RU2522914C1 - Austenite-ferrite high-strength steel - Google Patents
Austenite-ferrite high-strength steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2522914C1 RU2522914C1 RU2013108764/02A RU2013108764A RU2522914C1 RU 2522914 C1 RU2522914 C1 RU 2522914C1 RU 2013108764/02 A RU2013108764/02 A RU 2013108764/02A RU 2013108764 A RU2013108764 A RU 2013108764A RU 2522914 C1 RU2522914 C1 RU 2522914C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- strength
- corrosion
- austenitic
- resistant
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, т.е. к изысканию сплавов, применяемых в машиностроении для получения высокопрочной теплостойкой проволоки различных типоразмеров (в том числе и микропроволоки) или ленты для различных областей применения.The invention relates to the field of metallurgy, i.e. to the search for alloys used in mechanical engineering to obtain high-strength heat-resistant wire of various sizes (including microwires) or tape for various applications.
Разработка высокопрочных и теплостойких сталей для упругих элементов, способных надежно противостоять воздействию агрессивных сред, является важной задачей. В настоящее время для изготовления высокопрочной проволоки используются многие типы сплавов: стали мартенситного класса типа 30X13, 40X13; мартенситно-стареющие стали 03Х12Н8К5М2ЮТ, дисперсионно-твердеющие стали переходного класса и стали аустенитного класса. Все эти стали содержат хрома более 12%, что переводит их в разряд коррозионно-стойких. С учетом специфики функциональных свойств материала для упругих элементов, пружин, игл медицинского назначения применяются стали, отличающиеся повышенным сопротивлением коррозии, хорошей износостойкостью, а также показателями механических свойств (прочностью, пластичностью, упругими характеристиками). Имеющийся большой опыт в создании и использовании подобных материалов свидетельствует, что надлежащий уровень свойств в таких сплавах достигается подбором соответствующего химического состава, а также соответствующей технологической обработкой, включающей операции термической обработки (закалки на исходном или промежуточном размере и старения на готовом изделии) и пластического деформирования (волочения) [1, 2, 3, 4]. Из числа высокопрочных коррозионно-стойких сталей для упругих элементов нашли применение сплавы на Fe-Cr-Ni основе с ГЦК и/или ОЦК твердыми растворами.The development of high-strength and heat-resistant steels for elastic elements that can reliably withstand the effects of aggressive environments is an important task. Currently, many types of alloys are used for the manufacture of high-strength wire: martensitic steel of type 30X13, 40X13; martensitic-aging steels 03Kh12N8K5M2YuT, precipitation hardening steels of the transition class and steels of the austenitic class. All these steels contain more than 12% chromium, which transfers them to the category of corrosion-resistant. Given the specifics of the functional properties of the material for elastic elements, springs, medical needles, steels are used, characterized by increased corrosion resistance, good wear resistance, as well as indicators of mechanical properties (strength, ductility, elastic characteristics). Extensive experience in the creation and use of such materials indicates that the proper level of properties in such alloys is achieved by selecting the appropriate chemical composition, as well as appropriate technological processing, including heat treatment operations (hardening at the initial or intermediate size and aging on the finished product) and plastic deformation (drawing) [1, 2, 3, 4]. Among the high-strength corrosion-resistant steels for elastic elements, alloys based on Fe-Cr-Ni based with fcc and / or bcc solid solutions have found application.
