JP2020509225A - 極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材および製造方法 - Google Patents

極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材および製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2020509225A
JP2020509225A JP2019541241A JP2019541241A JP2020509225A JP 2020509225 A JP2020509225 A JP 2020509225A JP 2019541241 A JP2019541241 A JP 2019541241A JP 2019541241 A JP2019541241 A JP 2019541241A JP 2020509225 A JP2020509225 A JP 2020509225A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel
nitrogen
temperature range
concentration
ingot
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Pending
Application number
JP2019541241A
Other languages
English (en)
Inventor
ルドルフォヴィチ フィローノフ，ミハイル
ルドルフォヴィチ フィローノフ，ミハイル
エフゲーネヴィチ バジェーノフ，ヴィアチェスラフ
エフゲーネヴィチ バジェーノフ，ヴィアチェスラフ
ゲオルギエヴィチ グレボフ，アレクサンドル
ゲオルギエヴィチ グレボフ，アレクサンドル
ミハイロヴナ カプトゥキナ，リュドミラ
ミハイロヴナ カプトゥキナ，リュドミラ
エフィモヴィチ カプトゥキン，ドゥミトリー
エフィモヴィチ カプトゥキン，ドゥミトリー
エデルベルトヴィチ キンドプ，ウラディーミル
エデルベルトヴィチ キンドプ，ウラディーミル
グリゴリエヴィチ スヴィヤツィン，アナトリー
グリゴリエヴィチ スヴィヤツィン，アナトリー
ウラディミロヴナ スマリジナ，インガ
ウラディミロヴナ スマリジナ，インガ
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
NATIONAL UNIVERSITY OF SCIENCE AND TECHNOLOGY "MISIS"
Original Assignee
NATIONAL UNIVERSITY OF SCIENCE AND TECHNOLOGY "MISIS"
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 NATIONAL UNIVERSITY OF SCIENCE AND TECHNOLOGY "MISIS" filed Critical NATIONAL UNIVERSITY OF SCIENCE AND TECHNOLOGY "MISIS"
Publication of JP2020509225A publication Critical patent/JP2020509225A/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本発明は冶金に関する。極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材は、重量％で以下の元素比を有する。Ｃ：０．０５〜０．０７、Ｃｒ：１８．０〜２０．０、Ｎｉ：５．０〜７．０、Ｍｎ：９．０〜１１．０、Ｍｏ：１．８〜２．２、Ｓｉ：０．２５〜０．３５、Ｎ：０．３０〜０．３８、Ｃｕ：０．６〜１．４、Ｂ：０．００５〜０．０１５、Ａｌ：０．０１５〜０．０３５、Ｓ：≦０．００２５、Ｐ：≦０．０１５、Ｓｎ：≦０．００５、Ｐｂ：≦０．００５、Ｂｉ：≦０．００５、Ａｓ：≦０．００５、Ｆｅ：残部。上記構造用鋼材の熱変形加工方法は、鋼材インゴットを加熱する工程と、少なくとも５０％の総歪み率で１２４０〜１０５０℃の温度範囲においてインゴットをワークピースに変形する工程と、上記ワークピースを空冷する工程と、少なくとも４０％の総圧縮率で１１８０〜１０８０℃の温度範囲において、得られた板に歪みを与える工程と、１１５０〜１０８０℃の温度範囲において３０〜８０％の総圧縮率で２〜３回最終歪みを与え、最終圧延温度を１０５０〜１０８０℃とし、２０〜１００℃／秒の速度で室温に急冷する工程と、を含む。

