UA124766C2 - Високохромиста мартенситна жаростійка сталь, що характеризується високою тривалою міцністю та опором до окиснення - Google Patents

Високохромиста мартенситна жаростійка сталь, що характеризується високою тривалою міцністю та опором до окиснення Download PDF

Info

Publication number
UA124766C2
UA124766C2 UAA201900275A UAA201900275A UA124766C2 UA 124766 C2 UA124766 C2 UA 124766C2 UA A201900275 A UAA201900275 A UA A201900275A UA A201900275 A UAA201900275 A UA A201900275A UA 124766 C2 UA124766 C2 UA 124766C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel
tubular product
content
product according
seamless tubular
Prior art date
Application number
UAA201900275A
Other languages
English (en)
Inventor
Арно Фуксман
Бернхард Кошліг
Бернхард Кошлиг
Марко Субановіч
Марко Субанович
Вальтер Бендік
Вальтер Бендик
Original Assignee
Валлурек Тьюбс Франс
Валлурек Дойчланд Гмбх
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 Валлурек Тьюбс Франс, Валлурек Дойчланд Гмбх filed Critical Валлурек Тьюбс Франс
Publication of UA124766C2 publication Critical patent/UA124766C2/uk

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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

Розкривається мартенситна жаростійка сталь для випадків застосування в котлоагрегатах, яка характеризується винятковим поєднанням підвищеної тривалої міцності та винятковим опором до окиснення під час впливу високих температур у паровмісних середовищах, яка характеризується наступним хімічним складом, визначеним за допомогою розплавлення, мас. %: C: від 0,10 до 0,16, Si: від 0,20 до 0,60, Mn: від 0,30 до 0,80, P≤0,020, S≤0,010, Al≤0,020, Cr: від 10,5 до 12,00, Mо: від 0,10 до 0,60, V: від 0,15 до 0,30, Ni: від 0,10 до 0,40, B: від 0,008 до 0,015, N: від 0,002 до 0,020, Co: від 1,50 до 3,00, W: від 1,50 до 2,50, Nb: від 0,02 до 0,07, Ti: 0,001-0,020. Інша частина сталі складається із заліза та неминучих домішок. Сталь нормалізують протягом періоду від приблизно 10 до приблизно 120 хвилин у температурному діапазоні від 1050 до 1170 °C та охолоджують на повітрі або у воді до кімнатної температури, а потім піддають відпусканню протягом щонайменше однієї години в температурному діапазоні від 750 до 820 °C. Вона демонструє мартенситну мікроструктуру із середнім вмістом δ-фериту менше за 5 % за об'ємом. WO 2018/011301 PCT/EP2017/067613 3

Description

від 10,5 до 12,00, Мо: від 0,10 до 0,60, У: від 0,15 до 0,30, Мі: від 0,10 до 0,40, В: від 0,008 до 0,015, М: від 0,002 до 0,020, Со: від 1,50 до 3,00, МУ: від 1,50 до 2,50, МБ: від 0,02 до 0,07, Ті: 0,001-0,020. Інша частина сталі складається із заліза та неминучих домішок. Сталь нормалізують протягом періоду від приблизно 10 до приблизно 120 хвилин у температурному діапазоні від 1050 до 1170 "С та охолоджують на повітрі або у воді до кімнатної температури, а потім піддають відпусканню протягом щонайменше однієї години в температурному діапазоні від 750 до 820 "С. Вона демонструє мартенситну мікроструктуру із середнім вмістом б-фериту менше за 5 95 за об'ємом. ! й й : 3 нос : Н
Ех 1 Характеристика за і Й. Проміжна і ІН. Хпрактеристика за вілехтності захноту ї5 характеристика ! наявностізахисту 2 від мм І 5-1 мгсм" і «са мгом" до Ко і
Е ше ! ша : : і і ; !
І а ! і Че! і й й ння : у й
Вміст сх
Фк.
Даний винахід стосується мартенситних високохромистих жаростійких сталей для компонентів, що функціонують за підвищених температур, наприклад від 550 до 750 "С, та при високих напруженнях. Сталь згідно з даним винаходом може застосовуватися в галузі виробництва енергії, хімічній і нафтогазовій галузях.
Матеріали на основі феритної/мартенситної високохромистої сталі широко використовуються на сучасних електростанціях як матеріали для труб проміжного пароперегрівника/лароперегрівника і паропровідних труб. Для додаткового поліпшення загального коефіцієнта корисної дії теплоелектростанцій необхідно буде підвищити параметри пари, тиск і температуру. Таким чином, здійснення більш ефективних циклів на електростанціях буде вимагати більш міцних матеріалів із поліпшеним опором до окиснення зі сторони пари.
Відомі спроби створити нову мартенситну високохромисту сталь, яка поєднує в собі виняткові властивості щодо тривалої міцності та чудовий опір до окиснення, дотепер не мали успіху через утворення так званої 72-фази. 2-фаза являє собою комплексний нітрид, який швидко укрупнюється з поглинанням таким чином навколишніх зміцнювальних осадів МХ, при цьому М являє собою МБ, М, і Х являє собою С, М.