Наиболее близкой по составу к исследуемой стали является мартенситно-стареющая сталь ЗИ 90-ВИ (03Х12Н8К5М2ТЮ) (авторское свидетельство №850726, БИ №28, 1982 г.), которая успешно применяется на многочисленных предприятиях РФ для изготовления стержневого медицинского инструмента (по ТУ 14-136-198-75). При изменении соотношения никеля, а также хрома и алюминия мартенситно-стареющая сталь 3И90-ВИ переходит в аустенитный класс: патенты №2252977 и №2430187 [5, 6]. Основными достоинствами вышеперечисленных сталей аустенитного класса являются хорошая коррозионная стойкость, повышенная пластичность в закаленном состоянии, в результате которой можно проводить холодную пластическую деформацию с большими суммарными деформациями, и повышенная релаксационная стойкость до температур 400-450°C. Однако одним из существенных недостатков закаленных аустенитных сталей как конструкционного материала является относительно низкий предел текучести, что ограничивает возможность их применения в тяжело нагруженных деталях и узлах ответственного назначения.The closest in composition to the steel under study is the ZI 90-VI martensitic steel (03Х12Н8К5М2ТЮ) (copyright certificate No. 850726, BI No. 28, 1982), which has been successfully used at numerous enterprises of the Russian Federation for the manufacture of core medical instruments (according to TU 14 -136-198-75). With a change in the ratio of nickel, as well as chromium and aluminum, the aging steel 3I90-VI goes into the austenitic class: patents No. 2252977 and No. 2430187 [5, 6]. The main advantages of the above austenitic grade steels are good corrosion resistance, increased ductility in the hardened state, which can lead to cold plastic deformation with large total deformations, and increased relaxation resistance to temperatures of 400-450 ° C. However, one of the significant drawbacks of hardened austenitic steels as a structural material is the relatively low yield strength, which limits the possibility of their use in heavily loaded parts and assemblies for critical purposes.
Техническим результатом изобретения является получение высокопрочного коррозионно-стойкого материала, обладающего после закалки достаточно пластичной двухфазной аустенитно-ферритной структурой, способной подвергаться высоким суммарным обжатиям при холодной пластической деформации и достигать высоких прочностных и упругих свойств после деформационного старения.The technical result of the invention is to obtain a high-strength corrosion-resistant material having, after hardening, a sufficiently ductile biphasic austenitic-ferritic structure capable of undergoing high total reductions in cold plastic deformation and achieving high strength and elastic properties after strain aging.
В отечественных и зарубежных стандартах коррозионно-стойкие аустенитно-ферритные стали в связи с их специфическими свойствами объединяются в самостоятельный класс. Преимущество сталей этого класса - повышенный предел текучести, по сравнению со сталями аустенитными однофазными, отсутствие склонности к росту зерна при сохранении двухфазной структуры, а также хорошая свариваемость и меньшая склонность к межкристаллитной коррозии при меньшем содержании остродефицитного никеля [7]. Однако существует необходимость обеспечения оптимального соотношения аустенита и феррита в структуре 50:50 (±5), которое достигается введением феррито- и аустенитообразующих элементов в определенном соотношении [8].In domestic and foreign standards, corrosion-resistant austenitic-ferritic steels are combined into an independent class due to their specific properties. The advantage of steels of this class is an increased yield strength compared with austenitic single-phase steels, the absence of a tendency to grain growth while maintaining a two-phase structure, as well as good weldability and a lower tendency to intergranular corrosion with a lower content of acute nickel [7]. However, there is a need to ensure the optimal ratio of austenite and ferrite in the 50:50 (± 5) structure, which is achieved by introducing ferrite and austenite-forming elements in a certain ratio [8].
Известны аналоги изобретения [9-11], позволяющие получить высокопрочную коррозионно-стойкую двухфазную сталь.Known analogues of the invention [9-11], allowing to obtain high-strength corrosion-resistant two-phase steel.
Прототипом изобретения [12] выбрана аустенитно-ферритная нержавеющая сталь, которая содержит, мас.%: углерод ≥0,03; марганец не более 2,0; хром 20-26; никель 4,5-7,0; молибден 0-3,5; азот 0,08-0,2; кремний 2,0-3,5; медь не более 3,5; серу ≤0,02; фосфор не более 0,03; другие элементы, за исключением железа, и нежелательные примеси 1,0 и железо - остальное. Добавление кремния в состав повышает ковкость, а также механические характеристики σ0,2 и HR в состоянии резкого охлаждения, при этом σ0,2≥560 МПа, когда Si≥2,3%.The prototype of the invention [12] selected austenitic-ferritic stainless steel, which contains, wt.%: Carbon ≥0.03; manganese no more than 2.0; chrome 20-26; nickel 4.5-7.0; molybdenum 0-3.5; nitrogen 0.08-0.2; silicon 2.0-3.5; copper no more than 3.5; sulfur ≤0.02; phosphorus no more than 0.03; other elements, with the exception of iron, and undesirable impurities of 1.0 and iron - the rest. Adding silicon to the composition increases the ductility, as well as the mechanical characteristics of σ 0.2 and HR in the state of quenching, with σ 0.2 ≥560 MPa, when Si≥2.3%.