Description

本発明は、既定の比率で合金元素と不純物元素とを有する鉄をベースとして含む構造用鋼材の冶金に関する。本発明は、産業の様々な分野において、より具体的には、液化ガスの輸送に使用される極低温用高強度溶接構造の製造に使用され得る。
ステンレスのオーステナイト系鋼材が知られている（RU 2102522 C1、公開日１９９８年１月２０日）。既知のステンレスは、炭素、クロム、ニッケル、マンガン、窒素、ケイ素、バナジウム、銅、モリブデン、セリウム、セレン、および鉄を、以下の重量率（重量％）で含む。炭素：０．０１〜０．０６、クロム：１８〜２２、ニッケル：１５〜１８、マンガン：２〜１０、窒素：０．２〜０．５、ケイ素：０．０１〜０．４５、バナジウム：０．１〜０．５、銅：０．１〜１．５、モリブデン：０．１〜２．５、セリウム：０．００５〜０．２５、セレン：０．０５〜０．２５、残部として鉄。マンガン濃度が５％未満であるときは窒素濃度が約０．３％であり、マンガン濃度が５％超のときは窒素濃度が０．４〜０．５％である。
上記既知のオーステナイト系鋼材は、複数の技術的特性と機械的特性および安定したオーステナイト組織を有し、極低温用機械および装置の高負荷部品の製造に使用され得る。
上記既知のオーステナイト系鋼材は、以下の欠点を有する。
この鋼材は、ニッケル（１８％以下）およびモリブデン（２．５％以下）等の高価な元素の濃度が高いために経済的ではない。例えば、この鋼材のニッケル含有量は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼材の１９〜１０％よりも高い。オーステナイト組織の安定化には、現在、マンガンおよび窒素が用いられている。特許請求の範囲に記載された元素含有量の範囲を有する多くの鋼材組成物は、実現可能ではない。例えば、この鋼材中のマンガン含有量が５％より高い場合、窒素含有量は０．４〜０．５％で許容される。実際、銅含有量が１．０％を超え、マンガン含有量が１０％未満の場合、窒素含有量は特許請求の範囲に記載された範囲よりも低くなければならず、さもなければ、窒素含有量が０．４〜０．５％のインゴットの凝固中に気泡が形成される。
本発明の第１の課題のプロトタイプは、高強度耐食性非磁性鋼材である（RU 2392348 C2、公開日２０１０年６月２０日）。この鋼材は、以下の組成（重量％）を有する。０．０２〜０．０６：炭素、０．１０〜０．６０：ケイ素、９．５〜１２．５：マンガン、１９．０〜２１．０：クロム、４．５〜７．５：ニッケル、１．２〜２．０：モリブデン、０．０８〜０．２２：バナジウム、０．００５〜０．０１０：カルシウム、０．００５〜０．０１０：ナトリウム、０．０５〜０．１５：ニオブ、０．０００５〜０．００１：マグネシウム、０．４０〜０．６０：窒素、０．００５〜０．０１：アルミニウム、バランスである鉄および不純物。この鋼材中の上記不純物は、以下の通りである（重量％）。０．００３〜０．０１２：硫黄、０．００４〜０．０２５：リン、０．０００２〜０．００５：鉛、０．０００２〜０．００５：ビスマス、０．０００２〜０．００５：スズ、０．０００２〜０．００５：ヒ素、０．０５〜０．２：銅。
この鋼材の欠点は、以下の通りである。
この鋼材は、γ相およびδ相の形成と共に結晶化する。上記発明の化学組成物中にＣｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖ、ＮｂおよびＭｏ等の多数の主要元素の組み合わせが利用可能である。しかしながら、従来技術を使用して、特許請求の範囲に記載される窒素濃度を得ることはできない。なぜなら、化学組成の組み合わせにおける鋼材中の示唆される窒素含有量０．４０〜０．６０％は、溶融温度において金属中の窒素の標準溶解度を超えるからである。また、液体金属中に導入することができる窒素量は、凝固中に析出するγ相およびδ相中の窒素の溶解度を超えるからである。それゆえ、過剰の窒素が気相を形成し、インゴット中に気泡および孔が形成される。さらに、活性元素Ｖ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｃａ、ＭｇおよびＮａを特許請求の範囲に記載された比率で鋼材中に同時に存在させることは複雑な技術的課題であり、工業生産の場合には不可能である。これらの元素のオフ分析および金属製品の完成品の特性の脱落は、これらのパラメータがこれらの元素の濃度および比率に依存する場合、実際に避けられないであろう。
本発明の第２の課題のプロトタイプは、上述の高強度耐食性非磁性鋼材の熱変形加工方法である（RU 2392348 C2、公開日２０１０年６月２０日）。
高強度耐食性非磁性鋼材の熱変形加工方法は、インゴットの加熱、４０〜９４％の総歪み率で１２４０〜１０００℃の温度範囲においてインゴットを板に変形し、表面の品質制御および洗浄のための板の空冷、１２４０〜１０００℃の温度範囲において得られた板の変形、４５〜６５％の最終総歪み率を一度に１０〜１４％とし、板厚よりも２．５〜３．５倍薄い厚さであるシート形状にする処理、シートを１０００〜９５０℃に空冷し、表面温度を制御し、一度に８〜１２％までに２〜３回最終歪みを与え、シート表面を１０〜５０℃／秒の速度で１００〜１５０℃で急冷し、さらに空冷することを含む。
上記既知の鋼材は、標準的な技術に従って炉内で溶融される。高強度、機械的特性の安定性、低粒界腐食感受性、氷結条件における高耐摩耗性、溶接性の改善、低透磁率および高熱間加工塑性を提供するために、鋼材は、特殊モードで熱変形加工に供される。
熱変形加工技術の欠点はプロセス工程の過剰な細分化であり、これは技術の実施および制御を複雑にする。さらに、推奨される予歪み加熱モードおよびいくつかの元素比において、≧１２００℃への加熱中の鋼材の構造がδフェライトを含むいくつかの相を通過する。例えば、特許請求の範囲に記載された最も高いＣｒ、ＭｎおよびＮｂ濃度、最も低いＣおよびＮｉ濃度、並びに０．４０〜０．５％の窒素濃度、および１２００〜１３２０℃では、鋼材はα＋γ＋（Ｎｂ，Ｃｒ）Ｎ構造を有する。したがって、特許請求の範囲に記載された加熱温度（１２４０℃）では、圧延前に均質なγ組織を得ることは不可能であり、オーステナイト系鋼材の完成品は製造されない。
本発明の第１の課題の技術成果は、極低温での高強度および腐食性に関する：
室温における強度σв≧８００ＭＰａおよびσ０，２≧６００ＭＰａ；