Вираз "матеріал на основі високохромистої сталі" зазвичай означає марки сталі, що містять більше 9 95 Ст за вагою. Проте підвищений вміст хрому, тобто такий, що містить більше 9 95 Сг за вагою, який є необхідним для належного опору до окиснення в парах води, прискорює утворення 2-фази і також підвищує швидкість укрупнення осадів карбіду хрому. Втрата ефекту стабілізації мікроструктури як осадів МХ, так і карбіду хрому разом в результаті приводять до зниження тривалої міцності марок мартенситної високохромистої жаростійкої сталі. У результаті основною задачею для подальших розробок сталі є вирішення очевидної суперечності між тривалою міцністю та опором до окиснення.
На сьогодні для випадків використання в умовах високої температури, тобто випадків використання в умовах робочих температур, вищих за 550 "С, широко використовуються марки 91 і 92 за А5ТМ, які обидві містять 9 95 Сг за вагою, із тривалою міцністю, більшою за 109 год. при 600 "С, при 90 і 114 МпПа, відповідно. Основна відмінність між двома марками полягає в тому, що марка 92 містить М/ у межах 1,8 95 за вагою і меншу кількість Мо у межах 0,4 95 за вагою порівняно з 1 96 за вагою у випадку марки 91. Крім того, марка 92 містить невеликі кількості В, що становлять менше 0,005 95 за вагою.
Обидві марки сталі характеризуються недостатнім опором до окиснення в атмосферах пари при температурах, вищих за 600 "С, що значно обмежує діапазон температур застосування.
Зокрема, у компонентах котлоагрегату з теплопередачею оокалина виконує функцію теплоізоляційного матеріалу, що таким чином підвищує температуру металу і в результаті зменшує термін служби відповідних компонентів. Крім того, відколювання окалини під час роботи або потрапляння її у парову турбіну - на лопаті турбіни та спрямовувальні лопатки, - призведе до ерозійного руйнування наступних компонентів для перенесення пари. Відколота окалина може призвести до закупорювання труби, особливо в ділянці згинів, що перешкоджає потоку пари, часто призводячи в результаті до локального перегрівання та катастрофічного руйнування. х20бИіМоМ11-1 являє собою надійну високохромисту феритну/мартенситну сталь для випадків використання в умовах високої температури, що містить 0,20 о С за вагою, 10,5-12 95
Сг за вагою, 1 95 Мо за вагою і 0,2 95 М за вагою. Ця сталь демонструє ліпші властивості щодо окиснення ніж у марок сталі 91 і 92 за А5ТМ внаслідок більш високого вмісту Сг, але гіршу тривалу міцність (тривала міцність, більша ніж 105 год., при 600 "С становить приблизно 59
МПа). Крім того, оброблюваність у гарячому стані та зварюваність погіршуються внаслідок високого вмісту С, що становить 0,20 95 за вагою. Марка 122 за АБТМ містить 10-12 95 Ст, 1,8 96
М, 1 95 Си, а також додавання М, МЬ і М, щоб спричинити осадження зміцнювальних частинок
МХ. Тривала міцність є значно нижчою, ніж у марки 92 за А5ТМ, яка демонструє тривалу міцність 98 МПа після більше ніж 105 год. при 600 "С.
Оброблюваність у гарячому стані також є суперечливою внаслідок підвищеного вмісту Си.
Існує інша сталь зі вмістом Ст 11-12 95 за вагою. Вона використовується в основному для тонкостінної труби і називається сталлю ММ12-5НС, яка поєднує в собі належний опір до окиснення зі сторони пари і тривалу міцність на рівні марки 91 за А5ТМ. Визначення такої сталі відоме із заявки на патент М/О 02081766, в якій розкрита сталь для використання за високих температур, що містить за вагою: від 0,06 до 0,20 95 С, від 0,10 до 1,00 95 51, від 0,10 до 1,00 95
Мп, не більше за 0,010 95 5, від 10,00 до 13,00 95 Ст, не більше за 1,00 95 Мі, від 1,00 до 1,80 95
М, Мо таким чином, що (М/24Мо) становить не більше за 1,50 95, від 0,50 до 2,00 95 Со, від 0,15 до 0,3595 М, від 0,040 до 0,150 95 МБ, від 0,030 до 0,12 95 М, від 0,0010 до 0,010095 В і 60 необов'язково до 0,0100 95 Са включно, а інша частина хімічної композиції складається із заліза та домішок або залишків, одержаних після підготовчих процесів або лиття сталі або необхідних для них. Вміст хімічних компонентів переважно підтверджує такий взаємозв'язок, що сталь після нормалізації термообробки в діапазоні від 1050 до 1080 С і відпускання характеризується структурою відпущеного мартенситу, яка не містить або практично не містить дельта-фериту.
Порівняно з цією сталлю тривала міцність може бути ще поліпшена за умов зберігання без зміни інших властивостей, таких як корозійна стійкість і механічні властивості.
Таким чином, метою даного винаходу є забезпечення безшовного трубчастого виробу з мартенситної жаростійкої сталі із суттєво ліпшою тривалою міцністю, ніж у марки сталі 92 за
А5ТМ, для патрубків і труб, і з характеристиками високотемпературної корозії та окиснення в парах води, що порівнюються або є ліпшими, ніж у сталей Х2ОСгтМоМм11-1 ії ММ12-5НС, описаних у рівні техніки.
Додатковою метою даного винаходу є одержання сталі, яка демонструє мартенситну мікроструктуру з обмеженням вмісту дельта-фериту, також відомого як б-ферит, у середньому до 5 95 за об'ємом.
