RU2571241C2 - Ferrite corrosion resistant steel - Google Patents
Ferrite corrosion resistant steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2571241C2 RU2571241C2 RU2013157238/02A RU2013157238A RU2571241C2 RU 2571241 C2 RU2571241 C2 RU 2571241C2 RU 2013157238/02 A RU2013157238/02 A RU 2013157238/02A RU 2013157238 A RU2013157238 A RU 2013157238A RU 2571241 C2 RU2571241 C2 RU 2571241C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- ferritic
- chromium
- nickel
- corrosion
- Prior art date
Links
Images
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, то есть к изысканию сплавов, применяемых в машиностроении для изделий, к которым предъявляются требования обеспечения высокой твердости и коррозионной стойкости при достаточной пластичности.The invention relates to the field of metallurgy, that is, to the search for alloys used in mechanical engineering for products that are required to provide high hardness and corrosion resistance with sufficient ductility.
Ферритные стали, легированные хромом, применяются для изготовления изделий, работающих в окислительных средах, для бытовых приборов, в пищевой и легкой промышленности и для теплообменного оборудования в энергомашиностроении. Эти стали имеют высокую коррозионную стойкость в азотной кислоте, водных растворах аммиака, в аммиачной селитре, смеси азотной, фосфорной и фтористоводородной кислот, а также в других агрессивных средах [1].Chromium alloyed ferritic steels are used for the manufacture of products operating in oxidizing environments, for household appliances, in the food and light industry, and for heat transfer equipment in power engineering. These steels have high corrosion resistance in nitric acid, aqueous solutions of ammonia, in ammonium nitrate, a mixture of nitric, phosphoric and hydrofluoric acids, as well as in other aggressive environments [1].
Известны аналоги изобретения [2-9], позволяющие получить ферритные коррозионно-стойкие стали, обладающие повышенными пластичностью, пределом текучести и производительностью сварки труб [2], устойчивостью к термическому циклическому стрессу и оксидированию при повышенной температуре [3] и т.д. Однако все эти стали обладают недостаточно высокой прочностью.Known analogues of the invention [2-9], allowing to obtain ferritic corrosion-resistant steels with increased ductility, yield strength and productivity of pipe welding [2], resistance to thermal cyclic stress and oxidation at elevated temperatures [3], etc. However, all these steels have insufficient strength.
В настоящее время из числа отечественных ферритных коррозионно-стойких сталей наиболее известны стали 12X17, 08Х18Т и 015Х18М2Б. При высокотемпературном нагреве в стали 12X17 возможно образование аустенита, что является нежелательным для сталей этого типа, так как при охлаждении происходит мартенситное превращение, что повышает твердость, снижает пластичность, вызывает склонность к межкристаллитной коррозии. Для предотвращения этого явления уменьшают содержание углерода или вводят титан, ниобий, молибден, которые способствуют получению однофазной структуры, а образование карбидов титана и ниобия снижает склонность к росту зерна и улучшает коррозионную стойкость, в частности, сварных швов (08Х18Т и 015Х18М2Б) [1].Currently, among the domestic ferritic corrosion-resistant steels, the most famous are 12X17, 08X18T and 015X18M2B. During high-temperature heating, austenite may form in 12X17 steel, which is undesirable for this type of steel, since martensitic transformation occurs during cooling, which increases hardness, reduces ductility, and causes a tendency to intergranular corrosion. To prevent this phenomenon, the carbon content is reduced or titanium, niobium, and molybdenum are introduced, which contribute to obtaining a single-phase structure, and the formation of titanium and niobium carbides reduces the tendency to grain growth and improves the corrosion resistance of, in particular, welds (08X18T and 015X18M2B) [1] .