極低温における靭性ＫＣＵ（−１７０）℃≧１．５Ｊ／ｃｍ２；
良好な溶接性；
ニッケル含有量が低いことによる低コスト；
−１７５〜１００℃で安定なオーステナイト組織；
酸性媒体および海水中での耐食性。
本発明の第１の課題の上記技術成果は、以下のように達成される。
極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材は、重量％で以下の元素比を有し、
Ｃ：０．０５〜０．０７；
Ｃｒ：１８．０〜２０．０；
Ｎｉ：５．０〜７．０；
Ｍｎ：９．０〜１１．０；
Ｍｏ：１．８〜２．２；
Ｓｉ：０．２５〜０．３５；
Ｎ：０．３０〜０．３８；
Ｃｕ：０．６〜１．４；
Ｂ：０．００５〜０．０１５；
Ａｌ：０．０１５〜０．０３５；
Ｓ：≦０．００２５；
Ｐ：≦０．０１５；
Ｓｎ：≦０．００５；
Ｐｂ：≦０．００５；
Ｂｉ：≦０．００５；
Ａｓ：≦０．００５；
Ｆｅ：残部、
１０５０〜１３００℃の温度範囲において、γ＋Ｃｒ２Ｂ構造の存在と、要求される特性の組み合わせとを銅およびホウ素と共にもたらす窒素の濃度は、Ｃｕ＝０．６〜１．０％およびＢ＝０．００５〜０．０１０％においてＮ＝０．３４〜０．３８％；Ｃｕ＝１．１〜１．４％およびＢ＝０．０１１〜０．０１５％においてＮ＝０．３０〜０．３４％の割合から選択される。
本発明の第２の課題の技術成果は、上記方法の単純化による工業における実施、比較的低いマンガン濃度と組み合わせた鋼材の良好な加工性、および既存の装置において常圧での溶融中に必要な窒素濃度を得ることができることである。
本発明の第２の課題の技術成果は、以下のように達成される。
請求項１に記載の極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材の熱変形加工方法は、インゴットを加熱する工程と、少なくとも５０％の総歪み率で１２４０〜１０５０℃の温度範囲においてインゴットをワークピースに変形する工程と、上記ワークピースを空冷する工程と、少なくとも４０％の総圧縮率で１１８０〜１０８０℃の温度範囲において得られた板に歪みを与え、１１５０〜１０８０℃の温度範囲において３０〜８０％の総圧縮率で２〜３回最終歪みを与え、最終圧延温度を１０５０〜１０８０℃とし、２０〜１００℃／秒の速度で室温に急冷する工程と、を含む。
本発明で提案した鋼材およびその処理方法の利点は、以下の通りである。本発明における主要元素С、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、ＣｕおよびＢの濃度において、窒素含有量Ｎ＝０．３４〜０．３８％ならびに銅およびホウ素含有量Ｃｕ＝０．６〜１．０％およびＢ＝０．００５〜０．０１０％の場合、ならびに、窒素含有量Ｎ＝０．３０〜０．３４％ならびに銅およびホウ素含有量Ｃｕ＝１．１〜１．４％およびＢ＝０．０１１〜０．０１５％の場合、１０５０〜１３００℃の鋼材の平衡構造は、微細なホウ化クロムＣｒ２Ｂ粒子を有するオーステナイトである。これは、実際の工業プロセス条件での基本オーステナイト構造および要求される特性の組み合わせを保証する。
提案した鋼材はまた、低ニッケル含有量により良好な経済的パラメータを有し、少数の合金添加により加工性が高い。そして、本発明における濃度において、必要な窒素含有量は、既存の装置において常圧で溶融することによって得ることができる。
０．０５〜０．０７％の範囲の炭素含有量は、鋼材中のオーステナイト組織の形成に有利であり、窒素と一緒になって、熱および熱変形加工中の、良好な耐食性および溶接性と組み合わされた、鋼材の必要な硬化を提供する。鋼材中の高炭素含有量では、その耐食性が低下し、粒界腐食に対する感受性の増加、脆性破壊に対する感受性の増加、および溶接性の低下を伴う。
０．００５〜０．０１５重量％のホウ素含有量および０．３０〜０．３８重量％の窒素含有量におけるクロム、ニッケル、マンガン、モリブデンおよび銅の濃度範囲は、本発明で限定される組成範囲内のこれらの元素組成のあらゆる可能な組み合わせにおいて、安定なオーステナイト組織を有する鋼材の完成品を提供する。当該鋼材の完成品は、少量の微細なホウ素粒子を有し、必要とされる機械的特性、酸性媒体および海水中での耐食性並びに液化ガス輸送に使用される耐冷性高強度溶接構造の製造のための適合性を有する。
主要元素（Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｎおよびＭｏ）の濃度が本発明における濃度範囲の下限を下回ると、本発明において必要とされる窒素濃度と同じように、必要とされるオーステナイト組織と特性に達成できない。これらの元素が高濃度ではオーステナイト組織が形成されるが、得られたγ固溶体は高熱間塑性変形強度を有する。
ＣｒおよびＭｏ濃度の増加は、高温でα＋γ相の存在範囲を広げ、過剰相の溶解を妨げる。マンガン濃度が高くなると、鋼材の溶融プロセスが複雑になる。ニッケル濃度が高くなると、鋼材は経済的要件を満たさない。
本発明におけるＣｒ、Ｎｉ、ＭｎおよびＭｏの濃度は、液相およびオーステナイト中において高い窒素溶解度を提供し、本発明における組成範囲の元素濃度のあらゆる可能な組み合わせおよび０．３０〜０．３８重量％の窒素濃度をもたらす。鋼材は、インゴットまたは連続鋳造ワークピース中に気泡または孔がなく結晶化した。窒素濃度が低いと、必要とされる機械的特性に達成しない。一方、窒素含有量が高いと、気泡および孔がインゴット中に形成され得る。
銅はこの組成物の鋼材をより耐食性にし、本発明における他の元素の濃度では、γ領域の高温度範囲を上昇させる。銅濃度０．６〜１．４重量％では、１０５０〜１３００℃の温度範囲の平衡鋼材構造がγ＋Ｃｒ２Ｂである。これはオーステナイト組織の工業製造および必要とされる特性の組み合わせを保証する。銅濃度が低いと、鋼材の耐食性が酸性媒体および海水中で減少する。また、銅濃度が高いと、オーステナイト領域および溶融物の下限温度の上昇のために望ましくなく、鋼材は不均一な化学組成および特性を獲得する可能性がある。
０．００５〜０．０１５％の濃度のホウ素および本発明における合金元素の濃度は、固相線温度未満で固体金属中にホウ化クロムを形成する。これは、熱間歪み前および焼入れ前のオーステナイト領域での鋼材加熱中の結晶粒成長を防止する。ホウ素濃度が低いと、非効率的である。ホウ素濃度が高いと、結晶化中に、液体金属中にホウ化クロムが形成される。ホウ化クロムの粒子のサイズは大きく、鋼材の特性に悪影響を及ぼす。