Іншою метою даного винаходу є забезпечення сталі, яка є придатною для виготовлення безшовних трубчастих виробів малого або великого діаметру, таких як безшовні труби або безшовні патрубки, та сталі, придатної для виготовлення зварних труб і патрубків, штампованих виробів і плит із використанням відомих і надійних виробничих процесів.
Сталь є придатною як виробничий матеріал для цілого ряду компонентів, що функціонують під напруженням за підвищених температур, зокрема таких як безшовні та зварні труби/патрубки, штамповані вироби та плити в галузі виробництва енергії, хімічної та нафтогазохімічної галузі. Крім того, сталь згідно з даним винаходом є стійкою до відпускання, після тривалого відпускання до 30 годин включно при 800 "С межа текучості перевищує або дорівнює 440 МПа, напруженість при розтягу перевищує або дорівнює 620 МПа, а ударна в'язкість при 20 "С перевищує або дорівнює 40 Дж при випробуванні у поздовжньому напрямку і 27 Дж при випробуванні у поперечному напрямку.
Згідно з даним винаходом, мета може бути досягнута за допомогою безшовного трубчастого виробу для випадків використання в умовах високої температури зі сталі, яка характеризується наступним хімічним складом у відсотках за вагою:
С: відО,10 до 0,16 95, зі: від 0,20 до 0,60 95,
Мп: від 0,30 до 0,80 Фо,
Р.х 0,020 95, 5:50,010 96,
АЇ х 0,020 95,
С: від 10,50 до 12,00 95,
Мо: від 0,10 до 0,60 95,
У: від0,15 до 0,30 9,
Мі: від 0,10 до 0,40 95,
В:відО, 008 до 0,015 95,
М: від 0,002 до 0,020 95,
Со: від 1,50 до 3,00 95,
МУ: від 1,50 до 2,50 95,
М: від0,02 до 0,07 о,
Ті: від 0,001 до 0,020 95, а решту вказаної сталі пліт залізо та неминучі домішки.
Переважно, співвідношення бору й азоту є таким: М 71,5, для досягнення оброблюваності в гарячому стані.
Переважно, наступне рівняння є таким, що задовольняє: 1,00 95 х МожО,5УМ х 1,50 95 (у 95 за вагою). в мому переважному варіанті гаран наступне рівняння задовольняє (у 9о за вагою): в-( 14 (м-105 77и57с9 Ве 48771) 2 0007
В іншому переважному варіанті здійснення наступне рівняння задовольняє (у 95 за вагою): 2,6 24. (МінСожО,5-Мп) - 20-(С-М) 5 11,2
У переважному варіанті здійснення вміст вуглецю становить від 0,13 до 0,16 95.
В іншому переважному варіанті здійснення вміст Мо становить від 0,20 до 0,60 95.
Переважно, вміст В становить від 0,0095 до 0,013 95.
У переважному варіанті здійснення вміст Ті становить від 0,001 до 0,005 95.
В іншому переважному варіанті здійснення мікроструктура містить у середньому щонайменше 95 95 відпущеного мартенситу, а решту складає дельта-ферит.
У ще більш переважному варіанті здійснення мікроструктура містить у середньому щонайменше 98 95 відпущеного мартенситу, а решту складає дельта-ферит.
У найбільш переважному варіанті здійснення мікроструктура є мартенситною і не містить дельта-фериту.
Даний винахід також стосується способу одержання, який передбачає наступні стадії: - лиття сталі з хімічним складом згідно з даним винаходом, - гаряче формування вказаної сталі, - нагрівання вказаної сталі та витримування вказаної сталі протягом періоду часу, що становить від 10 до 120 хвилин, у температурному діапазоні від 1050 "С до 1170 С, - охолодження вказаної сталі до кімнатної температури, - повторне нагрівання вказаної сталі до температури відпускання ТТ і витримування її при даній температурі, яка становить від 750 "С до 820 "С, протягом щонайменше однієї години, - охолодження вказаної сталі до кімнатної температури.
Переважно, стадію охолодження здійснюють за допомогою охолодження повітрям або охолодження водою.
Стадію охолодження після стадії повторного нагрівання може бути здійснено за допомогою охолодження водою.
Стадія охолодження після стадії нагрівання може бути здійснена за допомогою охолодження водою.
Даний винахід також може стосуватися виготовлення зварної труби, патрубка або плити з використанням такої сталі, як сталь для безшовного трубчастого виробу згідно з даним винаходом або згідно способу за даним винаходом.
На фіг. 1 показано схему приросту маси внаслідок окиснення, нанесеного на графік залежно від вмісту хрому.
Суть даного винаходу
Згідно з даним винаходом, створюють мартенситну високохромисту жаростійку сталь, яка характеризується наступним хімічним складом: (1)С: відО,1О до 0,16 об, при цьому С необхідно додати до щонайменше 0,1095 для одержання достатнього осадження карбідів. Крім того, С також є аустенітним стабілізуючим елементом. Вміст С, нижчий за 0,10 95, припускав би більшу кількість б-фериту в мікроструктурі. Верхня межа для вуглецю становить 0,16 95, оскільки надлишкове додавання С обмежує властивості щодо ударної в'язкості та зварюваності. (2) 51: від 0,20 до 0,60 95, при цьому Зі використовується для розкиснення в ході здійснення способу одержання сталі.
Крім того, це один із ключових елементів, який визначає характеристики окиснення в сталях.
