VOD type with decarburization.
  • the grade can then be cast in the form of ingots, or in the form of slabs or blooms by continuous casting in a bottomless mold.
  • the ingot or slab or bloom After supplying the ingot or slab or bloom, it is optionally heated to reach a temperature between 1150 and 1280 ° C, but it is also possible to work directly on the slab that has just been continuously cast, in the hot casting.
  • the slab or the slab is then hot-rolled to obtain a so-called quarto sheet which generally has a thickness of between 5 and 100 mm.
  • the reduction rates generally used at this stage vary between 3 and 30%.
  • This sheet is then subjected to a heat treatment of resuspension of precipitates formed at this stage by reheating at a temperature between 900 and 1100 ° C, and then cooled.
  • the method according to the invention provides an air quenching cooling which is easier to implement than the cooling conventionally used for this type of shade, which is a faster cooling, using water. However, it remains possible to cool with water if desired.
  • This slow cooling, in air, is made possible thanks to the limited contents of nickel and molybdenum of the composition according to the invention which is not subject to the precipitation of intermetallic phases, harmful for its properties of use.
  • This cooling can in particular be carried out at speeds ranging from 0.1 to 2.7 ° C / s.
  • the quarto plate can be glued, cut and stripped, if it is desired to deliver it in this state.
  • This bare steel can also be rolled on a band train at thicknesses between 3 and 10 mm.
  • wire of diameter less than or equal to 13 mm When wire of diameter less than or equal to 13 mm has been manufactured, it can be cooled by quenching with water in turns spread on a conveyor after passing them on the conveyor in 2 to 5 minutes through a furnace. solution at a temperature between 850 ° C and 1100 ° C.
  • Subsequent heat treatment in the oven can be performed optionally on these bars or rings already treated in the hot rolling, if it is desired to complete the recrystallization of the structure and slightly lower the mechanical characteristics in traction.
  • An industrial casting according to the invention of 150 tons referenced 8768 was performed. This grade was developed by melting in the electric oven, then refined under vacuum with decarburization to reach the target carbon level. It was then continuously cast into slabs of section 220 x 1700 mm, then hot rolled after heating to 1200 ° C in so-called quarto plates of thickness 7, 12 and 20mm. The sheets thus obtained are then subjected to a heat treatment at about 1000 ° C. in order to put in solution the different precipitates present at this stage. At the end of the heat treatment, the sheets are cooled with water and then planed, cut and stripped.
  • compositions in percentages by weight of the different grades developed in the laboratory or in an industrial way are collated in Table 1, as well as those of different products or industrial semi-finished products made in electric furnace, AOD refining, ingot casting or continuous casting, mentioned for comparison.
  • the casting according to the invention No. 14441, has, below 1300 ° C., a ferrite content suitable for the hot conversion into a duplex structure.
  • a ferrite tensor suitable for resistance to stress corrosion.
  • the ferrite content was also measured by the grid method (according to ASTM E 562) on forged bars after heat treatment at 1030 ° C and on thermally affected areas of electrode deposited weld seams with constant energy. leading to cooling rates of 20 ° C / sec at 700 ° C.
  • the results (ferrite contents of base metal and heat-affected zone) are given in Table 3. It can be seen that the flows 14441 and 14604 according to the invention have a ferrite content in the base metal and in the affected zone. thermally favoring resistance to localized and stressed corrosion, as well as resilience (see Table 5).
  • the 14439 ingot has blistered and is unusable. To avoid this phenomenon during airflows at atmospheric pressure, it is therefore necessary to limit the nitrogen content of the castings according to the invention to less than 0.28% by weight.
  • the hot deformation capacity was evaluated using hot tensile tests carried out on specimens whose calibrated portion, 8 mm in diameter and 5 mm in length, is heated by Joule effect for 80 seconds at 1280. ° C, then cooled to 2 ° C per second until the test temperature varies between 900 and 1280 ° C. When this temperature is reached, the rapid pull is immediately triggered at a speed of 73 mm / s; after breaking, the necking diameter is measured at the fracture.
  • the tensile properties Re 0.2 and R m were determined according to the NFEN 10002-1 standard. The KV resilience was determined at different temperatures according to the NF EN 10045 standard. ⁇ b> Table 5 ⁇ / b> - Mechanical characteristics REF Product Re 0.2 (MPa) R m (MPa) KV 20 ° C (J) KV -50 ° C (J) 14441 * Forged bar 477 716 334 51 14604 * Forced bar 477 691 288 18 14382 Forged bar 436 664 > 339 339 14383 Forged bar 458 604 79 9 14660 Forged bar 493 701 293 31 304L LAC sheet 218 523 312 301 316L LAC sheet 232 537 307 298 UNS S32101 LAC sheet 466 720 101 60 UNS S32304 LAC sheet 438 663 268 153 8768 * LAC sheet 519 743 *: according to the invention LAKE: Hot rolled; Re 0.2 : yield strength at
  • the resilience values determined at 20 ° C. for the laboratory flows 14441 and 14604 and the industrial casting 8768, all three according to the invention, are all greater than 200 J which is satisfactory in view of the level of the limit of elasticity of these shades.
  • the resilience values at 20 ° C are less than 100 J. This confirms the need for a sufficient nitrogen addition for to obtain a satisfactory level of tenacity.
  • Corrosion resistance tests were carried out both on forged orator bars and on coupons taken from hot-rolled sheets from industrial castings.
  • the critical pitting temperature in medium ferric chloride (FeCl 3 6%) was also determined according to ASTM G48-00 method C.
  • the pitting resistance was determined in deaerated neutral medium at 0.86 Moles / liter NaCl, corresponding to 5% by weight NaCl, at 35 ° C.
  • a measurement of the abandonment potential for 900 seconds is carried out.
  • a potentiodynamic curve is plotted at a speed of 100 mV / min from the abandonment to the pitting potential.
  • the critical cavern temperature is the minimum temperature for which cavities greater than 25 ⁇ m
  • IRCL index of resistance to localized corrosion
  • SWIR Cr + 3 , 3 ⁇ MB + 16 ⁇ NOT + 2 , 6 ⁇ Or - 0 , 7 ⁇ mn (Cr, Mo, N, Ni and Mn contents in% by weight) gives a good account of the classification of the set of compositions containing less than 6% nickel in localized corrosion resistance (see Figures 3, 4 and 5 ).
  • Castings 14383 and 14660 outside the invention IRCL indices equal to 28.7 and 29.8, behave less well in corrosion than a steel type AISI 304L.
  • the steels according to the invention should preferably have an IRCL greater than 30.5 and preferably greater than 32.
  • Uniform corrosion was characterized by evaluating the loss of mass corrosion rate after immersion for 72 hours in a 2% sulfuric acid solution heated to 40 ° C.
  • E 3 pitting potential in neutral and chlorinated medium (NaCl 5%) at 35 ° C
  • CPT critical puncture temperature in ferric chloride medium
  • V uniform corrosion rate in sulfuric acid medium 2% at 40 ° C
  • the steel samples are polished under water with SiC papers until 1200, and then aged for 24 hours in the air.
  • the cyclic polarization test carried out in a chlorinated medium is carried out starting with a measurement of the abandoning potential for 15 minutes, followed by a cyclic dynamic polarization at 100 mV / min from the abandon potential to the potential for which the current reaches the intensity of 300 ⁇ A / cm 2 and the return to the potential for which the current is zero.

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Description

  • La présente invention est relative à un acier inoxydable duplex, plus particulièrement destiné à la fabrication d'éléments de structures pour des installations de production de matière (chimie, pétrochimie, papier, offshore) ou de production d'énergie, sans pour autant y être limité, ainsi qu'au procédé de fabrication d'une tôle, d'une bande, de barres, de fils, ou de profils de cet acier.
  • Cet acier peut plus généralement être utilisé en substitution d'un acier inoxydable de type 304L dans de nombreuses applications, par exemple, dans les industries précédentes ou dans l'industrie agro-alimentaire, incluant des pièces réalisées à partir de fils formés (grilles soudées,..) de profils (crépines..), des axes... On pourrait aussi réaliser des pièces moulées et des pièces forgées.