本発明における濃度範囲である０．０１５〜０．０３５重量％のアルミニウムは、必要とされる鋼材の脱酸素度および酸素含有量を提供する。アルミニウム濃度が低いと、必要とされる鋼材の脱酸素度に達成せず、酸化クロムが形成されることがある。アルミニウム濃度が高いと、鋼材の特性に悪影響を及ぼす高温窒化アルミニウムの形成につながる。
本発明における濃度範囲であるケイ素は、効率的な鋼材脱酸素および非金属介在物の除去に有利であり、典型的には、許容可能な等価濃度のクロミウムＣｒЭを提供する。ケイ素濃度が高いと、ＣｒЭ含有量が増加し、δフェライトが鋼材構造中に形成され得る。ケイ素濃度が低いと、鋼材の脱酸素が妨げられる。
これらの不純物の存在は、鋼材の必要な構造と特性の達成を複雑にし、窒素添加の効率を低減させる。したがって、窒素合金鋼材は、通常、純粋な鋼材技術に従って溶融される。本発明において必要とする不純物濃度範囲、すなわち、鋼材中のＰ≦０．０１５、Ｓ≦０．００２５、Ｓｎ≦０．００５、Ｐｂ≦０．００５、Ａｓ≦０．００５およびＢｉ≦０．００５は、この組成で達成可能な最良の鋼材特性を提供する。不純物濃度が高いと、それらは鋼材の構造と特性、ならびに鋼材の構造形成プロセスに悪影響を及ぼす。技術的な理由から、現在、著しく低い不純物濃度を達成することは困難である。
本発明による熱変形加工では、鋼材は、基本のオーステナイト組織と、機械的特性と物理的特性との必要な組み合わせとを有する。歪みの前および熱変形加工操作の開始と完了において必要な加熱温度、ならびに、異なる加工工程における圧縮率および冷却速度を維持にすることに失敗すると、本発明の必要なオーステナイト系鋼材および特性に達成することができない。
鋼材の溶融および加工技術の例は、以下の通りである。
本発明の組成の鋼材を、試験目的のために、５０ｋｇの液体金属容量を有する真空誘導炉中で溶融した。アームコ鉄、電解銅および電解ニッケル、金属クロムおよび金属マンガン、ニトロ化フェロクロムおよびニトロ化フェロボロンの純帯電材料を用いた。
インゴットを１２５０℃に加熱し、１２５０〜１０５０℃の温度範囲で７０％歪みまで鍛造した。次いで鍛造ピースを空冷し、洗浄した。
次に、鍛造ピースを１１８０℃に加熱し、９回の暫定加熱で１１８０〜１０８０℃の温度範囲で総歪み６０％まで（厚さ１０ｍｍまで）圧延した。圧延後、ピースを空冷した。
最終圧延は、高温熱機械処理セットアップに従った。１１５０℃に加熱し、１１５０〜１０８０℃において総歪み６０％（厚さ６ｍｍ）のシートに暫定加熱において圧延した。圧延ピースの最終冷却は、水中において１００℃／秒の速度で行った。次に、圧延したピースを洗浄し、必要なピースサイズに切断した。鋼材の化学組成を表１に要約する。合金の機械的特性を表２に示す。
Figure 2020509225
Figure 2020509225
本発明で提供する合金の酸性媒体（０．５Ｍ Ｈ２ＳＯ４、рＨ＝０．４４）および海水（３％ＮａＣｌ）中の耐食性は、異なるパラメータ（粒界腐食、総腐食、孔食およびすきま腐食）を用いて検証した。（０５−１２）Ｃｒ１８Ｎｉ（８−１０）および０６Ｃｒ１８ＮＮｉ（８−１０）グレードの耐食性ステンレス鋼材と比較して、本発明の合金の耐食性は低くもなく、高くもなかった。
本発明は、既定の比率で合金元素と不純物元素とを有する鉄をベースとして含む構造用鋼材の冶金に関する。本発明は、産業の様々な分野において、より具体的には、液化ガスの輸送に使用される極低温用高強度溶接構造の製造に使用され得る。
ステンレスのオーステナイト系鋼材が知られている（RU 2102522 C1、公開日１９９８年１月２０日）。既知のステンレスは、炭素、クロム、ニッケル、マンガン、窒素、ケイ素、バナジウム、銅、モリブデン、セリウム、セレン、および鉄を、以下の重量率（重量％）で含む。炭素：０．０１〜０．０６、クロム：１８〜２２、ニッケル：１５〜１８、マンガン：２〜１０、窒素：０．２〜０．５、ケイ素：０．０１〜０．４５、バナジウム：０．１〜０．５、銅：０．１〜１．５、モリブデン：０．１〜２．５、セリウム：０．００５〜０．２５、セレン：０．０５〜０．２５、残部として鉄。マンガン濃度が５％未満であるときは窒素濃度が約０．３％であり、マンガン濃度が５％超のときは窒素濃度が０．４〜０．５％である。
上記既知のオーステナイト系鋼材は、複数の技術的特性と機械的特性および安定したオーステナイト組織を有し、極低温用機械および装置の高負荷部品の製造に使用され得る。
上記既知のオーステナイト系鋼材は、以下の欠点を有する。
この鋼材は、ニッケル（１８％以下）およびモリブデン（２．５％以下）等の高価な元素の濃度が高いために経済的ではない。例えば、この鋼材のニッケル含有量は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼材の１９〜１０％よりも高い。オーステナイト組織の安定化には、現在、マンガンおよび窒素が用いられている。特許請求の範囲に記載された元素含有量の範囲を有する多くの鋼材組成物は、実現可能ではない。例えば、この鋼材中のマンガン含有量が５％より高い場合、窒素含有量は０．４〜０．５％で許容される。実際、銅含有量が１．０％を超え、マンガン含有量が１０％未満の場合、窒素含有量は特許請求の範囲に記載された範囲よりも低くなければならず、さもなければ、窒素含有量が０．４〜０．５％のインゴットの凝固中に気泡が形成される。
本発明の第１の課題のプロトタイプは、高強度耐食性非磁性鋼材である（RU 2392348 C2、公開日２０１０年６月２０日）。この鋼材は、以下の組成（重量％）を有する。０．０２〜０．０６：炭素、０．１０〜０．６０：ケイ素、９．５〜１２．５：マンガン、１９．０〜２１．０：クロム、４．５〜７．５：ニッケル、１．２〜２．０：モリブデン、０．０８〜０．２２：バナジウム、０．００５〜０．０１０：カルシウム、０．００５〜０．０１０：ナトリウム、０．０５〜０．１５：ニオブ、０．０００５〜０．００１：マグネシウム、０．４０〜０．６０：窒素、０．００５〜０．０１：アルミニウム、バランスである鉄および不純物。この鋼材中の上記不純物は、以下の通りである（重量％）。０．００３〜０．０１２：硫黄、０．００４〜０．０２５：リン、０．０００２〜０．００５：鉛、０．０００２〜０．００５：ビスマス、０．０００２〜０．００５：スズ、０．０００２〜０．００５：ヒ素、０．０５〜０．２：銅。