Для досягнення ефекту поліпшення повного окиснення добавок 5і кількість повинна становити щонайменше 0,20 95. Верхній рівень бі слід переважно обмежити до 0,60 95, оскільки надлишкове додавання 5і прискорює укрупнення осадів і знижує ударну в'язкість. Переважно нижня межа становить 0,25 95. (3) Мп: від 0,30 до 0,80 95, при цьому Мп є ефективним елементом для розкиснення. Він зв'язує сірку та знижує утворення б-фериту. Може бути додано щонайменше 0,30 956 Мп. Верхня межа має становити 0,8 95, оскільки надлишкові добавки знижують тривалу міцність сталей за підвищених температур. (4) Р. х 0,020 9, при цьому Р є активним елементом межі зерна, який знижує властивості щодо ударної в'язкості сталей. Вміст має бути обмежений до 0,020 95, щоб запобігати негативному впливу Р на властивості щодо ударної в'язкості. Р може бути присутнім у кількості, що дорівнює або перевищує 0,00 95, оскільки він може являти собою постійну домішку. (5) 5:0,010 9, при цьому З утворює сульфіди і знижує властивості щодо ударної в'язкості та оброблюваності в гарячому стані сталей. Обмеження верхньої межі вмісту 5 до 0,010 запобігає утворенню дефектів під час гарячої обробки та негативному впливу на ударну в'язкість. 5 може бути присутнім у кількості, що дорівнює або перевищує 0,00 95, оскільки він може являти собою постійну домішку. (6) А х 0,020 95, при цьому А! є ефективним елементом для розкиснення, використовуваним у ході здійснення способу одержання сталі. Надлишкове додавання АЇ, вище за 0,02 95, може бо спричинити утворення АЇМ, що таким чином знижує кількість зміцнювальних нітридних осадів
МХ (М являє собою МБ, МУ, і Х являє собою С, М) у сталі і, в результаті, - властивості щодо тривалої міцності. АЇ може бути присутнім у кількості, що дорівнює або перевищує 0,00 95, оскільки він може являти собою постійну домішку. (7) Сг: від 10,5 до 12,00 95, при цьому Сг утворює карбіди, які утворюються на межах мартенситної мікроструктури.
Карбіди хрому є важливими для стабілізації мартенситної мікроструктури під час впливу підвищених температур. Ст поліпшує характеристики високотемпературного окиснення сталей.
Вміст, що становить щонайменше 10,5 95, є необхідним для розкриття поліпшувального ефекту повного окиснення добавок Сг. Вміст Сг, вищий за 12 95, приводить до збільшеного утворення б- фериту. (8) Мо: від 0,10 до 0,60 9,
Мо є важливим елементом для поліпшення тривалої міцності, який відповідає також за зміцнення твердого розчину. Цей елемент також міститься в карбідах та інтерметалевих фазах.
Мо може додаватися до досягнення вмісту, що становить 0,10 95. Добавки Мо, вищі за 0,60 95, будуть погіршувати ударну в'язкість і спричиняти збільшення вмісту б-фериту. Потрібно відзначити, що вміст М ї М/ повинен задовольняти співвідношенню (у 9о за вагою) 1 х Мож0О,5 х
УМ х 1,5, щоб гарантувати достатнє виділення карбідів та інтерметалевих фаз. (9УМ: відО,15 до 0,30 Об, при цьому М у поєднанні з М утворює когерентні нітриди МХ (М являє собою: МБ, У, і Х являє собою: С, М), що сприяє поліпшенню властивостей щодо довгострокової тривалої міцності.
Вміст, нижчий за 0,15 95, не є достатнім для досягнення даного ефекту поліпшення властивості щодо довгострокової тривалої міцності, тоді як вміст 0,30 95 знижує ударну в'язкість і збільшує ризик щодо вмісту б-фериту, вищого за 5 95, у середньому об'ємі. (10) Мі: від 0,10 до 0,40 Об, при цьому Мі є важливим елементом, який поліпшує ударну в'язкість. Таким чином, необхідним є мінімальний вміст, що становить 0,10 95. Однак він знижує температуру Ас і має тенденцію до зниження тривалої міцності при додаванні в кількості, більшій за 0,40 9. (11) В: від 0,008 до 0,015 обо, при цьому В є ключовим елементом, відповідальним за стабілізацію карбідів МгзСв і
Зо відстрочення відновлення мартенситної мікроструктури. Він зміцнює межі зерен і поліпшує довгострокову стабільність тривалої міцності. Крім того, В є відповідальним за суттєве поліпшення здатності до деформації при тривалій міцності. Для досягнення максимального ефекту зміцнення необхідними є добавки в кількості щонайменше 0,008 95. Однак вміст, вищий за 0,015 95, суттєво знижує максимальну температуру обробки сталей і розглядається як збитковий. Добавки В і М задовольняють співвідношенню В/М х 1,5 для забезпечення перетворення за допомогою відомих способів гарячої обробки. Більш того, дане співвідношення
В/М дає можливість виготовляти безшовні та зварні труби, патрубки і плити малого або великого діаметрів за допомогою способу одержання згідно з даним винаходом. Переважно, вміст В повинен бути в діапазоні від 0,0095 до 0,0130 (95 за вагою). (12) М: від 0,002 до 0,020 Об, при цьому азот є необхідним для утворення нітридів та карбонітридів МХ (М являє собою:
МБ, М, і Х являє собою С, М), відповідальних за досягнення тривалої міцності. Може бути додано щонайменше 0,002 965. Однак надлишкові добавки М, тобто вище за 0,020 95, приводять до підвищеного утворення ВМ, за рахунок чого зменшується ефект зміцнення добавок В. отррню, вміст Ві М (у 9о за ПИ задовольняє наступному співвідношенню: в-( 14 Хм-107 уг,45 са ВВ 481) 20007. (13) Со: від 1,50 до 3,00 95, при цьому Со є надзвичайно ефективним аустенітоутворювальним елементом і використовується для обмеження утворення б-фериту. Більш того, він спричиняє лише слабкий вплив на температуру Асі. Крім того, саме цей елемент поліпшує властивості щодо тривалої міцності шляхом зменшення розміру вихідних осадів після термообробки. Отже, має бути додана мінімальна кількість, що становить 1,50 95. Переважно, мінімальний вміст становить 1,75 95. І все ж, надлишкові добавки Со можуть спричинити крихкість у результаті підвищеного виділення інтерметалевих фаз під час роботи при високих температурах. У той же час, Со є надзвичайно дорогим. Таким чином, обмеження добавок до 3,00 95, переважно до 2,50 905, є необхідним.