  • On connaît à cet effet les nuances d'acier inoxydable de type 304 et 304L dont la microstructure à l'état recuit est essentiellement austénitique; à l'état écroui à froid, ils peuvent contenir en outre une proportion variable de martensite. Ces aciers comportent cependant de fortes additions de nickel, dont le coût est généralement, prohibitif. En outre, ces nuances peuvent poser problème d'un point de vue technique pour certaines applications car elles ont des caractéristiques de traction faibles à l'état recuit, notamment en ce qui concerne la limite d'élasticité, et une résistance peu élevée à la corrosion sous contrainte.
  • On connaît aussi des aciers inoxydables austéno-ferritiques, qui sont composés principalement d'un mélange de ferrite et d'austénite, tels que les aciers 1.4362, 1.4655, 1.4477, 1.4462, 1.4507, 1.4410, 1.4501 et 1.4424 de la norme EP10088 , qui contiennent tous plus de 3,5% de nickel. Ces aciers sont particulièrement résistants à la corrosion et à la corrosion sous tension.
  • US 4 798 635 décrit un acier inoxydable duplex comprenant de l'austénite et 35 à 65% de ferrite et dont la composition contient C ≤ 0,06%, Si ≤ 1,5%, Mn ≤ 2,0%, Cr de 21,5 à 24,5%, Ni de 2,5% à 5,5%, Mo de 0,01% à 1,0%, Cu de 0,01 à 1,0%, N de 0,05% à 0,3%, le complément étant constitué de fer et d'impuretés inévitables.
  • JP 2005 105346 décrit un acier inoxydable duplex dont la composition contient C ≤ 0,03%, Si ≤ 2,0%, Mn ≤ 1,5%, P ≤ 0,04%, S s 0,008%, Cr de 20 à 27%, Ni de 4,0 à 10%, Mo de 2,5 à 5,5%, N de 0,15 à 0,35% N, Cu ≤ 1,0%, B de 0,001 à 0,01% fabriqué par laminage à chaud suivi d'un traitement thermique à 1050-1300°C et d'un refroidissement à une vitesse supérieure ou égale à 3K/s.
  • On connaît également des nuances d'acier inoxydables dites ferritiques ou ferrito - martensitiques, dont la microstructure est, pour une plage définie de traitements thermiques, composée de deux constituants, ferrite et martensite, de préférence dans un rapport de 50/50, telle la nuance 1.4017 de la norme EN10088. Ces nuances, à teneur en chrome généralement inférieure à 20%, présentent des caractéristiques mécaniques élevées en traction, mais ne présentent pas une résistance à la corrosion satisfaisante.
  • Par ailleurs, une simplification du procédé de fabrication des tôles, bandes, barres, fils ou profils d'acier, est également recherchée.
  • Le but de la présente invention est de remédier aux inconvénients des aciers et procédés de fabrication de l'art antérieur en mettant à disposition un acier inoxydable présentant de bonnes caractéristiques mécaniques et en particulier une limite d'élasticité en traction supérieure à 400 voire 450MPa à l'état recuit ou mis en solution, une résistance à la corrosion élevée et en particulier supérieure ou égale à celle du 304L, une bonne stabilité microstructurale et une bonne résilience des zones soudées, sans ajout d'éléments d'addition coûteux, ainsi qu'un procédé de fabrication de tôles, bandes, barres, fils, ou profils en cet acier qui soit de mise en oeuvre simplifiée.
  • A cet effet, l'invention a pour premier objet un acier inoxydable duplex, dont la composition est constituée de, en % en poids :
    C ≤ 0,05%
    21%≤ Cr≤ 25%
    1 % ≤ Ni ≤ 2,95%
    0,16 % ≤ N ≤ 0,28 %
    Mn ≤ 2,0 %
    Mo +W/2 ≤ 0,50 %
    Mo ≤ 0,45%
    W ≤ 0,15%
    Si ≤ 1,4%
    0,11% ≤ Cu ≤ 0,50%
    S ≤ 0,010 %
    P ≤ 0,040 %
    Co ≤ 0,5 %
    REM ≤ 0,1 %
    V ≤ 0,5 %
    Ti ≤ 0,1%
    Nb ≤ 0,3 %
    Mg ≤ 0,1 %
    Ca ≤ 0,03%
    le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration et la microstructure étant constituée d'austénite et de 35 à 65% de ferrite en volume, la composition respectant en outre les relations suivantes :
    40 ≤ IF ≤ 70 et de préférence 40 ≤ IF ≤ 60
    avec IF = 6 × % Cr + 1 , 32 × % Mo + 1 , 27 × % Si - 10 × % Ni + 24 × % C + 16 , 15 × % N + 0 , 5 × % Cu + 0 , 4 × % Mn - 6 , 17
    Figure imgb0001
    et
    IRCL ≥ 30,5 et de préférence ≥ 32 avec IRCL = % Cr + 3 , 3 × % Mo + 16 × % N + 2 , 6 × % Ni - 0 , 7 × % Mn
    Figure imgb0002
  • L'acier selon l'invention peut également comprendre les caractéristiques optionnelles suivantes, prises isolément ou en combinaison :
    • la proportion de ferrite est comprise entre 35 et 55% en volume,
    • la teneur en chrome est comprise entre 22 et 24% en poids,
    • la teneur en manganèse est inférieure à 1,5% en poids,
    • la teneur en molybdène est supérieure à 0,1 % en poids.
  • Un second objet de l'invention est constitué par un procédé d'une tôle, d'une bande ou d'une bobine laminée à chaud en acier selon l'invention, selon lequel :
    • on approvisionne un lingot ou une brame d'un acier de composition conforme à l'invention,
    • on lamine ledit lingot ou ladite brame à chaud, à une température comprise entre 1150 et 1280 °C pour obtenir une tôle, une bande ou une bobine.
  • Dans un mode de réalisation particulier, on lamine ledit lingot ou ladite brame à chaud, à une température comprise entre 1150 et 1280 °C pour obtenir une tôle dite quarto, puis on effectue un traitement thermique à une température comprise entre 900 et 1100°C, et on refroidit ladite tôle par trempe à l'air, à des vitesses allant de 0,1 à 2,7°C/s
  • Un troisième objet de l'invention est constitué par un procédé de fabrication d'une barre ou d'un fil laminés à chaud en acier selon l'invention, selon lequel :
    • on approvisionne un lingot ou un bloom de coulée continue d'un acier de composition l'invention,
    • on lamine à chaud ledit lingot ou ledit bloom, depuis une température comprise entre 1150 et 1280°C pour obtenir une barre que l'on refroidit à l'air ou une couronne de fil que l'on refroidit à l'eau,
    puis, facultativement :
    • on effectue un traitement thermique à une température comprise entre 900 et 1100°C, et
    • on refroidit ladite barre ou ladite couronne par trempe.
  • Dans un mode de réalisation particulier, on peut en outre effectuer un étirage à froid de ladite barre ou un tréfilage dudit fil, à l'issue du refroidissement.
  • L'invention couvre également un procédé de fabrication d'un profilé en acier, selon lequel on effectue un profilage à froid d'une barre laminée à chaud obtenue selon l'invention, ainsi qu'un procédé de fabrication d'une pièce forgée en acier, selon lequel on débite en lopins une barre laminée à chaud obtenue selon l'invention, puis on effectue un forgeage dudit lopin entre 1100°C et 1280°C.
  • L'invention couvre en outre différents produits pouvant être obtenus par les procédés selon l'invention ainsi que leurs utilisations, tels que :
    • les tôles d'acier laminée à chaud, dite quarto, et présentant une épaisseur comprise entre 5 et 100 mm, et les bandes et bobines, qui peuvent être utilisées pour la fabrication d'éléments de structures pour des installations de production de matière ou de production d'énergie, en particulier, pour des installations de productions de matière et d'énergie fonctionnant entre -100 et 300°C et de préférence entre -50 et 300°C,
    • les bandes d'acier laminées à froid pouvant être obtenues par laminage à froid d'une bobine laminée à chaud,
    • les barres laminées à chaud présentant un diamètre de 18mm à 250 mm et les barres étirées à froid présentant un diamètre de 4 mm à 60 mm, ces produits pouvant être utilisés pour la fabrication de pièces mécaniques telles que des pompes, des axes de vannes, des axes de moteurs et des raccords fonctionnant dans des milieux corrosifs,
    • les fils laminés à chaud présentant un diamètre de 4 à 30 mm et les fils tréfilés présentant un diamètre de 0,010 mm à 20 mm, ces produits pouvant être utilisés pour la fabrication d'assemblages formés à froid, pour l'industrie agro-alimentaire, l'extraction du pétrole et des minerais, ou pour la fabrication de tissus et tricots métalliques pour filtration de produits chimiques, de minerai ou de matières alimentaires.