В зарубежной практике разработаны стали с низким суммарным содержанием углерода и азота (0,025-0,035%), содержащие 18-28% Cr и 2-4% Mo, стабилизированные Ti или Nb. Эти стали называют суперферритами; они имеют высокую стойкость во многих агрессивных средах, стойки против коррозии под напряжением, питтинговой и щелевой коррозии [1].In foreign practice, steels with a low total carbon and nitrogen content (0.025-0.035%) containing 18-28% Cr and 2-4% Mo, stabilized with Ti or Nb have been developed. These steels are called superferrites; they have high resistance in many aggressive environments, resistant to stress corrosion, pitting and crevice corrosion [1].
Хромистые ферритные стали имеют крупный недостаток: они могут охрупчиваться в процессах технологических нагревов и длительных выдержек при повышенных температурах во время эксплуатации. В них возможна хрупкость при выдержках в интервале температур 400-500°C, хрупкость при 600-800°C (в связи с образованием σ-фазы) и хрупкость вследствие образования чрезмерно крупных зерен, например при сварке. Хрупкость хромистых ферритных сталей трудно, а часто и невозможно устранить последующей обработкой, что сужает возможности их практического использования и накладывает ограничения на технологические операции [1]. Известна [11] ферритная коррозионно-стойкая сталь, содержащая в мас.%: углерод до 0,03; хром 12,0-25,0; никель 5,0-18,0, алюминий 3,0-9,5; титан 0,25-0,5; молибден 0,8-6,0; лантан + иттрий до 0,05, железо - остальное, обладающая высокой твердостью, прочностью и свариваемостью, жаростойкостью в средах продуктов горения и коррозионной стойкостью в солевых и кислых средах, но недостаточной высокой пластичностью.Chromium ferritic steels have a major drawback: they can be embrittled in the process of process heating and long shutter speeds at elevated temperatures during operation. They can be brittle when holding in the temperature range 400-500 ° C, brittle at 600-800 ° C (due to the formation of the σ-phase) and brittleness due to the formation of excessively large grains, for example during welding. The brittleness of chromium ferritic steels is difficult, and often impossible to eliminate by subsequent processing, which reduces the possibility of their practical use and imposes restrictions on technological operations [1]. Known [11] ferritic corrosion-resistant steel, containing in wt.%: Carbon up to 0.03; chrome 12.0-25.0; nickel 5.0-18.0, aluminum 3.0-9.5; titanium 0.25-0.5; molybdenum 0.8-6.0; lanthanum + yttrium up to 0.05, iron - the rest, which has high hardness, strength and weldability, heat resistance in the environment of combustion products and corrosion resistance in salt and acidic environments, but insufficient high ductility.
Прототипом изобретения является ферритная коррозионно-стойкая сталь [10], содержащая в мас.%: углерод 0,02-0,09, хром 5,0-13,0, кремний 1,0-2,5, алюминий 0,9-1,65, титан 0,2-0,8, молибден 0,07-0,35, ванадий 0,07-0,15, железо - остальное, обладающая повышенной пластичностью, свариваемостью, жаростойкостью в средах продуктов горения и коррозионной стойкостью в солевых и кислых средах, но недостаточной прочностью.The prototype of the invention is ferritic corrosion-resistant steel [10], containing in wt.%: Carbon 0.02-0.09, chromium 5.0-13.0, silicon 1.0-2.5, aluminum 0.9- 1.65, titanium 0.2-0.8, molybdenum 0.07-0.35, vanadium 0.07-0.15, iron - the rest, which has increased ductility, weldability, heat resistance in the environment of combustion products and corrosion resistance in saline and acidic environments, but insufficient strength.
Задача, на решение которой направлено изобретение, заключается в создании ферритной коррозионно-стойкой стали, обладающей более высоким комплексом физико-механических свойств (прочность, коррозионная стойкость) в закаленном и состаренном состоянии, и в то же время которая была бы не подвержена хрупкости при нагреве и обладала достаточно высокой пластичностью. Техническим решением данного изобретения является разработка такого состава ферритной стали, у которой после закалки сохраняется до 15-20% вторичного аустенита, сдерживающего рост зерна при нагреве под закалку и нестабильного при деформации, который в результате последеформационного старения приводит к дополнительному упрочнению ферритной стали.The problem to which the invention is directed, is to create a ferritic corrosion-resistant steel with a higher complex of physico-mechanical properties (strength, corrosion resistance) in a hardened and aged state, and at the same time that would not be susceptible to brittleness when heated and had a fairly high ductility. The technical solution of this invention is the development of such a composition of ferritic steel, which after quenching retains up to 15-20% of secondary austenite, restraining grain growth during heating under quenching and unstable during deformation, which as a result of post-deformation aging leads to additional hardening of ferritic steel.