Переважно, щоб вміст Мі, Со, Мп, С і М (у 95 за вагою) відповідав наступному рівнянню: 2,654. (МінСо-0,5. Мп) - 20. (С-М) 2 11,2. 60 (14) МУ: від 1,50 до 2,50 Об,
при цьому УМ відомий як ефективний засіб для підвищеної концентрації розчину. У той же час він міститься в карбідах і утворює фазу Лавеса С14, що також може сприяти підвищенню тривалої міцності. Отже, необхідним є мінімальний вміст, що становить 1,50 95. Однак, цей елемент є дорогим, сильно розшаровується під час процесу одержання та лиття сталі й утворює інтерметалеві фази, які призводять до значної крихкості. Отже, верхня межа для добавок УМ може бути доведена до 2,50 95. Потрібно відзначити, що вміст Мо і М/ (у 9о за вагою) повинен задовольняти співвідношенню 1,00 х Мо-0,5УМ х 1,50, щоб гарантувати достатнє виділення карбідів та інтерметалевих фаз. (15) МБ: від 0,02 до 0,07 Ор.
МО утворює стабільні карбонітриди МХ, що є важливими не тільки для властивостей щодо тривалої міцності, а також для контролю розміру аустенітного зерна. Може бути додана мінімальна кількість 0,02 95. Вміст МО, вищий за 0,07 956, приводить до утворення укрупнених карбідів МО, які можуть знизити властивості щодо тривалої міцності. Отже, верхню межу встановлено до 0,07 95. (16) Ті: 0,001-0,020 Фо, при цьому Ті є сильним нітридоутворювальним елементом. Він сприяє захисту В у вільній формі шляхом утворення нітридів. Для даної мети необхідним є мінімальний вміст, що становить 0,001 95. Однак надлишковий вміст Ті, вищий за 0,020 95, може знизити властивості щодо ударної в'язкості в результаті утворення великих блокувальних осадів ТІМ.
Інша частина сталі містить залізо та звичайні залишкові елементи, одержані в результаті процесу одержання та лиття сталі. Використовувані технології лиття відомі спеціалісту в даній галузі техніки. Під домішками мають на увазі елементи, такі як тантал, цирконій і будь-які інші елементи, яких неможливо уникнути. Потрібно відзначити, що тантал і цирконій навмисно не додають у сталь, однак вони можуть бути присутніми в кількості, меншій за 50 ррт загалом, як неминучі домішки.
В одному варіанті здійснення сталі неминучі домішки можуть включати одне або більше з міді (Си), миш'яку (А5), олова (5п), сурми (55) і свинцю (РБ).
Си може бути присутнім у кількості, що дорівнює або менша за 0,20 95.
Елемент Ах може бути присутнім у кількості, що дорівнює або менша за 150 ррт; 5п може
Зо бути присутнім у кількості, що дорівнює або менша за 150 ррт; ЗБ може бути присутнім у кількості, що дорівнює або менша за 50 ррт; РЬ може бути присутнім у кількості, що дорівнює або менша за 50 ррт, і загальний вміст Ае-5п-ЗБрАРЬ дорівнює або менший за 0,04 95 за масою.
Сталь нормалізують протягом періоду від приблизно 10 до приблизно 120 хвилин у температурному діапазоні від 1050 "С до 1170 "С і охолоджують на повітрі або у воді до кімнатної температури, а потім піддають відпусканню протягом щонайменше однієї години в температурному діапазоні від 750 "С до 820 С.
Було виявлено, що одержана в результаті сталь характеризується значущою та абсолютно винятковою міцністю за підвищеної температури і чудовим опором до окиснення в парах води.
Більш того, було виявлено, що при співвідношенні Стекв./Міскв, меншому за 2,3, середній вміст б- фериту може бути обмежено до менше ніж 5 95 за об'ємом для запобігання проблем із ударною в'язкістю, при цьому СГекв. і Міске. визначені як Ст-6б5ін4Мон-1,5М/-11У-5М0Б-8тїі Кі 40С-30М-2Мп4Мін2СожвСи, відповідно. Несподівано було виявлено, що співвідношення В/М, яке дорівнює або менше за 1,5, необхідно підтримувати для забезпечення гарячої обробки за допомогою відомих способів перетворення.