    • les profilés,
    • les pièces forgées pouvant être utilisées pour la fabrication de brides ou de raccords,
    • les pièces moulées pouvant être obtenues par moulage d'un acier selon l'invention.
  • D'autres caractéristiques et avantages de l'invention apparaîtront à la lecture de la description qui va suivre, donnée uniquement à titre d'exemple.
  • L'acier inoxydable duplex selon l'invention comprend les teneurs définies ci-dessous.
  • La teneur en carbone de la nuance est inférieure ou égale à 0,05% et de préférence inférieure à 0,03% en poids. En effet, une teneur trop élevée en cet élément dégrade la résistance à la corrosion localisée en augmentant le risque de précipitation de carbures de chrome dans les zones affectées thermiquement des soudures.
  • La teneur en chrome de la nuance est comprise entre 21 et 25% en poids, de préférence entre 22 et 24% en poids afin d'obtenir une bonne résistance à la corrosion, qui soit au moins équivalente à celle obtenue avec les nuances de type 304 ou 304L.
  • La teneur en nickel de la nuance est comprise entre 1 et 2,95% en poids, et est de préférence inférieure ou égale à 2,7, voire à 2,5% en poids. Cet élément formateur d'austénite est ajouté afin d'obtenir de bonnes propriétés de résistance à la formation de cavernes de corrosion. A des teneurs supérieures à 1% et de préférence supérieures à 1,2% en poids, il a un effet favorable pour lutter contre l'initiation de la corrosion par piqûres. On limite cependant sa teneur car au-delà de 2,95% en poids, on observe une dégradation de la résistance à la propagation de ces piqûres. Son ajout permet également d'obtenir un bon compromis résilience /ductilité. Il présente en effet l'intérêt de translater la courbe de transition de la résilience vers les températures basses, ce qui est particulièrement avantageux pour la fabrication de tôles quarto épaisses pour lesquelles les propriétés de résilience sont importantes.
  • La teneur en nickel étant limitée, dans l'acier selon l'invention, on a trouvé qu'il convenait, pour obtenir une teneur en austénite appropriée après traitement thermique entre 900°C et 1100°C, d'ajouter d'autres éléments formateurs d'austénite en quantités inhabituellement élevées et de limiter les teneurs en éléments formateurs de ferrite.
  • La teneur en azote de la nuance est comprise entre 0,16 et 0,28%, ce qui implique généralement que l'azote soit ajouté dans l'acier lors de l'élaboration. Cet élément formateur d'austénite permet d'abord d'obtenir un acier duplex biphasé ferrite+austénite contenant une proportion d'austénite appropriée à une bonne résistance à la corrosion sous tension, et aussi d'obtenir des caractéristiques mécaniques élevées pour le métal. Il permet encore d'avoir une bonne stabilité microstructurale dans la zone affectée thermiquement des zones soudées. On limite sa teneur maximale car, au-delà de 0,28%, on peut observer des problèmes de solubilité : formation de soufflures lors de la solidification des brames, blooms, lingots, pièces moulées ou des soudures.
  • La teneur en manganèse, élément également formateur d'austénite en dessous de 1150°C, est maintenue inférieure à 2,0% en poids, et de préférence inférieure à 1,5% en poids, en raison des effets néfastes de cet élément sur de nombreux points. Ainsi, il pose des problèmes lors de l'élaboration et de l'affinage de la nuance, car il attaque certains réfractaires utilisées pour les poches, ce qui nécessite un remplacement plus fréquent de ces éléments coûteux et donc des interruptions plus fréquentes du procédé. Les apports de ferro-manganèse que l'on utilise normalement pour mettre à composition la nuance, contiennent en outre des teneurs notables en phosphore, et également en sélénium, dont on ne souhaite pas l'introduction dans l'acier et qui sont difficiles à retirer lors de l'affinage de la nuance. Le manganèse perturbe par ailleurs cet affinage en limitant la possibilité de décarburation. Il pose également problème plus en aval dans le p la résistance à la corrosion de la nuance en raison de la formation de sulfures de manganèse MnS, et d'inclusions oxydées. Cet élément était traditionnellement ajouté aux nuances que l'on souhaitait enrichir en azote, afin d'augmenter la solubilité de cet élément dans la nuance. Faute d'une teneur suffisante en manganèse, il n'était donc pas possible d'atteindre un tel niveau en azote dans l'acier. Les présents inventeurs ont cependant constaté qu'il était possible de limiter l'ajout du manganèse dans l'acier selon l'invention, tout en ajoutant suffisamment d'azote pour obtenir l'effet recherché sur l'équilibrage ferrite - austénite du métal de base et la stabilisation des zones affectées thermiquement des zones soudées.
  • Le molybdène, élément formateur de ferrite, est maintenu à une teneur inférieure à 0,45% en poids, de même que le tungstène est maintenu à une teneur inférieure à 0,15% en poids. Par ailleurs, les teneurs en ces deux éléments sont telles que la somme Mo+W/2 est inférieure à 0,50% en poids, de préférence inférieure à 0,4% en poids et de façon particulièrement préférée inférieure à 0,3% en poids. En effet, les présents inventeurs ont constaté qu'en maintenant ces deux éléments, ainsi que leurs sommes, sous les valeurs indiquées, on n'observait pas de précipitations d'intermétalliques fragilisants, ce qui permet notamment de dé-contraindre le procédé de fabrication des tôles ou bandes d'acier en autorisant un refroidissement à l'air des tôles et bandes après traitement thermique ou mise en oeuvre à chaud. En outre, ils ont observé qu'en contrôlant ces éléments dans les limites revendiquées, on améliorait l'aptitude au soudage de la nuance. On préfère cependant maintenir une teneur minimale de molybdène de 0,1% afin d'améliorer la forgeabilité à chaud de la nuance. En outre, l'élaboration d'une nuance présentant moins de 0,1% de molybdène supposerait de limiter grandement l'utilisation de ferrailles de recyclage pour cette nuance, ce qui pose des problèmes de mise en oeuvre, en obligeant en particulier à utiliser une charge à 100% constituée de ferro-alliages purs.
  • Le cuivre, élément formateur d'austénite, est présent en une teneur comprise entre 0,11 et ence compris entre 0,15 et 0,40% en poids. Cet élément améliore la résistance à la corrosion en milieu acide réducteur. On limite cependant sa teneur à 0,50% en poids pour éviter la formation de phases epsilon que l'on souhaite éviter, car elles provoquent durcissement de la phase ferritique et fragilisation de l'alliage duplex.
  • La teneur en oxygène est de préférence limitée à 0,010% en poids, afin d'améliorer son aptitude au forgeage.
  • Le bore est un élément optionnel qui peut être ajouté à la nuance selon l'invention en une teneur comprise entre 0,0005% et 0,01% en poids, de préférence entre 0,0005% et 0,005% et de façon plus particulièrement préférée entre 0,0005% et 0,003% en poids, afin d'améliorer sa transformation à chaud. Dans un autre mode de réalisation, on préfère cependant limiter la teneur en bore à moins de 0,0005% en poids pour limiter les risques de fissuration au soudage et en coulée continue.
  • Le silicium, élément formateur de ferrite, est présent en une teneur inférieure à 1,4 % en poids. L'aluminium, élément formateur de ferrite, est présent à une teneur inférieure à 0,05 % en poids et de préférence comprise entre 0,005 % et 0,040 % en poids afin d'obtenir des inclusions d'aluminates de calcium à bas point de fusion. On limite aussi la teneur maximale en aluminium afin d'éviter une formation excessive de nitrures d'aluminium. L'action de ces deux éléments silicium et aluminium est essentiellement d'assurer une bonne désoxydation du bain d'acier lors de l'élaboration.