Поставленная задача достигается тем, что коррозионно-стойкая ферритная сталь, содержащая углерод, хром, молибден, титан, алюминий и железо дополнительно содержит никель, церий и иттрий, при следующем соотношении компонентов в мас.%: углерод до 0,03; хром 12-18; никель 5-10; молибден 0,8-3,0; титан менее 0,20; алюминий 1,0-2,5; церий до 0,02; иттрий ≤0,002, железо - остальное1 (Изменение соотношение в стали феррито- и аустенитообразующих элементов алюминия приводит к изменению структурного класса и резкому повышению прочностных свойств в состоянии: закалка с последующим старением, присутствие в ферритной стали небольшого количества более пластичного вторичного аустенита уменьшает склонность ферритной стали к росту зерна, что способствует более высокой ее пластичности и технологичности [16].). Влияние легирующих элементов на положение области γ→(δ)α превращения в системе Fe-Cr и местонахождение исследуемой стали показано в Приложении 1.The problem is achieved in that the corrosion-resistant ferritic steel containing carbon, chromium, molybdenum, titanium, aluminum and iron additionally contains nickel, cerium and yttrium, with the following ratio of components in wt.%: Carbon up to 0.03; chrome 12-18; nickel 5-10; molybdenum 0.8-3.0; titanium less than 0.20; aluminum 1.0-2.5; cerium up to 0.02; yttrium ≤0.002, iron - the rest 1 (Changing the ratio in steel of ferritic and austenitic elements of aluminum leads to a change in the structural class and a sharp increase in strength properties in the state: quenching and subsequent aging, the presence in ferritic steel of a small amount of more ductile secondary austenite reduces the tendency of ferritic began to grain growth, which contributes to its higher ductility and manufacturability [16].). The influence of alloying elements on the position of the region of γ → (δ) α transformation in the Fe-Cr system and the location of the steel under study are shown in Appendix 1.
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% не обеспечиваются коррозионные свойства нержавеющей стали. При большом содержании хрома (более 20%) происходит удорожание стали и возникает опасность образования σ-фазы, которая приводит к понижению пластичности.When the chromium content is less than 8%, the corrosion properties of stainless steel are not ensured. With a high chromium content (more than 20%), steel becomes more expensive and there is a danger of the formation of the σ phase, which leads to a decrease in ductility.
Содержание никеля в количестве 5-10% увеличивает пластичность, вязкость стали; никель также входит в состав упрочняющей фазы. Никель совместно с хромом повышает коррозионную стойкость в слабо окисляющих или не окисляющих растворах химических веществ. Использование никеля как основы позволяет получить сплавы с высокой коррозионной стойкостью в сильных агрессивных кислотах. Однако повышенное количество никеля, который является одним из основных аустенитообразующих элементов, приводит к образованию повышенного количества аустенита в ферритных сталях и, следовательно, не должно быть чрезмерным [12].The nickel content in the amount of 5-10% increases the ductility, the viscosity of steel; Nickel is also part of the hardening phase. Nickel together with chromium increases the corrosion resistance in weakly oxidizing or non-oxidizing solutions of chemicals. The use of nickel as a base allows to obtain alloys with high corrosion resistance in strong aggressive acids. However, an increased amount of nickel, which is one of the main austenite-forming elements, leads to the formation of an increased amount of austenite in ferritic steels and, therefore, should not be excessive [12].