Данная аустенитно-ферритная сталь позволяет получать как методами горячей, так и холодной обработки давлением проволоку, прутки или листы для обычных условий поставки. Сталь-прототип по сравнению с предложенной сталью имеет следующий существенный недостаток: она обладает недостаточно высокими прочностными свойствами.This austenitic-ferritic steel makes it possible to obtain wire, rods or sheets for conventional delivery conditions by both hot and cold pressing methods. Steel prototype in comparison with the proposed steel has the following significant drawback: it has insufficiently high strength properties.
Поставленная задача достигается тем, что предложенная коррозионно-стойкая аустенитно-ферритная сталь, содержащая углерод, хром, никель, титан и железо, дополнительно содержит молибден, алюминий, лантан + иттрий и, возможно, небольшое количество кобальта при следующем соотношении компонентов: углерод до 0,03 % хром 8,0-16 %, никель 6-12 %, молибден 1-5 %, кобальт 0-1 %, алюминий 1-5 %, титан ≥0,3 %, лантан + иттрий ≥0,05 и железо - остальное.The problem is achieved in that the proposed corrosion-resistant austenitic-ferritic steel containing carbon, chromium, nickel, titanium and iron, additionally contains molybdenum, aluminum, lanthanum + yttrium and, possibly, a small amount of cobalt in the following ratio of components: carbon to 0 , 03% chromium 8.0-16%, nickel 6-12%, molybdenum 1-5%, cobalt 0-1%, aluminum 1-5%, titanium ≥0.3%, lanthanum + yttrium ≥0.05 and iron is the rest.
Углерод в сталь специально не вводится, он является вредной примесью, и содержание углерода в стали не должно превышать 0,03 % для обеспечения высокой пластичности.Carbon is not specifically introduced into steel, it is a harmful impurity, and the carbon content in steel should not exceed 0.03% to ensure high ductility.
При содержании хрома менее 8,0 % не обеспечиваются коррозионные свойства нержавеющей стали. При высоком содержании хрома в структуре (более 16 %) стали появляется σ-фаза, которая приводит к снижению механических свойств стали, поэтому содержание хрома ограничивается 10-16%.When the chromium content is less than 8.0%, the corrosion properties of stainless steel are not ensured. With a high chromium content in the structure (more than 16%) of the steel, a σ-phase appears, which leads to a decrease in the mechanical properties of steel, so the chromium content is limited to 10-16%.
Содержание никеля в количестве 6-12 мас.% обеспечивает необходимую устойчивость аустенита и пластичность стали в упрочненном состоянии. Никель также повышает коррозионную стойкость в слабоокисляющихся или неокисляющихся растворах химических веществ.Nickel content in the amount of 6-12 wt.% Provides the necessary stability of austenite and ductility of steel in the hardened state. Nickel also increases the corrosion resistance in slightly oxidizing or non-oxidizing chemical solutions.
Введение молибдена повышает прочность, релаксационную стойкость, способствует повышению коррозионной стойкости [13] и устраняет тепловую хрупкость. Молибден по отношению к железу является поверхностно-активным. Он снижает подвижность атомов вдоль границ и тем самым снижает вероятность образования сегрегаций вдоль зерен, следовательно, молибден является необходимым элементом для коррозионно-стойкой высокопрочной и теплостойкой стали.The introduction of molybdenum increases strength, relaxation resistance, contributes to increased corrosion resistance [13] and eliminates thermal brittleness. Molybdenum in relation to iron is surface-active. It reduces the mobility of atoms along the boundaries and thereby reduces the likelihood of segregation along the grains, therefore, molybdenum is an essential element for corrosion-resistant high-strength and heat-resistant steel.
Известно [14] положительно влияет на свойства сталей комплексное легирование молибденом и кобальтом. Влияние кобальта обусловлено тем, что он уменьшает растворимость молибдена в α-железе и тем самым увеличивает объемную долю фаз, содержащих молибден, в результате повышаются прочностные свойства. Кобальт также повышает предел текучести [15]. Наряду с такими полезными свойствами кобальт еще является единственным элементом, не снижающим критических точек Мн и Мк стали. Однако ввиду того, что кобальт является дорогостоящим и остродефицитным элементом, количество его было ограничено до 1,0 %.It is known [14] that complex alloying with molybdenum and cobalt positively affects the properties of steels. The effect of cobalt is due to the fact that it reduces the solubility of molybdenum in α-iron and thereby increases the volume fraction of phases containing molybdenum, resulting in increased strength properties. Cobalt also increases the yield strength [15]. Along with such useful properties, cobalt is also the only element that does not reduce the critical points M n and M to steel. However, due to the fact that cobalt is an expensive and severely deficient element, its amount was limited to 1.0%.