Вміст дельта-фериту не повинен перевищувати 5 95 за об'ємом, оскільки вміст, вищий від 5 95 за об'ємом, погіршить властивості щодо ударної в'язкості.
Під способами гарячого формування мають на увазі: гарячу прокатку, пілігримову прокатку, гаряче волочіння, штампування, прокатку труб на оправці, спосіб проштовхування на рейкових станах, де прошивний шток проштовхує подовжене поглиблення через декілька розташованих у лінію робочих клітей для одержання порожнистої безперервної прокатки, причому також відомі й інші способи прокатки. Зі сталі згідно з даним винаходом можуть бути сформовані труби та патрубки. Численні спроби здійснювалися для одержання марок сталі, що демонструють задовільні властивості, такі як характеристики окиснення, тривала міцність, але на основі цих марок сталі не вдалося створити задовільний виріб за допомогою цих способів гарячого формування. Зокрема, іноді навіть було неможливо одержати безшовні труби або патрубки.
Сталь за даним винаходом забезпечує одержання безшовних трубчастих виробів із задовільними властивостями і можливість одержання безшовних трубчастих виробів або плит за допомогою способів гарячого формування, причому ці вироби відповідають вимогам щодо бо додержання розмірів.
ПРИКЛАДИ
Переваги сталі за даним винаходом будуть пояснені більш детально на основі наступних прикладів. Сталі згідно з даним винаходом (сталь 1, сталь 2, сталь 3), а також порівняльні ілюстративні сталі (сталь 4, сталь 5), які мають хімічний склад, вказаний у таблиці 1, відливали в 100-кс ливарних формах з використанням вакуумної індукційної плавильної печі, потім піддавали гарячому прокатуванню з одержанням плит (товщиною 13-25 мм) а потім нормалізували і піддавали відпусканню. Нормалізувальну термообробку здійснювали в температурному діапазоні від 1060"С до 1100"С протягом 30 хвилин із наступним охолодженням повітрям до кімнатної температури. Відпускання здійснювали при 780" протягом 120 хвилин, знову з наступним охолодженням повітрям.
Порівняльні ілюстративні сталі 4 і 5 мають вміст В, нижчий за 0,008, і таким чином не відповідають даному винаходу.
У випадку сталі 4, добавки Мі, Со, Мп, С і М не задовольняють рівнянню 2,6 25 4-(Мі-Сот0,5-Мп) - 20-(С--М) 2 11,2 (у 95 за вагою). стелу не відповідає наступній МИНЕ в-(/14)ум-ло біса Вб8) 748) Ті) 2 0007 (у 9; за вагою) також.
Таблиця 1
Елемент Сталь 1 Сталь2 Сталь З Сталь 47 Сталь 57 (95 за вагою) (95 за вагою) (95 за вагою) (95 за вагою) (95 за вагою)
ШИ 0,001 0,015 0,015 0,005 0,001 0,002 0,001 0,002 0,001 0,002 0,007 -0,002 0,007 0,007 0,006 ши 0,0145 0,011 0,0100 0,0040 0,0052 0,011 0,0088 0,0103 0,042 0,015 б
Продовження таблиці 1 0,048 0,038 0,033 0,038 0,043 0,001 0,003 0,001 0,001 0,001 "у Порівняльні марки сталі
Для двох ілюстративних сталей (сталь 1, сталь 2, сталь 3) результати, наведені в таблиці 2, були одержані за кімнатної температури щодо міцності на розрив, напруженості при текучості, розтягнення, відносного зменшення поверхні й енергії руйнування зразка Шарпі з М-подібним надрізом.
Таблиця 2 ся сюо ся» св 77 в 17775
Випробування на тривалу міцність, проведені згідно з ІЗО СІМ ЕМ 204, на зразках двох ілюстративних сталей додатково демонстрували значне поліпшення тривалої міцності. Це відображено в часі руйнування, який щонайменше майже вдвічі більший, ніж час для сталей із рівня техніки, таких як РОЇ, РОЇ, ММ12-5Н5С, Р1І22 ії Х2ОСтМоМм11-1, протягом довгострокового випробування на тривалу міцність при 130 МПа і 100 МПа. Результати показані в таблиці 3.
Також порівняльні ілюстративні сталі не досягли тривалої міцності сталей згідно з даним винаходом.
Таблиця З
Час руйнування за год. при 650 "С під напруженням
Марка сталі 130 МПа 100 МРа умта-вНо 2вов
Продовження таблиці З 7) Середні значення, розраховані на основі значень міцності, вказані в аркуші технічних даних
ЕССС
"») К. Кітига еїгаіІ. Процедура конференції по РУР АЗМЕ (РМР2012), 2012, Торонто, Канада
На фіг. 1 показана схема приросту маси внаслідок окиснення в атмосфері водяної пари за підвищених температур, нанесеного на графік залежно від вмісту хрому. Основою для побудови схеми є випробування на окиснення в атмосфері водяної пари, які були здійснені згідно з ІБО 21608:2012.
На фіг. 1 три ділянки, які відображають різні характеристики окиснення в парах води, визначені наступним чином. (І) Характеристика за відсутності захисту для приросту маси, більшого за 10 мг/см, після 5000 год. (ІІ) Проміжна характеристика для приросту маси в діапазоні 5-10 мг/сме (ПІ) Характеристика за наявності захисту для значень приросту маси, менших за 5 мг/см-.