Молибден повышает прочность, релаксационную стойкость, способствует повышению коррозионной стойкости и теплостойкости, подавляет обратимую отпускную хрупкость [13-14]. Однако повышение молибдена в стали выше 3,0% приводит к появлению в структуре высокотемпературной интерметаллидной молибденсодержащей χ-фазы, снижающей пластичность стали [15].Molybdenum increases strength, relaxation resistance, contributes to increased corrosion resistance and heat resistance, suppresses reversible temper brittleness [13-14]. However, an increase in molybdenum in steel above 3.0% leads to the appearance of a high-temperature intermetallic molybdenum-containing χ phase in the structure, which reduces the ductility of steel [15].
Дополнительное упрочнение получается в результате дисперсионного твердения. Для этого в сталь вводят алюминий и титан, причем титан как наиболее сильный элемент по сродству к углероду образует незначительное количество карбидов TiC, который и связывает весь углерод в карбид. Самостоятельный интерметаллид Ti не образует, хотя не исключено, что он может входить в состав алюминида никеля, образуя более сложную интерметаллидную упрочняющую фазу. Так как содержание углерода ограничено (≤0,03%), то и количество Ti может быть понижено до 0,20%. В исследуемой стали упрочняющая фаза - интерметаллид (Fe, Ni)Al выделяется из ОЦК-фазы, как в мартенситно-стареющих сталях.Additional hardening is obtained as a result of dispersion hardening. To do this, aluminum and titanium are introduced into the steel, and titanium, as the most powerful element in terms of carbon affinity, forms an insignificant amount of TiC carbides, which binds all carbon to carbide. Independent Ti intermetallic does not form, although it is possible that it can be a part of nickel aluminide, forming a more complex intermetallic hardening phase. Since the carbon content is limited (≤0.03%), the amount of Ti can also be reduced to 0.20%. In the steel under study, a hardening phase — the intermetallic (Fe, Ni) Al is released from the bcc phase, as in martensitic aging steels.
Церий и иттрий вводится в сталь с целью измельчения ферритного зерна, что особенно важно для сталей ферритного класса, которые склонны к росту зерна с повышением температуры нагрева под закалку.Cerium and yttrium are introduced into steel in order to grind ferrite grains, which is especially important for steels of the ferritic class, which are prone to grain growth with increasing heating temperature for quenching.
Пользуясь структурной диаграммой для нержавеющих литых хромоникелевых сталей А. Шеффлера (рис.1), можно рассчитать, что исследуемая сталь находится вблизи феррито-аустенитной границы (ферритная область заштрихованная). Относительный вклад каждого элемента в установление структуры определяется никелевым и хромовым эквивалентом по следующим формулам [17]:Using the structural diagram for A. Sheffler’s stainless cast chromium-nickel steels (Fig. 1), it can be calculated that the steel under study is located near the ferrite – austenitic boundary (the ferrite region is shaded). 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 [17]:
%Ni - эквивалента=%Ni+%Co+30(%C)+25(%N)+0,5(%Mn)+0,3(%Cu)% Ni - equivalent =% Ni +% Co + 30 (% C) +25 (% N) +0.5 (% Mn) +0.3 (% Cu)
%Cr - эквивалента=%Cr+2(%Si)+1,5(%Mo)+5(%V)+5,5(%Al)+1,5(%Nb)% Cr - equivalent =% Cr + 2 (% Si) +1.5 (% Mo) +5 (% V) +5.5 (% Al) +1.5 (% Nb)
+1,75(%Ti)+0,75(%W)+1.75 (% Ti) +0.75 (% W)