  • Le cobalt, élément formateur d'austénite, est maintenu à une teneur inférieure à 0,5% en poids, et de préférence inférieure à 0,3% en poids. Cet élément est un résiduel apporté par les matières premières. On le limite notamment en raison des problèmes de manutention qu'il peut poser après irradiation des pièces dans des installations nucléaires.
  • Les terres rares (désignées par REM) peuvent être ajoutées dans la composition à hauteur de 0,1% en poids et de préférence inférieure à 0,06% en poids. On citera notamment le cérium et le lanthane. On limite les teneurs dans ces éléments car ils sont susceptibles de former des intermétalliques non souhaités.
  • Le vanadium, élément formateur de ferrite, peut être ajouté à la nuance à hauteur de 0,5% en poids et de préférence inférieure à 0,2% en poids, afin d'améliorer la tenue à la corrosion caverneuse de l'acier.
  • Le niobium, élément formateur de ferrite, peut être ajouté à la nuance à hauteur de 0,3% en poids et de préférence inférieure à 0,050% en poids. Il permet d'améliorer la résistance mécanique à la traction de la nuance, grâce à la formation de fins nitrures de niobium. On limite sa teneur pour limiter la formation de nitrures de niobium grossiers.
  • Le titane, élément formateur de ferrite, peut être ajouté à la nuance à hauteur de 0,1% en poids et de préférence inférieure à 0,02% en poids pour limiter la formation de nitrures de titane formés dans l'acier liquide notamment.
  • On pourra également ajouter à la nuance selon l'invention du calcium, pour obtenir une teneur en calcium inférieure à 0,03% en poids, et de préférence supérieure à 0,0002% voire supérieure à 0,0005 % en poids, afin de maitriser la nature des inclusions d'oxydes et d'améliorer l'usinabilité. On limite la teneur de cet élément car il est susceptible de former avec le soufre des sulfures de calcium qui dégradent les propriétés de résistance à la corrosion. Dans un mode de réalisation préféré, on limite la teneur en calcium à moins de 0,0005% en poids et de préférence à moins de 0,0002%.
  • Le soufre est maintenu à une teneur inférieure à 0,010% en poids et de préférence à une teneur inférieure à 0,003% en poids. Comme on l'a vu précédemment, cet élément forme des sulfures avec le manganèse ou le calcium, sulfures dont la présence est néfaste pour la résistance à la corrosion. Il est considéré comme une impureté.
  • Une addition de magnésium à concurrence d'une teneur finale de 0,1 % peut être faite pour modifier la nature des sulfures et des oxydes.
  • Le sélénium est de préférence maintenu à moins de 0,005% en poids en raison de son à la corrosion. Cet élément est en général apporté dans la nuance en tant qu'impuretés des lingots de ferro-manganèse.
  • Le phosphore est maintenu à une teneur inférieure à 0,040% en poids et est considéré comme une impureté.
  • Le reste de la composition est constitué de fer et d'impuretés. Outre celles déjà mentionnées plus haut, on citera également le zirconium, l'étain, l'arsenic, le plomb ou le bismuth. L'étain peut être présent en une teneur inférieure à 0,100% en poids et préférence inférieure à 0,030% en poids pour éviter les problèmes de soudage. L'arsenic peut être présent en une teneur inférieure à 0,030 % en poids et de préférence inférieure à 0,020% en poids Le plomb peut être présent en une teneur inférieure à 0,002% en poids et de préférence inférieure à 0,0010% en poids. Le bismuth peut être présent en une teneur inférieure à 0,0002% en poids et de préférence inférieure à 0,00005% en poids. Le zirconium peut être présent à concurrence de 0,02 %.
  • Par ailleurs, les présents inventeurs ont constaté que, lorsque les pourcentages en poids de chrome, molybdène, azote, nickel et manganèse respectent la relation ci-dessous, les nuances concernées présentent une bonne résistance à la corrosion localisée, c'est à dire à la formation de piqûres ou cavernes : IRCL = % Cr + 3 , 3 × % Mo + 16 × % N + 2 , 6 × % Ni - 0 , 7 × % Mn ≥ 30 , 5
    Figure imgb0003
  • La microstructure de l'acier selon l'invention, à l'état recuit, est composée d'austénite et de ferrite, qui sont de préférence, après traitement de 1 h à 1000°C, dans une proportion de 35 à 65% en volume de ferrite et de façon plus particulièrement préférée de 35 à 55% en volume de ferrite.
  • Les présents inventeurs ont aussi trouvé que la formule suivante rend convenablement compte de la teneur en ferrite à 1100°C : IF = 6 × % Cr + 1 , 32 × % Mo + 1 , 27 × % Si - 10 × % Ni + 24 × % C + 16 , 15 × % N + 0 , 5 × % Cu + 0 , 4 × % Mn - 6 , 17
    Figure imgb0004
  • Ainsi, pour obtenir une proportion de ferrite comprise entre 35 et 65% à 1100°C, l'indice IF doit être compris entre 40 et 70.
  • A l'état recuit, la microstructure ne contient pas d'autres phases qui seraient nocives pour ses propriétés mécaniques notamment, telles que la phase sigma et autres phases intermétalliques. A l'état écroui à froid, une partie de l'austénite peut avoir été convertie en martensite, en fonction de la température effective de déformation et de la quantité de déformation à froid appliquée.
  • D'une façon générale, l'acier selon l'invention peut être élaboré et fabriqué sous forme de tôles laminées à chaud, encore appelées tôles quarto, mais aussi sous forme de bandes laminées à chaud, à partir de brames ou lingots et également sous forme de bande laminées à froid à partir de bandes laminées à chaud. Il peut aussi être laminé à chaud en barres ou fils-machine ou en profils ou forgés ; ces produits peuvent être ensuite transformés à chaud par forgeage ou à froid en barres ou profils étirés ou en fils tréfilés. L'acier selon l'invention peut aussi être mis en oeuvre par moulage suivi ou non de traitement thermique.
  • Afin d'obtenir les meilleures performances possibles, on utilisera de préférence le procédé selon l'invention qui comprend tout d'abord l'approvisionnement d'un lingot, d'une brame ou d'un bloom d'acier ayant une composition conforme à l'invention.
  • Ce lingot, cette brame ou ce bloom sont généralement obtenus par fusion des matières premières dans un four électrique, suivi d'une refusion sous vide de type AOD ou VOD avec décarburation. On peut ensuite couler la nuance sous forme de lingots, ou sous forme de brames ou blooms par coulée continue dans une lingotière sans fond. On pourrait également envisager de couler la nuance directement sous forme de brames minces, en particulier par coulée continue entre cylindres contrarotatifs.
  • Après approvisionnement du lingot ou de la brame ou du bloom, on procède éventuellement à un réchauffage pour atteindre une température comprise entre 1150 et 1280 °C, mais il est aussi possible de travailler directement sur la brame venant d'être coulée en continu, dans la chaude de coulée.
  • Dans le cas de la fabrication de tôles, on lamine ensuite à chaud la brame ou le lingot pour obtenir une tôle dite quarto qui présente généralement une épaisseur comprise entre 5 et 100 mm. Les taux de réduction généralement employés à ce stade varient entre 3 et 30%. Cette tôle est ensuite soumise à un traitement thermique de remise en solution des précipités formés à ce stade par réchauffage à une température comprise entre 900 et 1100 °C, puis refroidie.
  • Le procédé selon l'invention prévoit un refroidissement par trempe à l'air qui est plus facile à mettre en oeuvre que le refroidissement classiquement utilisé pour ce type de nuance, qui est un refroidissement plus rapide, à l'aide d'eau. Il reste cependant possible de procéder à un refroidissement à l'eau si on le souhaite.
  • Ce refroidissement lent, à l'air, est notamment rendu possible grâce aux teneurs limitées en nickel et molybdène de la composition selon l'invention qui n'est pas sujette à la précipitation de phases intermétalliques, nocives pour ses propriétés d'usage. Ce refroidissement peut en particulier être effectué à des vitesses allant de 0,1 à 2,7°C/s.
  • A l'issue du laminage à chaud, la tôle quarto peut être planée, découpée et décapée, si on souhaite la livrer dans cet état.
  • On peut également laminer cet acier nu sur un train à bande à des épaisseurs comprises entre 3 et 10mm.
