Настоящее изобретение относится к двухфазной нержавеющей легированной стали, содержащей мас.%: С max 0,03; Si <0,30; Mn 0-3,0; Р max 0,030; S max 0,050; Cr 25-29; Ni 5-9; Mo 4,5-8; W 0-3; Cu 0-2,0; Co 0-3; Ti 0-2,0; Al 0-0,05; В 0-0,01; Ca 0-0,01 и N 0,35-0,60, остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом содержание феррита составляет 30-70 об.%, и при этом каждый % вышеуказанного Мо может необязательно быть замещен 2 мас.% W.

[0001] Двухфазная нержавеющая легированная сталь, отличающаяся тем, что она содержит (мас.%):

[0002] Сталь по п.1, отличающаяся тем, что содержание Si составляет не более 0,25 мас.%.

[0003] Сталь по п.1, отличающаяся тем, что содержание Si составляет не более 0,23 мас.%.

[0004] Сталь по любому из пп.1-3, отличающаяся тем, что содержание Мо составляет а мас.% и содержание W составляет b мас.%, при этом а+b/2 > 5,0.

[0005] Сталь по п.4, отличающаяся тем, что в ней а > 5,0.

[0006] Сталь по п.4, отличающаяся тем, что в ней а+b/2 ≤8.

[0007] Сталь по любому из пп.1-6, отличающаяся тем, что содержание Со составляет 0-0,010 мас.%.

[0008] Сталь по любому из пп.1-7, отличающаяся тем, что содержание Cr составляет 25,5-28 мас.%.

[0009] Сталь по любому из пп.1-8, отличающаяся тем, что содержание Ni составляет 6-8 мас.%.

[0010] Сталь по любому из пп.1-9, отличающаяся тем, что содержание N составляет 0,35-0,45 мас.%.

[0011] Сталь по любому из пп.1-10, отличающаяся тем, что содержание феррита составляет 40-60 об.%.

[0012] Сталь по любому из пп.1-11, отличающаяся тем, что PRE- или PREW-значение двух фаз сплава превышает 44, причем PRE = % Cr + 3,3% Мо + 16% N, a PREW = % Cr + 3,3(% Мо + 0,5% W) + 16% N, где % - мас.%.

[0013] Сталь по п.12, отличающаяся тем, что PRE- или PREW-значение для и ферритной, и для аустенитной фазы составляет более 47, предпочтительно более 48,5, причем упомянутое среднее PRE- или PREW-значение составляет более 48, предпочтительно более 49.

[0014] Сталь по п.12 или 13, отличающаяся тем, что соотношение между PRE(W)-значением для аустенитной фазы и PREW-значением для ферритной фазы лежит между 0,90 и 1,15, предпочтительно между 0,95 и 1,05.

[0015] Применение стали согласно любому из пп.1-14 в хлоридсодержащих средах в формах продукта, таких как брусок, труба, в частности сварные и цельнотянутые трубы, лист, полоса, проволока, сварочная проволока, элементы конструкции, такие как, например, насосы, трубопроводная арматура, фланцы и соединительные муфты.

Область техники

Настоящее изобретение относится к двухфазной (дуплексной) нержавеющей легированной стали, которая представляет собой легированную сталь, имеющую ферритно-аустенитную матрицу, и имеет особенно высокую устойчивость к коррозии в сочетании с хорошей структурной стабильностью и способностью к обработке в горячем состоянии. Содержание феррита составляет 30-70 об.% и такие легированные стали имеют хорошо сбалансированный состав, что придает материалу коррозионные характеристики, которые делают его подходящим для применения, к примеру, в хлоридсодержащих средах, например в море.