Пример. Образцы из исследуемой стали 03Х13Н8М2ЮТ были выплавлены в индукционных печах типа Таммана весом 1-1,5 кг. Затем подвергались нагреву под закалку в интервале температур 900-1200°C в течение 15 мин с последующим охлаждением в воде. Твердость образцов по Виккерсу после закалки изменялась от 325 до 350 HV5/12,5. Повышение температуры нагрева под закалку от 900 до 1200°C не привело к существенному росту зерна феррита, хотя количество δ-феррита неуклонно росло. Рекомендуемая температура нагрева под закалку составляет 1000-1050°C. Рентгеноструктурное исследование показало, что структура закаленной от указанных температур исследуемой стали состоит практически из 82% феррита, незначительного количества упрочняющей упорядоченной интерметаллидной фазы (Fe, Ni)Al и ≈18% вторичного аустенита.Example. Samples from the studied steel 03X13H8M2UT were smelted in induction furnaces of the Tamman type weighing 1-1.5 kg. Then they were subjected to quenching heating in the temperature range 900-1200 ° C for 15 min, followed by cooling in water. The hardness of the samples according to Vickers after quenching varied from 325 to 350 HV 5 / 12.5 . An increase in the quenching heating temperature from 900 to 1200 ° C did not lead to a significant increase in the ferrite grain, although the amount of δ ferrite steadily increased. Recommended tempering temperature for hardening is 1000-1050 ° C. An X-ray diffraction study showed that the structure of the steel studied hardened from the indicated temperatures consists practically of 82% ferrite, a small amount of the hardening ordered intermetallic phase (Fe, Ni) Al, and ≈18% secondary austenite.
Закаленные от 1000°C в воду образцы подвергались старению в интервале температур 300-600°C. Проведенное исследование показало, что наибольшее упрочнение достигается после старения при 500°C в течение 1 ч. Твердость закаленных образцов после старения повышалась до 530 HV5/12,5, в то время как микротвердость δ-феррита составляла 450-500 HV, а микротвердость аустенита - 250HV. Как показали результаты рентгеноструктурного анализа, охрупчивания, свойственного ферритным сталям в интервале температур 400-500°C, не наблюдалось, так как алюминий приводит к подавлению выделения σ-фазы [18]. Упрочнение, получаемое при старении при температуре 500°C, происходит за счет дополнительного выделения из ОЦК-фазы (δ-феррита) той же интерметаллидной фазы (Fe, Ni)Al. Разупрочнение исследуемой стали наблюдалось при нагреве выше 600°C, что позволяет сделать вывод о теплостойкости предлагаемой стали до температур 500°C.Samples quenched from 1000 ° C to water were aged in the temperature range 300–600 ° C. The study showed that the greatest hardening is achieved after aging at 500 ° C for 1 h. The hardness of quenched samples after aging increased to 530 HV5 / 12.5, while the microhardness of δ-ferrite was 450-500 HV, and the microhardness of austenite - 250HV. As shown by the results of X-ray diffraction analysis, embrittlement inherent in ferritic steels in the temperature range 400–500 ° C was not observed, since aluminum leads to suppression of σ phase evolution [18]. The hardening obtained during aging at a temperature of 500 ° C is due to the additional isolation of the same intermetallic phase (Fe, Ni) Al from the bcc phase (δ ferrite). The softening of the studied steel was observed upon heating above 600 ° C, which allows us to conclude that the proposed steel is heat resistant to temperatures of 500 ° C.
Для оценки поведения при деформации образцы исследуемой закаленной стали 03Х13Н8М2ЮТ были подвергнуты деформации сжатием до ε=1,2 без разрушения целостности образца. При этом сопротивление деформированию возросло более чем в 2 раза с 480 в закаленном состоянии до 1150 МПа.To assess the behavior during deformation, the samples of the studied hardened steel 03Kh13N8M2YuT were subjected to deformation by compression to ε = 1.2 without destroying the integrity of the sample. In this case, the deformation resistance increased more than 2 times from 480 in the quenched state to 1150 MPa.