Відповідно, класифікацію різних високохромистих мартенситних жаростійких сталей щодо характеристики окиснення здійснено в таблиці 4 нижче. Ділянки Ї, ЇЇ ії ЇЇ відповідають значенням приросту маси, як показано на фіг. 1. Дві ілюстративні сталі абсолютно переважають РО1, Р92,
РІ22 ії Х2О0СтМоМ11-1 за опором до окиснення в парах води. Сталь за даним винаходом демонструє характеристики, порівняні з характеристиками ММ12-5НО.
Таблиця 4
Приріст маси (мг/см) 600 с 65070
Температура при випробуванні (С)
УМм12-5НС а ве хостМоМ 1 п По
РІ22 (одна фаза) ни
Пи А ПО ПОН
Згідно з даним винаходом існує можливість одержання високохромистої мартенситної жаростійкої сталі з поліпшеними властивостями щодо тривалої міцності та опором до окиснення в парах води, яка може використовуватися для виготовлення труб, штампованих виробів, патрубків і плит, що експлуатуються при високій температурі в галузі виробництва енергії, хімічній і нафтогазохімічній галузях.

Claims (12)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Безшовний трубчастий виріб для випадків використання в умовах високої температури, виконаний зі сталі, яка характеризується наступним хімічним складом, мас. 90: С: відО,10 до 0,16, зі: від 0,20 до 0,60, Мп: від 0,30 до 0,80,
Р:х0,020, 5:0,010, Аїк0,020, Сг: від 10,50 до 12,00, Мо: від 0,10 до 0,60, М: від0,15 до 0,30, Мі: від 0,10 до 0,40, В: відО,008 до 0,015, М: від 0,002 до 0,020, Со: від 1,50 до 3,00, МУ: від 1,50 до 2,50, Мр: від 0,02 до 0,07, Ті: від 0,001 до 0,020, при цьому решту вказаної сталі складають залізо та неминучі домішки, і при цьому мікроструктура є мартенситною ду етить дельта-фериту.
2. Безшовний трубчастий виріб зап. 1, де: /М' 1,5.
3. Безшовний трубчастий виріб за п. 1 або п. 2, де, мас. 95: 1,00:Мо-0,5Уук1,50.
4. Без ний трубчастий виріб за ь-яким з пп. 1-3, де, мас. 90: в Ла ) (м-то частий виро з Й щи ) Лі) х0007. й
5. Безшовний трубчастий виріб за будь-яким із пп. 1-4, де, мас. 95: 2,6:4-(Мі-божО,5-Мп)-20(С--М)211,2.
6. Безшовний трубчастий виріб за будь-яким з пп. 1-5, де вміст вуглецю становить від 0,13 до 0,16.
7. Безшовний трубчастий виріб за будь-яким з пп. 1-6, де вміст Мо становить від 0,30 до 0,60.
8. Безшовний трубчастий виріб за будь-яким з пп. 1-7, де вміст В становить від 0,0095 до 0,013.
9. Безшовний трубчастий виріб за будь-яким з пп. 1-8, де вміст Ті становить від 0,001 до 0,005.
10. Безшовний трубчастий виріб за будь-яким з пп. 1-9, де вказаний виріб являє собою безшовну трубу. Зо
11. Спосіб одержання безшовного трубчастого виробу за будь-яким з пп. 1-9, який передбачає наступні стадії: - лиття сталі з хімічним складом, вказаним у будь-якому з пп. 1-9, - гаряче формування вказаної сталі, - нагрівання вказаної сталі та витримування вказаної сталі протягом періоду часу, що становить від 10 до 120 хвилин, у температурному діапазоні від 1050 до 1170 С, - охолодження вказаної сталі до кімнатної температури, - повторне нагрівання вказаної сталі до температури відпускання ТТ і її витримування при даній температурі, яка становить від 750 до 820 "С, протягом щонайменше однієї години, - охолодження вказаної сталі до кімнатної температури.
12. Спосіб одержання безшовного трубчастого виробу зі сталі за п. 11, де стадії охолодження здійснюють за допомогою охолодження повітрям або охолодження водою.