Титан же в состав исследуемой стали вводится в количестве до 0,3%, чтобы связать весь оставшийся углерод, а также и присутствующие примеси азота в карбонитрид.Titanium, on the other hand, is introduced into the composition of the studied steel in an amount of up to 0.3% in order to bind all the remaining carbon, as well as the nitrogen impurities present in the carbonitride.
Лантан и иттрий вводятся в сталь с целью измельчения зерна.Lanthanum and yttrium are introduced into steel to grind grain.
Алюминий является в несколько раз более сильным ферритообразователем, чем хром. Поэтому при увеличении содержания алюминия от 1 до 5% содержание хрома в аустенитно-ферритной стали по сравнению с прототипом может быть понижено. Кроме того, алюминий в исследуемой стали выделяется из ОЦК-твердого раствора, входит в состав упрочняющей фазы при старении (Fe, Ni, Al) (показано результатами ранее проведенного исследования), так что его введение является вполне оправданным.Aluminum is several times stronger ferrite former than chromium. Therefore, with an increase in aluminum content from 1 to 5%, the chromium content in austenitic-ferritic steel can be reduced in comparison with the prototype. In addition, aluminum in the steel under study is released from the bcc solid solution and is part of the hardening phase during aging (Fe, Ni, Al) (shown by the results of a previous study), so its introduction is justified.
Относительный вклад каждого элемента в установление структуры определяется никелевым и хромовым эквивалентом по следующим формулам [16]:The relative contribution of each element to the establishment of the structure is determined by the nickel and chromium equivalent according to the following formulas [16]:
%№-эквивалента=%Ni+%Co+30(%C)+25(%N)+0,5(%Mn)+0,3(%Cu);% N-equivalent =% Ni +% Co + 30 (% C) +25 (% N) +0.5 (% Mn) +0.3 (% Cu);
%Сr-эквивалента=%Cr+2(%Si) +l,5(%Mo) +5(%V) +5,5(%A1) +1,5(%Nb)% Cr equivalent =% Cr + 2 (% Si) + l, 5 (% Mo) +5 (% V) +5.5 (% A1) +1.5 (% Nb)
+1,75(%Ti)+0,75(%W).+1.75 (% Ti) +0.75 (% W).
Определенное соотношение содержания в стали хрома и никеля, а также ферритообразующих (Mo, Al, Ti) и аустенитообразующих (С, Cо) легирующих элементов обеспечивает достижение оптимальной устойчивости аустенита. При отклонении от этого соотношения аустенит стали оказывается либо слишком неустойчивым, и тогда сталь после закалки содержит мартенсит, что приводит к снижению пластичности, либо слишком устойчивым, и тогда при холодной деформации возникает мало мартенситодеформации и не достигается высокая прочность [17].A certain ratio of the content of chromium and nickel in steel, as well as ferrite-forming (Mo, Al, Ti) and austenite-forming (C, Co) alloying elements ensures optimal stability of austenite. When deviating from this ratio, the austenite of the steel is either too unstable, and then the steel after quenching contains martensite, which leads to a decrease in ductility, or is too stable, and then with little deformation there is little martensitic deformation and high strength is not achieved [17].
Целью предложенного изобретения является получение высокопрочного коррозионно-стойкого материала, обладающего после закалки от 1000°C достаточно пластичной двухфазной аустенитно-ферритной структурой, способной подвергаться высоким суммарным степеням обжатиям при холодной пластической деформации, достигая высокого уровня прочностных и упругих свойств как при деформации (в результате мартенситного превращения), так и после окончательного старения при 500°C, 1 час. Особенностью предлагаемой стали является относительно небольшая склонность к закалочному старению.The aim of the proposed invention is to obtain a high-strength corrosion-resistant material having, after hardening from 1000 ° C, a sufficiently ductile two-phase austenitic-ferritic structure capable of undergoing high total reductions in cold plastic deformation, achieving a high level of strength and elastic properties as in deformation (as a result martensitic transformation), and after final aging at 500 ° C, 1 hour. A feature of the proposed steel is a relatively small tendency to quenching aging.