  • Dans le cas de la fabrication de produits longs à partir de lingots ou de blooms, on peut laminer à chaud en une seule chaude sur un laminoir multi-cages, en cylindres cannelés. à une température comprise entre 1150 et 1280°C, pour obtenir une barre ou une couronne de fil machine ou laminé. Le rapport de section entre le bloom initial et le produit final est de préférence supérieur à 3, de façon à assurer la santé interne du produit laminé.
  • Lorsque l'on a fabriqué une barre, celle-ci est refroidie en sortie de laminage par simple étalement à l'air.
  • Lorsque l'on a fabriqué du fil laminé de diamètre supérieur à 13 mm, celui-ci peut être refroidi, par trempe en couronne dans un bac d'eau en sortie de laminoir.
  • Lorsque l'on a fabriqué du fil de diamètre inférieur ou égal à 13 mm, on peut le refroidir par trempe à l'eau en spires étalées sur convoyeur après passage de celles-ci sur convoyeur en 2 à 5 mn à travers un four de mise en solution à température comprise entre 850°C et 1100°C.
  • Un traitement thermique ultérieur en four, entre 900°C et 1100°C, peut être pratiqué optionnellement sur ces barres ou couronnes déjà traitées dans la chaude de laminage, si l'on souhaite achever la recristallisation de la structure et abaisser légèrement les caractéristiques mécaniques en traction.
  • A l'issue du refroidissement de ces barres ou de ces couronnes de fils, on pourra procéder à différents traitements de mise en forme à chaud ou à froid, en fonction de l'usage final du produit. Ainsi, on pourra procéder à un étirage à froid des barres ou à un tréfilage des fils, à l'issue du refroidissement.
  • On pourra également profiler à froid les barres laminées à chaud, ou bien encore fabriquer des pièces après avoir débiter les barres en lopins et les avoir forgées.
  • Afin d'illustrer l'invention, des essais ont été réalisés et vont être décrits, notamment en référence aux figures 1 à 5 qui représentent :
    • Figure 1 : Corrélation entre % de ferrite après traitement à 1100°C et indice IF pour des produits bruts
    • Figure 2 : Ecart diamétral relatif Delta ∅ en fonction de la température de déformation
    • Figure 3 : Potentiels de piqûres E1 et E2 déterminés sur barreaux forgés en fonction de l'indice IRCL
    • Figure 4 : Vitesse de corrosion uniforme V déterminée sur barreaux forgés en fonction de l'indice IRCL
    • Figure 5 : Températures critiques CCT et CPT déterminées sur barreaux forgés en fonction de l'indice IRCL
    Exemples
  • Des lingots de laboratoire de 25 kg ont été réalisés par fusion par induction sous vide de matières premières et ferro-alliages purs, puis apport d'azote par addition de ferro-alliages nitrurés sous pression partielle d'azote et coulés en moule métallique sous pression externe de 0,8 bar d'azote. Parmi ceux-ci, seuls les essais 14441 et 14604 sont conformes à l'invention.
  • Une coulée industrielle selon l'invention de 150 tonnes référencée 8768 a été réalisée. Cette nuance a été élaborée par fusion au four électrique, puis affinée sous vide avec décarburation pour atteindre le niveau de carbone visé. Elle a ensuite été coulée en continu en brames de section 220 x 1700 mm, puis laminée à chaud après réchauffage à 1200°C en des tôles dites quarto d'épaisseur 7, 12 et 20mm. Les tôles ainsi obtenues sont ensuite soumises à un traitement thermique vers 1000°C afin de mettre en solution les différents précipités présents à ce stade. A l'issue du traitement thermique, les tôles sont refroidies à l'eau puis planées, découpées et décapées.
  • Les compositions en pourcentages en poids des différentes nuances élaborées en laboratoire ou de façon industrielle sont rassemblées dans le tableau 1, ainsi que celles de différents produits ou demi-produits industriels élaborés en four électrique, affinage à l'AOD, coulée en lingot ou en continu, mentionnés à titre de comparaison.
    Figure imgb0005
    Figure imgb0006
    • 1. Teneurs en ferrite 1.1 Teneurs en ferrite sur produits bruts
  • Sur des morceaux de 1 à 8 cm3 découpés dans ces coulées de laboratoire à l'état brut de coulée ou sur les produits industriels à l'état brut de coulée, on a réalisé en bain de sel, avec trempe à l'eau en fin de traitement, des traitements thermiques de 30 minutes à température variable, pour déterminer la proportion de ferrite à haute température. La ferrite étant magnétique, contrairement à l'austénite, aux carbures et nitrures éventuellement présents, on a utilisé une méthode de dosage par mesure de l'aimantation à saturation. Les teneurs en ferrite ainsi déterminées sont reportées au tableau 2 et reportées en figure 1.
  • Si on considère la figure 1, on constate une bonne corrélation entre l'indice IF et les teneurs en ferrite mesurées sur le métal de base après traitements à 1100°C.
  • On constate par ailleurs que la coulée selon l'invention, n° 14441, présente, en dessous de 1300°C, une teneur en ferrite appropriée à la transformation à chaud en structure duplex. En outre, après traitement dans le domaine de 950°C à 1100°C, elle présente une tenseur en ferrite appropriée à la résistance à la corrosion sous tension. Tableau 2
    Coulée 14382 14383 14441 14426 14422 14425 14424 140301 436002 517077 533054 150091
    Produit Lingot Lingot Lingot Lingot Lingot Lingot Lingot BCC BCC BCC BCC BCC
    Etat brut 55,6 50,5 52,6 50,3 25,4
    + 900°C 45,6 89,5 54,4 71,2 98,7 100 91,9 45 51,0 47,2 20,5
    + 950°C 48,7 87,1 51,7 71,1 98,8 99,6 94,6 42,8 48,9 46,1 25,4
    + 1000°C 50,9 90,0 54,5 71,8 99,4 99,4 93,4 50,8 42,1 50,7 46,0 28,8
    + 1050°C 55,7 81,0 53,0 77,8 98,6 99,1 78,8 54 44,2 54,6 48,3 33,7
    + 1100°C 60,8 84,6 55,5 82,0 99,0 87,4 75,4 58,6 47,6 59,4 51,3 36,1
    + 1150°C 65,2 88,6 59,0 88,1 98,9 75,6 78,1 64,6 52,7 66,7 57,9 41,1
    + 1200°C 76,6 94,2 64,0 95,4 98,8 78,4 71,6 59,3 75,5 64,8 46,7
    + 1250°C 92,3 98,1 67,7 100 99,2 81,0 86,2 81,5 67,4 86,0 73,2 55,1
    + 1300°C 95,2 97,7 72,6 99,4 98,7 85,9 93,5 100 78,3 99,0 85,0 66,4
    3CC = bloom de coulée continue
    • 1.2. Teneurs en ferrite sur produits finis
  • La teneur en ferrite a également été mesurée par la méthode de la grille (selon norme ASTM E 562) sur les barreaux forgés après traitement thermique à 1030°C et sur des zones affectées thermiquement de cordons de soudure déposés par électrode enrobée avec une énergie constante conduisant à des vitesses de refroidissement de 20°C/s à 700°C. Les résultats (teneurs en ferrite en métal de base et en zone affectée thermiquement) sont donnés dans le tableau 3. On constate que les coulées 14441 et 14604 selon l'invention présentent une teneur de ferrite dans le métal de base et dans la zone affectée thermiquement favorisant la résistance à la corrosion localisée et sous tension, ainsi que la résilience (cf. tableau 5). Tableau 3 - Teneurs en ferrite
    REF Produit α M.B. (%) α Z.A.T. (%)
    14441* Barreau forgé 48 70
    14604* Barreau forgé 54 65
    14382 Barreau forgé 49 80
    14383 Barreau forgé 79 88
    14660 Barreau forgé 48 72
    UNS S32101 Tôle LAC 45 67
    UNS S32304 Tôle LAC 47 75
    * : selon l'invention
    LAC : Laminée à chaud ;
    α M.B (%) : teneur en ferrite mesurée sur le métal de base
    α Z.A.T. : teneur en ferrite mesurée sur la zone affectée thermiquement
    • 2. Coulabilité
  • Le lingot 14439 a présenté des soufflures et est inutilisable. Pour éviter ce phénomène lors de coulées sous air à la pression atmosphérique, il s'avère donc nécessaire de limiter la teneur en azote des coulées selon l'invention à moins de 0,28 % en poids.