Проведенные исследования показали, что, несмотря на высокие прочностные свойства, исследуемая сталь обладает удовлетворительной пластичностью и может выдерживать умеренные суммарные деформации. Как показали рентгеноструктурные и магнитные исследования, количество ОЦК фазы при деформации увеличилось практически до 100%, т.е. аустенит исследуемой стали является деформационно-нестабильным и при деформации испытывает γ→α превращение. Последеформационное старение приводит к дополнительному повышению прочностных свойств до 1550 МПа.Studies have shown that, despite the high strength properties, the steel under study has satisfactory ductility and can withstand moderate total strains. As shown by X-ray diffraction and magnetic studies, the amount of the bcc phase during deformation increased to almost 100%, i.e. the austenite of the steel under study is deformation-unstable and undergoes a γ → α transformation upon deformation. Post-deformation aging leads to an additional increase in strength properties up to 1550 MPa.
Сравнительные испытания на коррозионную стойкость показали, что исследуемая сталь превышает по коррозионной стойкости промышленные нержавеющие стали 12Х18Н10Т, 30X13.Comparative tests for corrosion resistance showed that the steel under study is superior in corrosion resistance to industrial stainless steels 12X18H10T, 30X13.
Таким образом, предлагаемую сталь целесообразно использовать в состоянии закалки (от температур 1000-1050°C) и последующего старения, которое лучше проводить на готовых изделиях, 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 в закаленном и состаренном состоянии. Проведение умеренных пластических деформаций является дополнительным фактором, приводящим к формированию высокопрочного состояния в исследуемой стали.Thus, it is advisable to use the proposed steel in a state of hardening (from temperatures of 1000-1050 ° C) and subsequent aging, which is best carried out on finished products, 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 engineering in a hardened and aged state. Conducting moderate plastic deformations is an additional factor leading to the formation of a high-strength state in the steel under study.
Список литературыBibliography
1. Гольдштейн М.И., Грачев C.B., Векслер Ю.Г. Специальные стали. Учебник для вузов. М.: Металлургия, 1999, 408 с.1. Goldstein M.I., Grachev C. B., Veksler Yu.G. Special steels. Textbook for high schools. M .: Metallurgy, 1999, 408 p.
2. Патент №2250272. Россия. Публикация 20.04.2005. кл. C22C 38/54. Ферритная нержавеющая сталь.2. Patent No. 2250272. Russia. Published April 20, 2005. class C22C 38/54. Ferritic stainless steel.
3. Патент №6773660. США. Публикация 02.10.2002. кл. C22C 38/22. Ферритная нержавеющая сталь для использования при высоких температурах и способ получения фольги из этой стали.3. Patent No. 6773660. USA. Publication 02.10.2002. class C22C 38/22. Ferritic stainless steel for use at high temperatures and a method for producing foil from this steel.
4. Патент №2033465. Россия. Публикация 20.04.1995. кл. C22C 38/54. Ферритная сталь.4. Patent No. 2033465. Russia. Publication 04/20/1995. class C22C 38/54. Ferritic steel.
5. Патент №3480061. Япония. Публикация 20.09.1994. кл. C22C 38/00. Высокохромистая ферритная жаропрочная сталь.5. Patent No. 3480061. Japan. Publication 09/20/1994. class C22C 38/00. High chromium ferritic heat resistant steel.
6. Патент №3468156. Япония. Публикация 13.04.1999. кл. C22C 38/00. Ферритная нержавеющая сталь для деталей выхлопной системы автомобиля.6. Patent No. 3468156. Japan. Publication April 13, 1999. class C22C 38/00. Ferritic stainless steel for car exhaust system parts.
7. Патент №3367216. Япония. Публикация 20.09.1994. кл. C22C 38/00. Высокохромистая ферритная жаропрочная сталь.7. Patent No. 3367216. Japan. Publication 09/20/1994. class C22C 38/00. High chromium ferritic heat resistant steel.
8. Патент №3427502. Япония. Публикация 22.08.1994. кл. C22C 38/00. Ферритная нержавеющая сталь для детали автомобильной выхлопной системы.8. Patent No. 3427502. Japan. Publication 08.22.1994. class C22C 38/00. Ferritic stainless steel for automotive exhaust system parts.