UAA201900275A 2016-07-12 2017-07-12 Високохромиста мартенситна жаростійка сталь, що характеризується високою тривалою міцністю та опором до окиснення UA124766C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP16179114.0A EP3269831B1 (en) 2016-07-12 2016-07-12 High chromium martensitic heat-resistant seamless steel tube or pipe with combined high creep rupture strength and oxidation resistance
PCT/EP2017/067613 WO2018011301A1 (en) 2016-07-12 2017-07-12 High chromium martensitic heat-resistant steel with combined high creep rupture strength and oxidation resistance

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA124766C2 true UA124766C2 (uk) 2021-11-17

Family

ID=56409540

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201900275A UA124766C2 (uk) 2016-07-12 2017-07-12 Високохромиста мартенситна жаростійка сталь, що характеризується високою тривалою міцністю та опором до окиснення

Country Status (14)

Country Link
US (1) US20190203313A1 (uk)
EP (2) EP3269831B1 (uk)
JP (1) JP7016343B2 (uk)
KR (1) KR102475025B1 (uk)
CN (1) CN109689901A (uk)
AU (1) AU2017297766B2 (uk)
BR (1) BR112019000376B1 (uk)
CA (1) CA3025133A1 (uk)
EA (1) EA036004B1 (uk)
ES (1) ES2846875T3 (uk)
MX (1) MX2019000517A (uk)
PL (1) PL3269831T3 (uk)
UA (1) UA124766C2 (uk)
WO (1) WO2018011301A1 (uk)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10772147B2 (en) 2016-12-22 2020-09-08 Intel Corporation Methods and apparatus for connection attempt failure avoidance with a wireless network
CN109594019A (zh) * 2018-12-27 2019-04-09 天津理工大学 一种9Cr马氏体耐热铸钢及消除该铸钢中δ-铁素体的方法
US11772206B2 (en) 2019-09-20 2023-10-03 Lincoln Global, Inc. High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thin walled steel members
US11772207B2 (en) 2019-09-20 2023-10-03 Lincoln Global, Inc. High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thick walled steel members
CN111057827B (zh) * 2019-11-27 2022-04-05 中国科学院金属研究所 调控超超临界机组用9Cr3W3CoB耐热钢中硼元素分布状态的方法
CN111041179B (zh) * 2019-12-03 2021-12-14 马鞍山钢铁股份有限公司 一种消除高Cr当量P92耐热钢高温铁素体的方法及高Cr当量P92耐热钢的制备方法
CN116949260B (zh) * 2023-09-20 2023-12-19 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种p91无缝钢管用钢锭及其热变形方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5310431A (en) * 1992-10-07 1994-05-10 Robert F. Buck Creep resistant, precipitation-dispersion-strengthened, martensitic stainless steel and method thereof
JP4212132B2 (ja) * 1997-09-22 2009-01-21 独立行政法人物質・材料研究機構 マルテンサイト組織を有するフェライト系耐熱鋼とその製造方法
JPH11350031A (ja) * 1998-06-11 1999-12-21 Nippon Steel Corp 低温靭性とクリープ強度に優れた高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法
JP4221518B2 (ja) * 1998-08-31 2009-02-12 独立行政法人物質・材料研究機構 フェライト系耐熱鋼
JP4614547B2 (ja) * 2001-01-31 2011-01-19 独立行政法人物質・材料研究機構 高温クリープ破断強度及び延性に優れたマルテンサイト系耐熱合金とその製造方法
JP2002235154A (ja) * 2001-02-07 2002-08-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材
FR2823226B1 (fr) 2001-04-04 2004-02-20 V & M France Acier et tube en acier pour usage a haute temperature
JP4188124B2 (ja) * 2003-03-31 2008-11-26 独立行政法人物質・材料研究機構 焼き戻しマルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手
JP4386364B2 (ja) * 2005-07-07 2009-12-16 株式会社日立製作所 蒸気タービン用配管とその製造法及びそれを用いた蒸気タービン用主蒸気配管と再熱配管並びに蒸気タービン発電プラント
JP5562825B2 (ja) * 2010-12-28 2014-07-30 株式会社東芝 耐熱鋳鋼、耐熱鋳鋼の製造方法、蒸気タービンの鋳造部品および蒸気タービンの鋳造部品の製造方法
CN104313278B (zh) * 2014-10-23 2016-08-17 北京科技大学 一种马氏体型耐热钢中δ铁素体含量控制方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3269831A1 (en) 2018-01-17
ES2846875T3 (es) 2021-07-30
CA3025133A1 (en) 2018-01-18
EP3269831B1 (en) 2020-11-04
WO2018011301A1 (en) 2018-01-18
CN109689901A (zh) 2019-04-26
EA036004B1 (ru) 2020-09-11
PL3269831T3 (pl) 2021-05-04
EP3485046B1 (en) 2020-11-18
AU2017297766B2 (en) 2023-02-16
BR112019000376B1 (pt) 2022-06-28
EA201990013A1 (ru) 2019-05-31
KR20190029654A (ko) 2019-03-20
MX2019000517A (es) 2019-09-23
JP7016343B2 (ja) 2022-02-04
JP2019524996A (ja) 2019-09-05
US20190203313A1 (en) 2019-07-04
KR102475025B1 (ko) 2022-12-07
EP3485046A1 (en) 2019-05-22
AU2017297766A1 (en) 2018-12-13
BR112019000376A2 (pt) 2019-04-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA124766C2 (uk) Високохромиста мартенситна жаростійка сталь, що характеризується високою тривалою міцністю та опором до окиснення
JP6144417B2 (ja) 高クロム耐熱鋼
KR100933114B1 (ko) 페라이트계 내열강
RU2431693C1 (ru) Бесшовная труба из мартенситной нержавеющей стали для нефтепромыслового трубного оборудования и способ ее производства
JP6226111B1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼板
JP4816642B2 (ja) 低合金鋼
JP4844188B2 (ja) ケーシング
JPH0885850A (ja) 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼
JP2002241903A (ja) 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材
JPH0741909A (ja) 油井用ステンレス鋼およびその製造方法
JP2000248340A (ja) 析出硬化型マルテンサイト系鉄基耐熱合金
JP2003073781A (ja) 高クロムフェライト系耐熱鋼管およびその製造方法
Masuyama 12Cr-3W-3Co-V-Nb-Ta-Nd-N steel: High Cr steels: Creep and rupture data of heat resistant steels
JPH0885847A (ja) 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