    • 3. Capacité de transformation à chaud
  • La capacité de déformation à chaud a été évaluée à l'aide d'essais de traction à chaud, réalisé sur des éprouvettes dont la partie calibrée, de diamètre 8 mm et de longueur 5 mm, est chauffée par effet Joule pendant 80 secondes à 1280°C, puis refroidie à 2°C par seconde jusqu'à la température d'essai qui varie entre 900 et 1280°C. Lorsque cette température est atteinte, on déclenche immédiatement la traction rapide, à la vitesse de 73 mm/s ; après rupture, on mesure le diamètre de striction au niveau de la rupture.
  • L'écart diamétral relatif (tableau 4), tel que défini ci-dessous, rend compte de la capacité de déformation à chaud : Delta Ø = 100 × 1 - diamètre final / diamètre initial
    Figure imgb0007
     Tableau 4 : écarts diamétraux relatifs (essais de traction à chaud)
    Température d'essai (°C) Delta ∅ (en %)
    coulée14382 coulée 14383 coulée 14441*
    1280 85,0 100,0 96,7
    1250 98,3 86,7
    1200 75,0 98,3 76,7
    1150 70,0 95,0 61,7
    1100 63,3 93,3 56,7
    1050 51,7 75,0 44,2
    1010 45,0
    1000 65,0 40,0
    980 36,7
    960 58,3
    950 35,8
    900 35,0 51,7 36,7
    * : selon l'invention
  • On constate à la lecture du tableau 4 et de la figure 2 qui en représente les données sous forme de courbes, que la coulée 14441 selon l'invention a une capacité de déformation à chaud comparable à celle de la coulée de référence comparative n° 14382.
    • 4. Propriétés mécaniques
  • Les propriétés de traction Re0,2 et Rm ont été déterminées selon la norme NFEN 10002-1. La résilience KV a été déterminée à différentes températures suivant la norme NF EN 10045. Tableau 5 - Caractéristiques mécaniques
    REF Produit Re0,2 (MPa) Rm (MPa) KV 20°C (J) KV -50°C (J)
    14441* Barreau forgé 477 716 334 51
    14604* Barreau forcé 477 691 288 18
    14382 Barreau forgé 436 664 > 339 339
    14383 Barreau forgé 458 604 79 9
    14660 Barreau forgé 493 701 293 31
    304L Tôle LAC 218 523 312 301
    316L Tôle LAC 232 537 307 298
    UNS S32101 Tôle LAC 466 720 101 60
    UNS S32304 Tôle LAC 438 663 268 153
    8768* Tôle LAC 519 743
    *: selon l'invention
    LAC : Laminée à chaud ;
    Re0,2 : limite d'élasticité à 0,2% de déformation
    Rm : résistance à la rupture.
  • Les résultats des coulées de laboratoire 14441 et 14604 et de la coulée industrielle 8768, toutes trois selon l'invention, montrent qu'une limite élastique supérieure à 450MPa, soit le double de celle obtenue pour des aciers austénitique de type AISI 304L, peut être obtenue.
  • Les valeurs de résilience déterminées à 20°C pour les coulées de laboratoire 14441 et 14604 et de la coulée industrielle 8768, toutes trois selon l'invention, sont toutes supérieures à 200 J ce qui est satisfaisant compte-tenu du niveau de la limite d'élasticité de ces nuances. Pour la coulée 14383 hors invention, à basse teneur en azote et à forte teneur en ferrite à l'état recuit, les valeurs de résilience à 20°C sont inférieures à 100 J. Ceci confirme la nécessité d'une addition suffisante en azote pour obtenir un niveau satisfaisant de ténacité.
    • 5. Tenue à la corrosion
  • Des essais de résistance à la corrosion ont été réalisés à la fois sur les barreaux forgées oratoire et sur des coupons prélevées sur des tôles laminées à chaud issues de coulées industrielles.
    • 5.1 Tenue à la corrosion localisée
  • La résistance à la corrosion par piqûres est évaluée par tracé des courbes intensités potentielles et détermination du potentiel de piqûre pour i =100µA/cm2. Ce paramètre a été mesuré dans un milieu neutre (pH = 6,4) fortement chloruré ([Cl-] = 30g/l) à 50°C (E1), représentatif des saumures rencontrées dans les installations de dessalement d'eau de mer, et dans un milieu légèrement acide (pH = 5,5) faiblement chloruré ([Cl-] = 250ppm) à température ambiante (E2), représentatif d'une eau potable. La température critique de piqûres en milieu chlorure ferrique (FeCl3 6%) à également été déterminée selon la norme ASTM G48-00 méthode C.
  • Dans une autre série d'essais, on a déterminé la résistance à la corrosion par piqûre en milieu neutre désaéré à 0,86 Moles / litre en NaCl, correspondant à 5% en poids en NaCl, à 35°C. Une mesure du potentiel d'abandon pendant 900 secondes est réalisée. Ensuite, une courbe potentio-dynamique est tracée à la vitesse de 100 mV/min à partir de l'abandon jusqu'au potentiel de piqûre. Le potentiel de piqûre (E3) est déterminé pour i=100 µA/cm2. On a testé, dans ces conditions, des échantillons selon l'invention, ainsi que des échantillons de référence en nuance 304L et en nuances duplex austéno-ferritiques type 1.4362 et autres.
  • La résistance à la corrosion caverneuse a été étudiée en mesurant la température critique de caverne dans le milieu neutre (pH = 6,4) fortement chloruré ([Cl-] = 30g/l). Le montage permettant de favoriser la corrosion caverneuse est conforme aux recommandations faites dans la norme ASTM G78-99. La température critique de caverne est la température minimale pour laquelle des cavernes d'une profondeur supérieure à 25 µm on
  • Les valeurs obtenues figurent dans le tableau 6. La comparaison entre les résultats obtenus sur la tôle en UNS S32304 et le barreau issu de la coulée 14382, tous deux de composition chimique similaire, indique que la résistance à la corrosion d'un barreau est plus faible que celle d'une tôle laminée à chaud de même composition.
  • Les présents inventeurs ont trouvé que l'indice de résistance à la corrosion localisée, c'est à dire formation de piqûres ou cavernes, abrégé par IRCL et défini par : IRCL = Cr + 3 , 3 × Mo + 16 × N + 2 , 6 × Ni - 0 , 7 × Mn
    Figure imgb0008
    (teneurs en Cr, Mo, N , Ni et Mn en % en poids)
    rend bien compte du classement de l'ensemble de compositions à moins de 6% de nickel en tenue à la corrosion localisée (voir figures 3, 4 et 5).
  • Les coulées 14383 et 14660 hors invention, d'indices IRCL égal à 28,7 et 29,8, se comportent moins bien en corrosion qu'un acier de type AISI 304L. Les coulées 14604 et 14441, selon l'invention, d'IRCL 30,9 et 33, se comportent au moins aussi bien que l'acier de type 304L. Pour obtenir une tenue à la corrosion au moins égale à celle de la nuance AISI 304L, nous avons trouvé que les aciers selon l'invention doivent avoir de préférence un IRCL supérieur à 30,5 et de préférence supérieur à 32.
    • 5.2 Tenue à la corrosion uniforme
  • La corrosion uniforme a été caractérisée en évaluant la vitesse de corrosion par perte de masse après immersion 72 heures dans une solution d'acide sulfurique 2% portée à 40°C.