9. Патент №3567603. Япония. Публикация 22.04.1996. кл. C22C 38/00. Высокохромистая ферритная сталь, обеспечивающая высокие характеристики ползучести сварного соединения.9. Patent No. 3567603. Japan. Publication 04/22/1996. class C22C 38/00. High-chromium ferritic steel providing high creep characteristics of the welded joint.
10. Патент №2082814. Россия. Публикация 27.06.1997. кл. C22C 38/28. Ферритная коррозионно-стойкая сталь.10. Patent No. 2082814. Russia. Publication 06/27/1997. class C22C 38/28. Ferritic stainless steel.
11. Патент №2352680. Россия. Публикация 20.04.2009. кл. C22C 38/50. Ферритная коррозионно-стойкая сталь.11. Patent No. 2352680. Russia. Published April 20, 2009. class C22C 38/50. Ferritic stainless steel.
12. Бабаков Α.Α., Приданцев М.В. Коррозионно-стойкие стали и сплавы. М.: Металлургия, 1971, 200 с.12. Babakov Α.Α., Pridantsev M.V. Corrosion-resistant steels and alloys. M .: Metallurgy, 1971, 200 p.
13. Грачев C.B., Бараз В.Р. Теплостойкие и коррозионно-стойкие пружинные стали. М.: Металлургия, 1989, 144 с.13. Grachev S. B., Baraz V. R. Heat-resistant and corrosion-resistant spring steel. M .: Metallurgy, 1989, 144 p.
14. Рахштадт А.Г. Пружинные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1982, 400 с.14. Rakhstadt A.G. Spring steel and alloys. M.: Metallurgy, 1982, 400 p.
15. Фазовые превращения при высокотемпературной аустенитизации и распаде пересыщенного твердого раствора в Fe-Cr-Co-Mo мартенситностареющих сталях/А.В. Василенко, Н.В. Звигинцев, Б.М. Могутнов и др. - ФММ. 1980. т.49. С.603-610.15. Phase transformations during high-temperature austenitization and decomposition of a supersaturated solid solution in Fe-Cr-Co-Mo maraging steels / A.V. Vasilenko, N.V. Zvigintsev, B.M. Mogutnov et al. - FMM. 1980.V. 49. S.603-610.
16. Патент №2252977. Россия. Публикация №15 от 27.05.2005. Кл. C22C 38/52. Высокопрочная коррозионно-стойкая аустенитная сталь.16. Patent No. 2252977. Russia. Publication No. 15 of 05/27/2005. Cl. C22C 38/52. High strength corrosion resistant austenitic steel.
17. Вороненко Б.И. Современные коррозионно-стойкие аустенитно-ферритные стали. МИТОМ. №10, 1997. 17. Voronenko B.I. Modern corrosion-resistant austenitic-ferritic steels. MITOM. No. 10, 1997.
18. Сокол И.Я. Двухфазные стали. М.: Металлургия, 1964, 215 с.18. Falcon I.Ya. Two-phase steels. M .: Metallurgy, 1964, 215 p.