Пример. Образцы из исследуемой стали после выплавки в открытой индукционной печи втягивались в кварцевые трубки диаметром 8 мм, в которых и кристаллизовались. Полученные прутки подвергались гомогенизационному отжигу при температуре 1150°C в течение 6 часов. На полученных образцах было проведено изучение влияния температуры нагрева под закалку на механические свойства исследуемой стали. Образцы подвергались нагреву в интервале 800-1200°C с выдержкой 15 мин и с последующим охлаждением в воде. Микроструктурные исследования показали, что соотношение аустенита и δ-феррита 50:50 сохраняется при нагреве в интервале температур 950-1100°С. Повышение температуры нагрева под закалку приводит к увеличению количества δ-феррита. При понижении температуры нагрева под закалку до 800-850°C наблюдается некоторое повышение прочностных свойств и понижение пластических свойств, что связано с протеканием высокотемпературного старения в аустенитной матрице (по данным микрорентгеноструктурного анализа выделяется фаза Лавеса сложного состава). Поэтому температурой нагрева под закалку принята температура 1000-1050°С. После шлифовки, которую на прутках проводили с целью удаления поверхностных дефектов, закалки от 1000-1050°C с последующим охлаждением в воде и подготовки поверхности к волочению проводили холодную пластическую деформацию (волочением) заготовок по маршруту с Ø7,8 мм до Ø1,0 мм. По маршруту волочения были отобраны образцы для исследования механических, физических свойств и микроструктуры. Следует отметить достаточно высокую пластичность и технологичность исследуемой аустенитно-ферритной стали 03Х13Н9М2Ю2Т, которую удалось продеформировать до Ø2,5 мм практически без существенного понижения пластичности. Подобное поведение стали с гетерогенной структурой объясняется протеканием γ→α превращения в аустенитной фазе и сопутствующим этому превращению ТРИП-эффектом. Процессы старения изучали как на закаленных, так и продеформированных образцах. Как показали результаты рентгеноструктурного анализа, охрупчивания, свойственного аустенитно-ферритным сталям в интервале температур 800-950°C, не наблюдалось, так как алюминий приводит к подавлению выделения σ-фазы [18].Example. After smelting in an open induction furnace, samples of the steel under study were drawn into quartz tubes with a diameter of 8 mm, in which they crystallized. The resulting rods were subjected to homogenization annealing at a temperature of 1150 ° C for 6 hours. The obtained samples were used to study the effect of quenching heating temperature on the mechanical properties of the steel under study. The samples were heated in the range of 800-1200 ° C with a holding time of 15 min and then cooled in water. Microstructural studies have shown that the ratio of austenite to δ-ferrite of 50:50 is maintained upon heating in the temperature range 950-1100 ° C. An increase in the temperature of heating for quenching leads to an increase in the amount of δ ferrite. With a decrease in the quenching heating temperature to 800-850 ° C, a certain increase in strength properties and a decrease in plastic properties are observed, which is associated with high-temperature aging in the austenitic matrix (according to the data of X-ray diffraction analysis, a complex Laves phase is distinguished). Therefore, the temperature of heating for quenching accepted temperature 1000-1050 ° C. After grinding, which was carried out on rods in order to remove surface defects, hardening from 1000-1050 ° C, followed by cooling in water and preparing the surface for drawing, cold plastic deformation (drawing) of the workpieces was carried out along the route from Ø7.8 mm to Ø1.0 mm . Samples were taken along the drawing route to study the mechanical, physical properties and microstructure. It should be noted a fairly high ductility and manufacturability of the studied austenitic-ferritic steel 03X13H9M2U2T, which was able to deform to Ø2.5 mm with virtually no significant decrease in ductility. A similar behavior of steel with a heterogeneous structure is explained by the occurrence of the γ → α transformation in the austenitic phase and the TRIP effect accompanying this transformation. The aging processes were studied on both hardened and deformed samples. As shown by the results of X-ray diffraction analysis, embrittlement inherent in austenitic-ferritic steels in the temperature range 800–950 ° C was not observed, since aluminum leads to suppression of the release of the σ phase [18].