  • La comparaison des vitesses de corrosion pour les coulées expérimentales à 2,5%Ni et 0,2%N (14441, selon l'invention, et 14660, hors invention) montre également l'effet négatif d'un teneur élevée en Mn sur la résistance à la corrosion uniforme en milieu sulfurique. Tableau 6 - Données de résistance à la corrosion localisée et uniforme
    REF Produit IRCL E1 (V/ECS) E2 (V/ECS) E3 (V/ECS) CPT (°C) CCT (°C) V (mm/an)
    14441* Barreau forgé 33,0 0,165 1,058 0,320 7,5 50 0,73
    14604* Barreau forgé 30,9 0,159 0,802 5 45 1,8
    14382 Barreau forgé 35,8 0,302 1,323 0,420 15 60 0,24
    14383 Barreau forgé 28,7 0,049 0,595 0,050 0 35 4,95
    14660 Barreau forgé 29,8 0,094 0,707 7,5 45 1,11
    304L Tôle LAC NA 0,188 0,834 0,210 5 65
    316L Tôle LAC NA 0,266 0,865 7,5 75
    UNS S32101 Tôle LAC 26,4 0,163 0,855 12,5
    UNS S32304 Tôle LAC 35,7 0,413 1,3301 17,5 95
    517077 Barre laminée 34,6 0,415
    140301 Barre laminée 47,1 1,2001
    8768* Tôle LAC 33,1 0,227 1,2731
    * : selon l'invention
    1 : potentiel d'oxydation du solvant, pas de piqûre observée
    LAC : laminée à chaud ; NA : non applicable
    E1 : potentiel de piqûre en milieu neutre (pH = 6,4) et fortement chloruré (30g/l de Cl-) à 50°C
    E2 : potentiel de piqûre en milieu légèrement acide (pH = 5,5) et faiblement chloruré (250ppm de Cl-) à 25°C
    E3 : potentiel de piqûre en milieu neutre et chloruré (NaCl 5%) à 35°C CPT : température critique de piqûre en milieu chlorure ferrique
    CCT: température critique de caverne en milieu neutre (pH = 6,4) et fortement chloruré (30g/l de Cl-)
    V: vitesse de corrosion uniforme en milieu acide sulfurique 2% à 40°C
    • 5.3 Potentiel de repassivation
  • Les échantillons d'acier sont polis sous eau à l'aide de papiers SiC jusqu'au 1200, puis vieillis 24 heures à l'air.
  • L'essai de polarisation cyclique réalisé en milieu chloruré est réalisé en commençant par une mesure du potentiel d'abandon pendant 15 mn, suivi d'une polarisation dynamique cyclique à 100mV/mn à partir du potentiel d'abandon jusqu'au potentiel pour lequel le courant atteint l'intensité de 300µA/cm2 et le retour jusqu'au potentiel pour lequel le courant est nul.
  • On détermine ainsi les valeurs des potentiels de piqûre (Vpit) et des potentiels de repassivation (Vrepassivation) des piqûres précédemment formées. Les résultats obtenus sont rassemblés dans le tableau 7. Tableau 7 - Repassivation en fonction du taux de nickel
    Coulée % Ni Vpit - Vrepassivation (mV/ECS)
    14382 4,5 460
    14441 2,5 361
    14383 1,5 227
  • D'après les tests de potentiels de repassivation en milieu NaCl, plus le taux de nickel est fort, plus l'écart entre le potentiel de piqûre et le potentiel de repassivation est élevée, ce qui montre que le nickel n'est pas bénéfique à la repassivation d'une nuance selon l'invention ayant précédemment subi une attaque par piqûre.

Claims (13)

  1. Acier inoxydable duplex, dont la composition est constituée de, en % en poids: C ≤ 0,05 % 21% ≤ Cr ≤ 25% 1 % ≤ Ni ≤ 2,95% 0,16 % ≤ N ≤ 0,28 % Mn ≤ 2,0 % Mo +W/2 ≤ 0,50 % Mo ≤ 0,45% W ≤ 0,15% Si ≤ 1,4% Al ≤ 0,05 % 0,11% ≤ Cu ≤ 0,50% S ≤ 0,010 % P ≤ 0,040 % Co ≤ 0,5 % REM ≤ 0,1 % V ≤ 0,5 % Ti ≤ 0,1 % Nb ≤ 0,3 % Mg ≤ 0,1 % Ca ≤ 0,003 %
    le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration et la microstructure étant constituée d'austénite et de 35 à 65% de ferrite en volume, ladite composition respectant en outre les relations suivantes :
    40 ≤ IF ≤ 70
    avec IF = 6 × % Cr + 1 , 32 × % Mo + 1 , 27 × % Si - 10 × % Ni + 24 × % C + 16 , 15 × % N + 0 , 5 × % Cu + 0 , 4 × % Mn - 6 , 17
    Figure imgb0009
    et
    IRCL ≥ 30,5
    avec
    IRCL = %Cr +3,3 x %Mo +16 x %N + 2,6 x %Ni - 0,7 x %Mn
  2. Acier selon la revendication 1, caractérisé en outre en ce que :
    IRCL ≥ 32.
  3. Acier selon les revendications 1 ou 2, caractérisé en outre en ce que la proportion de ferrite est comprise entre 35 et 55% en volume.
  4. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 3, caractérisé en outre en ce que
    40 ≤ IF ≤ 60
  5. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 4, caractérisé en outre en ce que la teneur en chrome est comprise entre 22 et 24% en poids.
  6. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 5, caractérisé en outre en ce que la teneur en manganèse est inférieure à 1,5% en poids.
  7. Acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 6, caractérisé en outre en ce que la teneur en molybdène est supérieure à 0,1% en poids.
  8. Procédé de fabrication d'une tôle, d'une bande ou d'une bobine laminée à chaud en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, selon lequel :
    - on approvisionne un lingot ou une brame d'un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 7
    - on lamine ledit lingot ou ladite brame à chaud, à une température comprise entre 1150 et 1280 °C pour obtenir une tôle, une bande ou une bobine.
  9. Procédé de fabrication d'une tôle laminée à chaud en acier selon la revendication 8, selon lequel :
    - on lamine ledit lingot ou ladite brame à chaud, à une température comprise entre 1150 et 1280 °C pour obtenir une tôle dite quarto, puis
    - on effectue un traitement thermique à une température comprise entre 900 et 1100°C, et
    - on refroidit ladite tôle par trempe à l'air à des vitesses allant de 0,1 à 2,7°C/s.
  10. Procédé de fabrication d'une barre ou d'un fil laminés à chaud en acier selon l'une quelconque des revendications 1 à 7, selon lequel :
    - on approvisionne un lingot ou un bloom de coulée continue d'un acier de composition selon l'une quelconque des revendications 1 à 7,
    - on lamine à chaud ledit lingot ou ledit bloom, depuis une température comprise entre 1150 et 1280°C pour obtenir une barre que l'on refroidit à l'air ou une couronne de fil que l'ont refroidit à l'eau,
    puis, facultativement:
    - on effectue un traitement thermique à une température comprise entre 900 et 1100°C, et
    - on refroidit ladite barre ou ladite couronne par trempe.
  11. Procédé de fabrication selon la revendication 10, selon lequel on effectue un étirage à froid de ladite barre ou un tréfilage dudit fil, à l'issue du refroidissement
  12. Procédé de fabrication d'un profilé en acier, selon lequel on effectue un profilage à froid d'une barre laminée à chaud obtenue par le procédé selon la revendication 10.
  13. Procédé de fabrication d'une pièce forgée en acier, selon lequel on débite en lopins une barre laminée à chaud obtenue par le procédé selon la revendication 10, puis on effectue un forgeage dudit lopin entre 1100°C et 1280°C.