この鋼材の欠点は、以下の通りである。
この鋼材は、γ相およびδ相の形成と共に結晶化する。上記発明の化学組成物中にＣｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖ、ＮｂおよびＭｏ等の多数の主要元素の組み合わせが利用可能である。しかしながら、従来技術を使用して、特許請求の範囲に記載される窒素濃度を得ることはできない。なぜなら、化学組成の組み合わせにおける鋼材中の示唆される窒素含有量０．４０〜０．６０％は、溶融温度において金属中の窒素の標準溶解度を超えるからである。また、液体金属中に導入することができる窒素量は、凝固中に析出するγ相およびδ相中の窒素の溶解度を超えるからである。それゆえ、過剰の窒素が気相を形成し、インゴット中に気泡および孔が形成される。さらに、活性元素Ｖ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｃａ、ＭｇおよびＮａを特許請求の範囲に記載された比率で鋼材中に同時に存在させることは複雑な技術的課題であり、工業生産の場合には不可能である。これらの元素のオフ分析および金属製品の完成品の特性の脱落は、これらのパラメータがこれらの元素の濃度および比率に依存する場合、実際に避けられないであろう。
本発明の第２の課題のプロトタイプは、上述の高強度耐食性非磁性鋼材の熱変形加工方法である（RU 2392348 C2、公開日２０１０年６月２０日）。
高強度耐食性非磁性鋼材の熱変形加工方法は、インゴットの加熱、４０〜９４％の総歪み率で１２４０〜１０００℃の温度範囲においてインゴットを板に変形し、表面の品質制御および洗浄のための板の空冷、１２４０〜１０００℃の温度範囲において得られた板の変形、４５〜６５％の最終総歪み率を一度に１０〜１４％とし、板厚よりも２．５〜３．５倍薄い厚さであるシート形状にする処理、シートを１０００〜９５０℃に空冷し、表面温度を制御し、一度に８〜１２％までに２〜３回最終歪みを与え、シート表面を１０〜５０℃／秒の速度で１００〜１５０℃で急冷し、さらに空冷することを含む。
上記既知の鋼材は、標準的な技術に従って炉内で溶融される。高強度、機械的特性の安定性、低粒界腐食感受性、氷結条件における高耐摩耗性、溶接性の改善、低透磁率および高熱間加工塑性を提供するために、鋼材は、特殊モードで熱変形加工に供される。
熱変形加工技術の欠点はプロセス工程の過剰な細分化であり、これは技術の実施および制御を複雑にする。さらに、推奨される予歪み加熱モードおよびいくつかの元素比において、≧１２００℃への加熱中の鋼材の構造がδフェライトを含むいくつかの相を通過する。例えば、特許請求の範囲に記載された最も高いＣｒ、ＭｎおよびＮｂ濃度、最も低いＣおよびＮｉ濃度、並びに０．４０〜０．５％の窒素濃度、および１２００〜１３２０℃では、鋼材はα＋γ＋（Ｎｂ，Ｃｒ）Ｎ構造を有する。したがって、特許請求の範囲に記載された加熱温度（１２４０℃）では、圧延前に均質なγ組織を得ることは不可能であり、オーステナイト系鋼材の完成品は製造されない。
本発明の第１の課題の技術成果は、極低温での高強度および腐食性に関する：
室温における強度σв≧８００ＭＰａおよびσ０，２≧６００ＭＰａ；
極低温における靭性ＫＣＵ（−１７０）℃≧１．５Ｊ／ｃｍ２；
良好な溶接性；
ニッケル含有量が低いことによる低コスト；
−１７５〜１００℃で安定なオーステナイト組織；
酸性媒体および海水中での耐食性。
本発明の第１の課題の上記技術成果は、以下のように達成される。
極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼インゴットは、炭素、クロム、ニッケル、マンガン、モリブデン、ケイ素、窒素、アルミニウム、鉄および不純物を含み、上記不純物は、硫黄、リン、スズ、鉛、ビスマスおよびヒ素であり、銅およびホウ素をさらに含み、重量％で以下の元素比を有する：
Ｃ：０．０５〜０．０７；
Ｃｒ：１８．０〜２０．０；
Ｎｉ：５．０〜７．０；
Ｍｎ：９．０〜１１．０；
Ｍｏ：１．８〜２．２；
Ｓｉ：０．２５〜０．３５；
Ｎ：０．３０〜０．３８；
Ｃｕ：０．６〜１．４；
Ｂ：０．０１超〜０．０１５；
Ａｌ：０．０１５〜０．０３５；
Ｓ：≦０．００２５；
Ｐ：≦０．０１５；
Ｓｎ：≦０．００５；
Ｐｂ：≦０．００５；
Ｂｉ：≦０．００５；
Ａｓ：≦０．００５；
Ｆｅ：残部。
本発明の第２の課題の技術成果は、上記方法の単純化による工業における実施、比較的低いマンガン濃度と組み合わせた鋼材の良好な加工性、および既存の装置において常圧での溶融中に必要な窒素濃度を得ることができることである。
本発明の第２の課題の技術成果は、以下のように達成される。
請求項１に記載のインゴットの熱変形加工方法は、インゴットを１２４０〜１０５０℃に加熱する工程と、
少なくとも５０％の総歪み率でインゴットをワークピースに鍛造する工程と、
上記ワークピースを空冷する工程と、
１１８０〜１０８０℃において上記ワークピースを加熱し、少なくとも４０％の総圧縮率で圧延し、空冷して圧延したピースを得る工程と、
１１５０〜１０８０℃において上記圧延したピースを加熱し、３０〜８０％の総圧縮率で２〜３回最終圧延を与え、２０〜１００℃／秒の速度で室温に急冷し、上記最終圧延の温度は１０５０〜１０８０℃である、工程と、を含む。
本発明で提案した鋼材およびその処理方法の利点は、以下の通りである。本発明における主要元素С、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、ＣｕおよびＢの濃度において、窒素含有量Ｎ＝０．３４〜０．３８％ならびに銅およびホウ素含有量Ｃｕ＝０．６〜１．０％およびＢ＝０．００５〜０．０１０％の場合、ならびに、窒素含有量Ｎ＝０．３０〜０．３４％ならびに銅およびホウ素含有量Ｃｕ＝１．１〜１．４％およびＢ＝０．０１１〜０．０１５％の場合、１０５０〜１３００℃の鋼材の平衡構造は、微細なホウ化クロムＣｒ２Ｂ粒子を有するオーステナイトである。これは、実際の工業プロセス条件での基本オーステナイト構造および要求される特性の組み合わせを保証する。
提案した鋼材はまた、低ニッケル含有量により良好な経済的パラメータを有し、少数の合金添加により加工性が高い。そして、本発明における濃度において、必要な窒素含有量は、既存の装置において常圧で溶融することによって得ることができる。