Упрочнение, получаемое при старении закаленных образцов в интервале 450-500°C, происходит за счет выделения из ОЦК-фазы (δ-феррита) интерметаллидной фазы NiAl, что приводит к некоторому повышению прочностных свойств, т.к. доля δ-феррита составляет 50%. Упрочнение, получаемое при старении деформированной структуры, приводит к более существенному (дополнительному) повышению прочностных свойств при старении, т.к. наблюдается распад 100 % ОЦК-фазы (δ-феррита и мартенсита деформации), с выделением той же интерметаллидной фазы NiAl.The hardening obtained during aging of quenched samples in the range of 450-500 ° C occurs due to the precipitation of the intermetallic phase NiAl from the bcc phase (δ ferrite), which leads to some increase in strength properties, because the proportion of δ-ferrite is 50%. The hardening obtained during aging of a deformed structure leads to a more substantial (additional) increase in strength properties during aging, since the decomposition of the 100% bcc phase (δ ferrite and martensite strain) is observed, with the release of the same intermetallic phase NiAl.
Результаты механических испытаний приведены в табл.1.The results of the mechanical tests are given in table 1.
Таким образом, предлагаемую сталь целесообразно использовать в состоянии закалка + деформация + старение, после которого удалось получить высокий комплекс прочностных свойств при сохранении достаточного запаса пластичности, что дает возможность использования исследуемой стали в качестве материала для высокопрочных коррозионно-стойких и теплостойких деталей для приборостроения и точного машиностроения.Thus, it is advisable to use the proposed steel in the state of hardening + deformation + aging, after which it was possible to obtain a high complex of strength properties while maintaining a sufficient margin of ductility, which makes it possible to use the studied steel as a material for high-strength corrosion-resistant and heat-resistant parts for instrumentation and precision mechanical engineering.
Список использованной литературыList of references
1. Грачев С.В., Бараз В.Р. Теплостойкие и коррозионно-стойкие пружинные стали. М.: Металлургия, 1989, с.143.1. Grachev S.V., Baraz V.R. Heat-resistant and corrosion-resistant spring steel. M .: Metallurgy, 1989, p.143.
2. Мальцева Л.А., Завалишин В.А., Михайлов С.Б., Озерец Н.Н., Мальцева Т.В., Шарапова В.А... Свойства метастабильной стали 03Х14Н11К5М2ЮТ после термомеханической обработки // МиТОМ, 2009. №11 (653). С.45-50.2. Maltseva LA, Zavalishin VA, Mikhailov SB, Ozerets NN, Maltseva TV, Sharapova VA ... Properties of metastable steel 03Х14Н11К5М2ЮТ after thermomechanical processing // MiTOM, 2009. No. 11 (653). S.45-50.
3. Грачев С.В., Мальцева Л.А., Мальцева Т.В. Аустенитно-ферритная коррозионно-стойкая сталь для высокопрочной проволоки // МиТОМ. 2000. №11. С.6-9.3. Grachev S.V., Maltseva L.A., Maltseva T.V. Austenitic-ferritic corrosion-resistant steel for high-strength wire // MiTOM. 2000. No. 11. S.6-9.
4. Авторское свидетельство №850726, БИ №28, 1982 г. Мартенситно-стареющая сталь.4. Copyright certificate No. 850726, BI No. 28, 1982, Maraging steel.
5. Патент РФ №2252977. Бюл. №15 от 27.05.2005. Высокопрочная коррозионно-стойкая аустенитная сталь.5. RF patent №2252977. Bull. No. 15 dated 05/27/2005. High strength corrosion resistant austenitic steel.
6. Патент РФ №2430187. Бюл. №27 от 27.09.2011. Коррозионно-стойкая аустенитная сталь.6. RF patent No. 2430187. Bull. No 27 on 09/27/2011. Corrosion resistant austenitic steel.
7. Вороненко Б.И. Современные коррозионно-стойкие аустенитно-ферритные стали (обзор) // МиТОМ. 1997. №10. С.20-29.7. Voronenko B.I. Modern corrosion-resistant austenitic-ferritic steels (review) // MiTOM. 1997. No. 10. S.20-29.