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013157238/02A RU2571241C2 (en) | 2013-12-23 | 2013-12-23 | Ferrite corrosion resistant steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013157238/02A RU2571241C2 (en) | 2013-12-23 | 2013-12-23 | Ferrite corrosion resistant steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2013157238A RU2013157238A (en) | 2015-06-27 |
| RU2571241C2 true RU2571241C2 (en) | 2015-12-20 |
Family
ID=53497239
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2013157238/02A RU2571241C2 (en) | 2013-12-23 | 2013-12-23 | Ferrite corrosion resistant steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2571241C2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2808643C2 (en) * | 2018-12-21 | 2023-11-30 | Оутокумпу Ой | Ferritic stainless steel |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1112066A1 (en) * | 1983-06-20 | 1984-09-07 | Ордена Ленина И Ордена Трудового Красного Знамени Институт Электросварки Им.Е.О.Патона | Corrosion-resistant ferrit steel |
| US5240516A (en) * | 1991-06-03 | 1993-08-31 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-chromium ferritic, heat-resistant steel having improved resistance to copper checking |
| WO2005080622A1 (en) * | 2004-02-23 | 2005-09-01 | Sandvik Intellectual Property Ab | Cr-al-steel for high-temperature applications |
| 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 |
| EP1984533B1 (en) * | 2006-02-18 | 2011-07-20 | Forschungszentrum Jülich GmbH | Creep-resistant ferritic steel |
| EP1882756B1 (en) * | 2006-07-26 | 2012-01-11 | Sandvik Intellectual Property AB | Ferritic chromium steel |
-
2013
- 2013-12-23 RU RU2013157238/02A patent/RU2571241C2/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1112066A1 (en) * | 1983-06-20 | 1984-09-07 | Ордена Ленина И Ордена Трудового Красного Знамени Институт Электросварки Им.Е.О.Патона | Corrosion-resistant ferrit steel |
| US5240516A (en) * | 1991-06-03 | 1993-08-31 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-chromium ferritic, heat-resistant steel having improved resistance to copper checking |
| WO2005080622A1 (en) * | 2004-02-23 | 2005-09-01 | Sandvik Intellectual Property Ab | Cr-al-steel for high-temperature applications |
| EP1984533B1 (en) * | 2006-02-18 | 2011-07-20 | Forschungszentrum Jülich GmbH | Creep-resistant ferritic steel |
| EP1882756B1 (en) * | 2006-07-26 | 2012-01-11 | Sandvik Intellectual Property AB | Ferritic chromium steel |
| 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 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2808643C2 (en) * | 2018-12-21 | 2023-11-30 | Оутокумпу Ой | Ferritic stainless steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2013157238A (en) | 2015-06-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11085093B2 (en) | Ultra-high strength maraging stainless steel with salt-water corrosion resistance | |
| JP5988008B2 (en) | Austenitic stainless steel sheet | |
| EP1873270B1 (en) | Low alloy steel | |
| JP6029611B2 (en) | Austenitic stainless steel sheet and gasket for gasket | |
| US20080308195A1 (en) | Steel For Springs, Process Of Manufacture For Spring Using This Steel, And Spring Made From Such Steel | |
| JP6719903B2 (en) | Heat treatment method for manganese steel and manganese steel | |
| WO2016136888A1 (en) | Ferrite-based heat-resistant steel and method for producing same | |
| JP2015526593A (en) | Ferritic stainless steel | |
| CN103740913B (en) | High temperature forging Martensite Stainless Steel heat treating method | |
| CN104451086B (en) | The manufacture method of steamturbine rotor | |
| EP3126537B1 (en) | Dual-phase stainless steel | |
| Gramlich et al. | Tempering and Intercritical Annealing of Air‐Hardening 4 wt% Medium Manganese Steels | |
| RU2352680C1 (en) | Ferrite corrosion-resistant steel | |
| JP7232910B2 (en) | Chromium-molybdenum steel sheet with excellent creep strength and its manufacturing method | |
| Fritz | Heat treating of austenitic and duplex stainless steels | |
| JP2018178144A (en) | Precipitation-hardened stainless steel having excellent hot workability | |
| US2826496A (en) | Alloy steel | |
| US10513765B2 (en) | Stainless steel having excellent oxidation resistance at high temperature | |
| KR20180001704A (en) | Steel having film type retained austenite | |
| RU2571241C2 (en) | Ferrite corrosion resistant steel | |
| RU2323998C1 (en) | High-strength corrosion-resisting ferrite steel | |
| JP6365963B2 (en) | Martensitic stainless steel for fuel injection member and fuel injection member using the same | |
| KR102351770B1 (en) | Manufacturing method of Ni-containing steel sheet | |
| Hassan et al. | Investigation of the effect of austenitizing temperature and multiple tempering on the mechanical properties of AISI 410 martensitic stainless steel | |
| KR20120126961A (en) | Material having high strength and toughness and method for forming tower flange using the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20161224 |