０．０５〜０．０７％の範囲の炭素含有量は、鋼材中のオーステナイト組織の形成に有利であり、窒素と一緒になって、熱および熱変形加工中の、良好な耐食性および溶接性と組み合わされた、鋼材の必要な硬化を提供する。鋼材中の高炭素含有量では、その耐食性が低下し、粒界腐食に対する感受性の増加、脆性破壊に対する感受性の増加、および溶接性の低下を伴う。
０．００５〜０．０１５重量％のホウ素含有量および０．３０〜０．３８重量％の窒素含有量におけるクロム、ニッケル、マンガン、モリブデンおよび銅の濃度範囲は、本発明で限定される組成範囲内のこれらの元素組成のあらゆる可能な組み合わせにおいて、安定なオーステナイト組織を有する鋼材の完成品を提供する。当該鋼材の完成品は、少量の微細なホウ素粒子を有し、必要とされる機械的特性、酸性媒体および海水中での耐食性並びに液化ガス輸送に使用される耐冷性高強度溶接構造の製造のための適合性を有する。
主要元素（Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｎおよびＭｏ）の濃度が本発明における濃度範囲の下限を下回ると、本発明において必要とされる窒素濃度と同じように、必要とされるオーステナイト組織と特性に達成できない。これらの元素が高濃度ではオーステナイト組織が形成されるが、得られたγ固溶体は高熱間塑性変形強度を有する。
ＣｒおよびＭｏ濃度の増加は、高温でα＋γ相の存在範囲を広げ、過剰相の溶解を妨げる。マンガン濃度が高くなると、鋼材の溶融プロセスが複雑になる。ニッケル濃度が高くなると、鋼材は経済的要件を満たさない。
本発明におけるＣｒ、Ｎｉ、ＭｎおよびＭｏの濃度は、液相およびオーステナイト中において高い窒素溶解度を提供し、本発明における組成範囲の元素濃度のあらゆる可能な組み合わせおよび０．３０〜０．３８重量％の窒素濃度をもたらす。鋼材は、インゴットまたは連続鋳造ワークピース中に気泡または孔がなく結晶化した。窒素濃度が低いと、必要とされる機械的特性に達成しない。一方、窒素含有量が高いと、気泡および孔がインゴット中に形成され得る。
銅はこの組成物の鋼材をより耐食性にし、本発明における他の元素の濃度では、γ領域の高温度範囲を上昇させる。銅濃度０．６〜１．４重量％では、１０５０〜１３００℃の温度範囲の平衡鋼材構造がγ＋Ｃｒ２Ｂである。これはオーステナイト組織の工業製造および必要とされる特性の組み合わせを保証する。銅濃度が低いと、鋼材の耐食性が酸性媒体および海水中で減少する。また、銅濃度が高いと、オーステナイト領域および溶融物の下限温度の上昇のために望ましくなく、鋼材は不均一な化学組成および特性を獲得する可能性がある。
０．０１超〜０．０１５％の濃度のホウ素および本発明における合金元素の濃度は、固相線温度未満で固体金属中にホウ化クロムを形成する。これは、熱間歪み前および焼入れ前のオーステナイト領域での鋼材加熱中の結晶粒成長を防止する。ホウ素濃度が低いと、非効率的である。ホウ素濃度が高いと、結晶化中に、液体金属中にホウ化クロムが形成される。ホウ化クロムの粒子のサイズは大きく、鋼材の特性に悪影響を及ぼす。
本発明における濃度範囲である０．０１５〜０．０３５重量％のアルミニウムは、必要とされる鋼材の脱酸素度および酸素含有量を提供する。アルミニウム濃度が低いと、必要とされる鋼材の脱酸素度に達成せず、酸化クロムが形成されることがある。アルミニウム濃度が高いと、鋼材の特性に悪影響を及ぼす高温窒化アルミニウムの形成につながる。
本発明における濃度範囲であるケイ素は、効率的な鋼材脱酸素および非金属介在物の除去に有利であり、典型的には、許容可能な等価濃度のクロミウムＣｒЭを提供する。ケイ素濃度が高いと、ＣｒЭ含有量が増加し、δフェライトが鋼材構造中に形成され得る。ケイ素濃度が低いと、鋼材の脱酸素が妨げられる。
これらの不純物の存在は、鋼材の必要な構造と特性の達成を複雑にし、窒素添加の効率を低減させる。したがって、窒素合金鋼材は、通常、純粋な鋼材技術に従って溶融される。本発明において必要とする不純物濃度範囲、すなわち、鋼材中のＰ≦０．０１５、Ｓ≦０．００２５、Ｓｎ≦０．００５、Ｐｂ≦０．００５、Ａｓ≦０．００５およびＢｉ≦０．００５は、この組成で達成可能な最良の鋼材特性を提供する。不純物濃度が高いと、それらは鋼材の構造と特性、ならびに鋼材の構造形成プロセスに悪影響を及ぼす。技術的な理由から、現在、著しく低い不純物濃度を達成することは困難である。
本発明による熱変形加工では、鋼材は、基本のオーステナイト組織と、機械的特性と物理的特性との必要な組み合わせとを有する。歪みの前および熱変形加工操作の開始と完了において必要な加熱温度、ならびに、異なる加工工程における圧縮率および冷却速度を維持にすることに失敗すると、本発明の必要なオーステナイト系鋼材および特性に達成することができない。
鋼材の溶融および加工技術の例は、以下の通りである。
本発明の組成の鋼材を、試験目的のために、５０ｋｇの液体金属容量を有する真空誘導炉中で溶融した。アームコ鉄、電解銅および電解ニッケル、金属クロムおよび金属マンガン、ニトロ化フェロクロムおよびニトロ化フェロボロンの純帯電材料を用いた。
インゴットを１２５０℃に加熱し、１２５０〜１０５０℃の温度範囲で７０％歪みまで鍛造した。次いで鍛造ピースを空冷し、洗浄した。
次に、鍛造ピースを１１８０℃に加熱し、９回の暫定加熱で１１８０〜１０８０℃の温度範囲で総歪み６０％まで（厚さ１０ｍｍまで）圧延した。圧延後、ピースを空冷した。
最終圧延は、高温熱機械処理セットアップに従った。１１５０℃に加熱し、１１５０〜１０８０℃において総歪み６０％（厚さ６ｍｍ）のシートに暫定加熱において圧延した。圧延ピースの最終冷却は、水中において１００℃／秒の速度で行った。次に、圧延したピースを洗浄し、必要なピースサイズに切断した。鋼材の化学組成を表１に要約する。合金の機械的特性を表２に示す。
Figure 2020509225
Figure 2020509225
本発明で提供する合金の酸性媒体（０．５Ｍ Ｈ２ＳＯ４、рＨ＝０．４４）および海水（３％ＮａＣｌ）中の耐食性は、異なるパラメータ（粒界腐食、総腐食、孔食およびすきま腐食）を用いて検証した。（０５−１２）Ｃｒ１８Ｎｉ（８−１０）および０６Ｃｒ１８ＮＮｉ（８−１０）グレードの耐食性ステンレス鋼材と比較して、本発明の合金の耐食性は低くもなく、高くもなかった。