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Families Citing this family (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI394848B (zh) * 2007-10-10 2013-05-01 Nippon Steel & Sumikin Sst 雙相不銹鋼線材、鋼線及螺釘以及其製造方法
JP5337473B2 (ja) * 2008-02-05 2013-11-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング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板およびその製造方法
SE534779C2 (sv) * 2010-03-03 2011-12-20 Sandvik Intellectual Property Metod för att tillverka en trådprodukt av rostfritt stål
FI122657B (fi) 2010-04-29 2012-05-15 Outokumpu Oy Menetelmä korkean muokattavuuden omaavan ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
KR20120132691A (ko) 2010-04-29 2012-12-07 오또꿈뿌 오와이제이 높은 성형성을 구비하는 페라이트-오스테나이트계 스테인리스 강의 제조 및 사용 방법
WO2012004464A1 (fr) 2010-07-07 2012-01-12 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Acier inoxydable austéno-ferritique à usinabilité améliorée
CN102002646A (zh) * 2010-10-12 2011-04-06 西安建筑科技大学 具有高力学性能和优良耐腐蚀性能的经济双相不锈钢
KR101256522B1 (ko) * 2010-12-28 2013-04-22 주식회사 포스코 슈퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부의 열처리 방법
WO2012102330A1 (fr) * 2011-01-27 2012-08-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 Matériau d'acier inoxydable duplex laminé à chaud à faible teneur en éléments d'alliage, tôle d'acier plaqué ayant de l'acier inoxydable duplex en tant que matériau de conjugaison pour celui-ci, et procédé de production pour celui-ci
JP5406230B2 (ja) * 2011-01-27 2014-02-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 合金元素節減型二相ステンレス熱延鋼材およびその製造方法
JP5406233B2 (ja) * 2011-03-02 2014-02-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 二相ステンレス鋼を合わせ材とするクラッド鋼板およびその製造方法
TWI450973B (zh) * 2011-05-19 2014-09-01 China Steel Corp 煉鋼製程
KR20130034349A (ko) * 2011-09-28 2013-04-05 주식회사 포스코 내식성 및 열간가공성이 우수한 저합금 듀플렉스 스테인리스강
KR101312783B1 (ko) * 2011-09-28 2013-09-27 주식회사 포스코 충격인성 및 코일 형상이 우수한 슈퍼 듀플렉스 스테인리스강의 연속소둔방법
TWI460293B (zh) * 2011-10-21 2014-11-11 Nippon Steel & Sumikin Sst 雙相不銹鋼、雙相不銹鋼鑄片、及雙相不銹鋼鋼材
RU2469106C1 (ru) * 2011-11-07 2012-12-10 Открытое акционерное общество "Металлургический завод имени А.К. Серова" Круглый сортовой прокат из борсодержащей стали повышенной прокаливаемости
DE102012100908A1 (de) 2012-02-03 2013-08-08 Klaus Kuhn Edelstahlgiesserei Gmbh Duplexstahl mit verbesserter Kerbschlagzähigkeit und Zerspanbarkeit
DE102012006941B4 (de) * 2012-03-30 2013-10-17 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus Stahl durch Warmumformen
UA111115C2 (uk) 2012-04-02 2016-03-25 Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. Рентабельна феритна нержавіюча сталь
CN102649222B (zh) * 2012-05-31 2014-01-29 浙江振兴石化机械有限公司 一种利用17-4ph不锈钢加工细长轴的方法
KR101554771B1 (ko) 2012-12-20 2015-09-21 주식회사 포스코 고연성 린 듀플렉스 스테인리스강.
KR101454517B1 (ko) 2012-12-24 2014-10-23 주식회사 포스코 린 듀플렉스 스테인리스강 및 그의 제조방법
CN103639650B (zh) * 2013-11-21 2016-01-06 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种高屈服度无粘接预应力钢棒的制造方法
WO2015074802A1 (fr) * 2013-11-25 2015-05-28 Exxonmobil Chemical Patents Inc. Acier inoxydable duplex pauvre utilisé en tant que matériau de construction
WO2015102050A1 (fr) 2014-01-06 2015-07-09 新日鐵住金株式会社 Matériau en acier et son procédé de production
EP3093359A4 (fr) * 2014-01-06 2017-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Élément formé à chaud et son procédé de fabrication
RU2562719C1 (ru) * 2014-04-29 2015-09-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Прокат круглого поперечного сечения для изготовления высокопрочного крепежа
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
CN104451447B (zh) * 2014-12-10 2016-10-19 无锡鑫常钢管有限责任公司 一种奥氏体不锈钢管及生产工艺
US20180066331A1 (en) * 2015-04-10 2018-03-08 Sandvik Intellectual Property Ab Method of producing a tube of a duplex stainless steel
CN104818431A (zh) * 2015-04-23 2015-08-05 苏州劲元油压机械有限公司 一种耐650℃高温节流阀的铸造工艺
CN105256254B (zh) * 2015-10-30 2017-02-01 河北五维航电科技有限公司 一种用于co2气提法制备尿素的气提管材料的制备方法
WO2017105943A1 (fr) 2015-12-14 2017-06-22 Swagelok Company Pièces forgées en acier inoxydable fortement allié sans hypertrempe
KR20170075034A (ko) * 2015-12-21 2017-07-03 주식회사 포스코 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법
MX2018009784A (es) * 2016-03-24 2018-09-10 Nisshin Steel Co Ltd Lamina de acero inoxidable ferritico que contiene ti que tiene buena dureza, y reborde.
JP6727055B2 (ja) * 2016-07-25 2020-07-22 日鉄ステンレス株式会社 厚手電磁調理器用二相ステンレス鋼
JP6437062B2 (ja) * 2016-08-10 2018-12-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 クラッド鋼用二相ステンレス鋼及びクラッド鋼
JP6895864B2 (ja) * 2016-10-06 2021-06-30 日鉄ステンレス株式会社 せん断加工面の耐食性に優れた二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼板及び二相ステンレス線状鋼材
WO2018122947A1 (fr) * 2016-12-27 2018-07-05 本田技研工業株式会社 Acier inoxydable
WO2018135554A1 (fr) 2017-01-23 2018-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 Plaque d'acier inoxydable duplex ferritique/austénitique
CN108754081B (zh) * 2018-06-19 2020-04-14 鹰普（中国）有限公司 一种双相不锈钢的热处理工艺方法
TWI703220B (zh) * 2020-01-06 2020-09-01 中國鋼鐵股份有限公司 汽車用鋼及其製造方法
CN112538593B (zh) * 2020-11-09 2022-06-10 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 一种控制表面波纹度的热镀锌if钢板生产方法
CN113584390B (zh) * 2021-08-03 2022-05-13 宝武杰富意特殊钢有限公司 一种高强螺栓用圆钢及其制备方法
CN115125378A (zh) * 2022-06-20 2022-09-30 江苏康瑞新材料科技股份有限公司 高强度低磁导率棒材加工方法
CN114932146A (zh) * 2022-06-30 2022-08-23 浙江青山钢铁有限公司 一种超级双相不锈钢线材的轧制方法
CN115430996A (zh) * 2022-09-20 2022-12-06 苏州雷格姆海洋石油设备科技有限公司 海上fpso关键零部件大型锻造双相不锈钢特殊管件制备方法
CN116516252B (zh) * 2023-04-28 2024-03-19 鞍钢股份有限公司 1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢及其制备方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2404567A1 (fr) 1977-10-03 1979-04-27 Impression Cartonnage Ste Pari Emballage en carton revetu de matiere synthetique
US4331474A (en) * 1980-09-24 1982-05-25 Armco Inc. Ferritic stainless steel having toughness and weldability
SE451465B (sv) * 1984-03-30 1987-10-12 Sandvik Steel Ab Ferrit-austenitiskt rostfritt stal mikrolegerat med molybden och koppar och anvendning av stalet
JPH01165750A (ja) * 1987-12-23 1989-06-29 Kawasaki Steel Corp 高耐食性二相ステンレス鋳鋼
WO1996018751A1 (fr) * 1994-12-16 1996-06-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Acier inoxydable duplex presentant une remarquable resistance a la corrosion
JP3750202B2 (ja) * 1996-02-21 2006-03-01 日本精工株式会社 転がり軸受
RU2215815C1 (ru) * 2002-11-18 2003-11-10 Закрытое акционерное общество "Ижевский опытно-механический завод" Коррозионно-стойкая сталь
US7470333B2 (en) * 2003-05-06 2008-12-30 Nippon Steel Corp. Non-oriented electrical steel sheet excellent in core loss and manufacturing method thereof
JP2005105346A (ja) * 2003-09-30 2005-04-21 Nippon Steel Corp 耐食性・靭性の優れた二相ステンレス鋼の製造方法
RU2243286C1 (ru) * 2003-11-28 2004-12-27 Закрытое акционерное общество "Ижевский опытно-механический завод" Высокопрочная нержавеющая сталь
KR100957664B1 (ko) * 2004-01-29 2010-05-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 오스테나이트·페라이트계 스테인레스 강판
RU2270268C1 (ru) * 2005-02-01 2006-02-20 Закрытое акционерное общество "Ижевский опытно-механический завод" Коррозионно-стойкая сталь и изделие из нее
RU2693990C1 (ru) * 2005-02-01 2019-07-08 Акционерное общество "Ижевский опытно-механический завод" Сталь, изделие из стали и способ его изготовления

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