8. Заявка №1459915, публ. 31 декабря 1976 г., №4579. Великобритания. Кл. МКИ С22С 38/40. Высокопрочная нержавеющая сталь.8. Application No. 1459915, publ. December 31, 1976, No. 4579. United Kingdom. Cl. MKI C22C 38/40. High strength stainless steel.
9. Заявка №56-25266, публ. 11.06.1981 г., №3-632. Япония. Заявлено 27.05.76 г., №51-60673. Заявитель Мицубиси сэйко К.К. Кл. С22С 38/40. Упрочняемая нержавеющая сталь.9. Application No. 56-25266, publ. 06/11/1981, No. 3-632. Japan. Declared 05/27/76, No. 51-60673. Applicant Mitsubishi Seiko K.K. Cl. C22C 38/40. Hardened stainless steel.
10. Патент №2111283. Франция. Публикация 1972 г., №27 (7.VII), кл. С22С 39/00 // С21D 7/00. Нержавеющая хром-молибден-никель-кобальтовая сталь с повышенной механической прочностью.10. Patent No. 2111283. France. Publication 1972, No. 27 (7.VII), cl. C22C 39/00 // C21D 7/00. Stainless chrome-molybdenum-nickel-cobalt steel with increased mechanical strength.
11. Моделирование структуры двухфазных низкоуглеродистых хромистых сталей. Золоторевский Н.Ю., Титовец Ю.Ф., Самойлов А.Н., Хриберниг Г., Пихлер А. Металловедение и термическая обработка металлов. 2007. №1. С.16-23.11. Modeling the structure of two-phase low-carbon chromium steels. Zolotorevsky N.Yu., Titovets Yu.F., Samoilov A.N., Khribernig G., Pikhler A. Metallurgy and heat treatment of metals. 2007. No1. S.16-23.
12. Заявка №2567911, публ. 24.01.86. №4, Франция. Кл. С22С 38/58. Аустенитно-ферритная нержавеющая сталь и изготовленные из нее изделия.12. Application No. 2567911, publ. 01/24/86. No. 4, France. Cl. C22C 38/58. Austenitic-ferritic stainless steel and products made from it.
13. Высокопрочные коррозионно-стойкие стали современной авиации/ Под науч. ред. А.Г.Братухина - М.: изд-во МАИ. 2006. - 656 с. с ил.13. High-strength corrosion-resistant steel of modern aviation / Under scientific. ed. A.G. Bratukhin - M .: publishing house of the Moscow Aviation Institute. 2006 .-- 656 p. with silt.
14. Перкас М.Д., Кардонский В.М. Высокопрочные мартенситно-стареющие стали. М.: Металлургия. 1970. 224 с.14. Perkas M.D., Cardonsky V.M. High strength martensitic aging steels. M .: Metallurgy. 1970.224 s.
15. Патент №2035524. Россия. Публикация 1995 г., кл. С22C 38/58. Коррозионно-стойкая сталь.15. Patent No. 2035524. Russia. Publication 1995, cl. C22C 38/58. Corrosion resistant steel.
16. Schneider Н. Investment Casting of High-hot- strength 12-per-cent.Chrome Steel// Foundry Trade J. 1960. V.108. P.62-563.16. Schneider N. Investment Casting of High-hot-strength 12-per-cent.Chrome Steel // Foundry Trade J. 1960. V.108. P.62-563.
17. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. Изд. 2, перераб. и доп. 1999. 408 с.17. Goldstein M.I., Grachev S.V., Veksler Yu.G. Special steels. Ed. 2, rev. and add. 1999.408 p.