Claims (2)

  1. 炭素、クロム、ニッケル、マンガン、モリブデン、ケイ素、窒素、アルミニウム、鉄および不純物を含み、
    上記不純物は、硫黄、リン、スズ、鉛、ビスマスおよびヒ素であり、
    銅およびホウ素をさらに含み、
    重量％で以下の元素比を有し、
    Ｃ：０．０５〜０．０７；
    Ｃｒ：１８．０〜２０．０；
    Ｎｉ：５．０〜７．０；
    Ｍｎ：９．０〜１１．０；
    Ｍｏ：１．８〜２．２；
    Ｓｉ：０．２５〜０．３５；
    Ｎ：０．３０〜０．３８；
    Ｃｕ：０．６〜１．４；
    Ｂ：０．００５〜０．０１５；
    Ａｌ：０．０１５〜０．０３５；
    Ｓ：≦０．００２５；
    Ｐ：≦０．０１５；
    Ｓｎ：≦０．００５；
    Ｐｂ：≦０．００５；
    Ｂｉ：≦０．００５；
    Ａｓ：≦０．００５；
    Ｆｅ：残部、
    １０５０〜１３００℃の温度範囲において、γ＋Ｃｒ２Ｂ構造の存在と、要求される特性の組み合わせとを銅およびホウ素と共にもたらす窒素の濃度は、Ｃｕ＝０．６〜１．０％およびＢ＝０．００５〜０．０１０％においてＮ＝０．３４〜０．３８％；Ｃｕ＝１．１〜１．４％およびＢ＝０．０１１〜０．０１５％においてＮ＝０．３０〜０．３４％の割合から選択される、極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材。
  2. インゴットを加熱する工程と、
    少なくとも５０％の総歪み率で１２４０〜１０５０℃の温度範囲においてインゴットをワークピースに変形する工程と、
    上記ワークピースを空冷する工程と、
    少なくとも４０％の総圧縮率で１１８０〜１０８０℃の温度範囲において、得られた板に歪みを与える工程と、
    １１５０〜１０８０℃の温度範囲において３０〜８０％の総圧縮率で２〜３回最終歪みを与え、最終圧延温度を１０５０〜１０８０℃とし、２０〜１００℃／秒の速度で室温に急冷する工程と、
    を含む、請求項１に記載の極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材の熱変形加工方法。
JP2019541241A 2017-01-31 2017-09-11 極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材および製造方法 Pending JP2020509225A (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2017103168A RU2657741C1 (ru) 2017-01-31 2017-01-31 Конструкционная криогенная аустенитная высокопрочная коррозионно-стойкая свариваемая сталь и способ ее обработки
RU2017103168 2017-01-31
PCT/RU2017/000662 WO2018143837A1 (en) 2017-01-31 2017-09-11 High strength cryogenic austenitic corrosion resistant weldable construction steel and production method

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2020509225A true JP2020509225A (ja) 2020-03-26

Family

ID=62620104

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2019541241A Pending JP2020509225A (ja) 2017-01-31 2017-09-11 極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材および製造方法

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JP2020509225A (ja)
CN (1) CN110475897B (ja)
EA (1) EA036755B1 (ja)
RU (1) RU2657741C1 (ja)
WO (1) WO2018143837A1 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2696792C1 (ru) * 2019-05-23 2019-08-06 Акционерное общество "Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения", АО "НПО "ЦНИИТМАШ" Коррозионно-стойкая высокопрочная немагнитная сталь

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101587392B1 (ko) * 2007-11-29 2016-01-21 에이티아이 프로퍼티즈, 인코퍼레이티드 린 오스테나이트계 스테인리스 강
US8337749B2 (en) * 2007-12-20 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
RU2392348C2 (ru) * 2008-08-20 2010-06-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Коррозионно-стойкая высокопрочная немагнитная сталь и способ ее термодеформационной обработки
CN102560286A (zh) * 2012-02-29 2012-07-11 宝山钢铁股份有限公司 一种无磁硬态节镍奥氏体不锈钢及其制造方法
RU2545856C2 (ru) * 2013-08-02 2015-04-10 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) Конструкционная криогенная аустенитная высокопрочная свариваемая сталь и способ ее получения
JP6477181B2 (ja) * 2015-04-07 2019-03-06 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
RU2608251C1 (ru) * 2015-11-18 2017-01-17 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Хладостойкая аустенитная высокопрочная сталь

Also Published As

Publication number Publication date
WO2018143837A1 (en) 2018-08-09
RU2657741C1 (ru) 2018-06-15
EA036755B1 (ru) 2020-12-16
CN110475897A (zh) 2019-11-19
EA201900398A1 (ru) 2019-12-30
CN110475897B (zh) 2021-05-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107208212B (zh) 厚壁高韧性高强度钢板及其制造方法
JP5116265B2 (ja) 強度及び延性に優れたオーステナイト系ステンレス圧延鋼板及びその製造方法
JP5618932B2 (ja) 非磁性鋼線材又は棒鋼、及びその製造方法
JP6189248B2 (ja) プラスチック成形用金型鋼およびその製造方法
CN111433381B (zh) 高Mn钢及其制造方法
CA2828195C (en) Duplex stainless steel
CN104975239A (zh) 英标b500c直条螺纹钢筋的生产方法
CN114561517A (zh) 一种低密度高塑韧性钢及其制备方法和应用
CN112877611A (zh) 一种奥氏体不锈钢、细晶大规格棒材、其制备方法及应用
CN112605557A (zh) Hgh1131焊丝及其制备方法
RU2584315C1 (ru) Конструкционная криогенная аустенитная высокопрочная коррозионно-стойкая, в том числе в биоактивных средах, свариваемая сталь и способ ее обработки
CN114635077A (zh) 一种超级奥氏体不锈钢及其制备方法
JP5741454B2 (ja) −１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板およびその製造方法
JP6856083B2 (ja) 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
CN114752864B (zh) 一种低密度超高强度高塑性钢及其制备方法和应用
CN113774270A (zh) 一种高强度高韧性沉淀硬化不锈钢棒材及其制备方法
JP2020509225A (ja) 極低温用高強度オーステナイト系耐食性溶接構造用鋼材および製造方法
WO2021132634A1 (ja) 合金
CN116219270A (zh) 一种传感器弹性体用的高强度沉淀硬化不锈钢及制备方法
CN113774269A (zh) 一种结构件用超高强度不锈钢棒材及其制备方法
WO2019168172A1 (ja) 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
JP6566166B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
EP3631031B1 (en) New duplex stainless steel
RU2652934C1 (ru) Конструкционная деформируемая аустенитная немагнитная теплостойкая криогенная сталь с высокой удельной прочностью и способ ее обработки
KR20230002997A (ko) 오스테나이트계 내열강의 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20191003

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20191003

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20201014

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20201117

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20210216

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20210727

A601 Written request for extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601

Effective date: 20211022

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20211130

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20220419