18. Гуляев А.П., Жадан Т.А. Новые низколегированные нержавеющие стали. М.: Машиностроение, 1972. С.104.18. Gulyaev A.P., Zhadan T.A. New low alloyed stainless steels. M .: Engineering, 1972. P.104.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013108764/02A RU2522914C1 (en) | 2013-02-27 | 2013-02-27 | Austenite-ferrite high-strength steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013108764/02A RU2522914C1 (en) | 2013-02-27 | 2013-02-27 | Austenite-ferrite high-strength steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2522914C1 true RU2522914C1 (en) | 2014-07-20 |
Family
ID=51217534
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2013108764/02A RU2522914C1 (en) | 2013-02-27 | 2013-02-27 | Austenite-ferrite high-strength steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2522914C1 (en) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2567911A1 (en) * | 1984-07-20 | 1986-01-24 | Ugine Aciers | AUSTENOFERRITIQUE STAINLESS STEEL "DUPLEX" AND CORRESPONDING CORRECTIVE PRODUCTS |
| EP1061151B1 (en) * | 1999-06-15 | 2003-05-02 | Kubota Corporation | Ferritic-austenitic two-phase stainless steel |
| RU2270268C1 (en) * | 2005-02-01 | 2006-02-20 | Закрытое акционерное общество "Ижевский опытно-механический завод" | Corrosion-resistant steel and the product made out of it |
| RU2352680C1 (en) * | 2007-09-24 | 2009-04-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уральский государственный технический университет - УПИ имени первого Президента России Б.Н.Ельцина" | Ferrite corrosion-resistant steel |
| RU2449046C1 (en) * | 2008-03-28 | 2012-04-27 | Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. | Stainless steel used for oil country tubular goods |
-
2013
- 2013-02-27 RU RU2013108764/02A patent/RU2522914C1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2567911A1 (en) * | 1984-07-20 | 1986-01-24 | Ugine Aciers | AUSTENOFERRITIQUE STAINLESS STEEL "DUPLEX" AND CORRESPONDING CORRECTIVE PRODUCTS |
| EP1061151B1 (en) * | 1999-06-15 | 2003-05-02 | Kubota Corporation | Ferritic-austenitic two-phase stainless steel |
| RU2270268C1 (en) * | 2005-02-01 | 2006-02-20 | Закрытое акционерное общество "Ижевский опытно-механический завод" | Corrosion-resistant steel and the product made out of it |
| RU2352680C1 (en) * | 2007-09-24 | 2009-04-20 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уральский государственный технический университет - УПИ имени первого Президента России Б.Н.Ельцина" | Ferrite corrosion-resistant steel |
| RU2449046C1 (en) * | 2008-03-28 | 2012-04-27 | Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. | Stainless steel used for oil country tubular goods |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11085093B2 (en) | Ultra-high strength maraging stainless steel with salt-water corrosion resistance | |
| JP6719903B2 (en) | Heat treatment method for manganese steel and manganese steel | |
| AU2017247759B2 (en) | Austenitic stainless steel material | |
| US10655195B2 (en) | Martensitic stainless steel | |
| CN108220821B (en) | High-strength austenitic stainless steel alloy material and preparation method thereof | |
| JP2013147705A (en) | Ferritic stainless steel wire rod and steel wire, and method for producing them | |
| JP2015526593A (en) | Ferritic stainless steel | |
| CN109609729B (en) | Stainless steel plate with 650 MPa-grade yield strength and manufacturing method thereof | |
| KR101401625B1 (en) | Precipitation hardening metastable austenitic stainless steel wire excellent in fatigue resistance and method for producing the same | |
| CN110408861A (en) | A kind of cold rolling high strength and ductility medium managese steel and preparation method thereof having lower Mn content | |
| JP2018119174A (en) | Two-phase stainless steel wire for heat-resistant bolt, and heat-resistant bolt component using said two-phase stainless steel wire | |
| CN106566951A (en) | High-strength wear-resistant forging and production method thereof | |
| CN104726789B (en) | Low nickel stainless steel | |
| JP2003301245A (en) | Precipitation hardening soft magnetic ferritic stainless steel | |
| US11987856B2 (en) | Ultra-high strength maraging stainless steel with salt-water corrosion resistance | |
| JP4887506B2 (en) | Method for producing ferritic heat resistant steel | |
| CN113166901B (en) | Chromium-molybdenum steel plate with excellent creep strength and preparation method thereof | |
| RU2522914C1 (en) | Austenite-ferrite high-strength steel | |
| RU2352680C1 (en) | Ferrite corrosion-resistant steel | |
| US20180100221A1 (en) | Stainless steel having excellent oxidation resistance at high temperature | |
| JP2022535237A (en) | Martensitic stainless steel alloy | |
| KR102263556B1 (en) | Two-phase stainless steel strip and its manufacturing method | |
| RU2323998C1 (en) | High-strength corrosion-resisting ferrite steel | |
| RU2823412C1 (en) | Article in form of rod for manufacture of parts of electric submersible plants for extraction of oil from alloy based on iron and chromium | |
| RU2571241C2 (en) | Ferrite corrosion resistant steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20150228 |