Предпосылки и предшествующий уровень техники

За последние годы среды, в которых применяли коррозионно-устойчивые металлические материалы, стали более агрессивными и возросли требования к коррозионным характеристикам, а также к механическим характеристикам. Двухфазные легированные стали, которые были общепризнанными в качестве альтернативы другим маркам стали, применяемым до этого, например высоколегированным аустенитным сталям, сплавам на никелевой основе или другим высоколегированным сталям, были также частью такой разработки. Установленной мерой коррозионной стойкости в хлоридсодержащих средах является так называемый эквивалентный показатель устойчивости к точечной коррозии, сокращенно - PRE (Pitting Resistance Equivalent), который определяется как

PRE =%Cr+3,3%Mo+16%N,

где процент для каждого элемента указывает на мас.%.

Более высокое численное значение указывает на большую коррозионную стойкость, в особенности, к точечной коррозии. Основные легирующие элементы, которые влияют на эту характеристику, согласно формуле Cr, Мо, N. Пример такой марки стали раскрыт в ЕР 0220141, который таким образом включен в настоящее описание посредством этой ссылки. Эта марка стали с обозначением SAF2507 (UNS S32750) в основном легирована Cr, Mo и N с высокими их содержаниями. Ее, следовательно, совершенствуют по отношению к этой характеристике, прежде всего, хорошей устойчивости к коррозии в хлоридных средах.

В последние годы было показано, что Cu и W являются эффективными легирующими добавками для дополнительной оптимизации коррозионных характеристик стали в хлоридных средах. Элемент W к тому времени применяли как заменитель части Мо, как, например, в промышленном сплаве DP3W (UNS S39274) или марки Zeron 100, который содержит 2,0%, соответственно 0,7% W. Последний содержит даже 0,7% Cu с целью повышения коррозионной стойкости сплава в кислотных средах.

Легирующая добавка вольфрама приводила к дополнительному росту величины значения для коррозионной стойкости и, таким образом, от PRE-формулы к PREW-формуле, которая также учитывает влияние Мо и W на коррозионную стойкость сплавов

PREW = % Cr + 3,3 (% Мо + 0,5% W) + 16% N,

как описано, например, в ЕР 0545753. Эта публикация раскрывает двухфазный нержавеющий сплав с улучшенными в целом коррозионными характеристиками.

Вышеописанные марки стали имеют соотношение PRE/PREW, независимое от способа расчета, которое лежит выше 40.

Из сплавов с хорошей коррозионной стойкостью в хлоридных средах также следовало бы упомянуть марку SAF 2906, состав которой раскрыт в ЕР 0708845. Было показано, что этот сплав, который характеризуется более высокими содержаниями Cr и N по сравнению, например, с SAF 2507, является особенно подходящим для применения в средах, где стойкость к межкристаллитной коррозии и коррозии в карбаминате аммония имеет значение, но он также имеет высокую коррозионную стойкость в хлоридсодержащих средах.

US-A-4985091 описывает сплав, предназначенный для применения в среде с хлористо-водородной и серной кислотами, где в основном возрастает межкристаллитная коррозия. Он предназначается, главным образом, в качестве альтернативы применяемым в последнее время аустенитным сталям.

US-A-6048413 описывает двухфазный нержавеющий сплав как альтернативный аустенитным нержавеющим сталям, предназначенным для применения в хлоридсодержащих средах.

ЕР 0 683241 раскрывает двухфазную нержавеющую легированную сталь, имеющую состав, обеспечивающий в результате улучшенные характеристики в отношении стойкости и к коррозионному растрескиванию под напряжением, и точечной коррозии в средах, содержащих хлорид-ион, чем большинство известных других двухфазных нержавеющих легированных сталей. Однако этот сплав, а также сплавы, указанные выше, является слишком восприимчивым к интерметаллическому выделению, особенно выделению сигма-фазы, что делает материал жестким и хрупким. Соответственно, очень затруднено производство материала с хорошей пластичностью при использовании двухфазной нержавеющей легированной стали согласно ЕР 0683241

Раскрытие изобретения

Целью настоящего изобретения является обеспечение двухфазной нержавеющей легированной стали определенного выше типа, в частности, как указано в европейском патенте ЕР 0683241, которая имеет улучшенные характеристики, особенно пластичность и вязкость, относительно известного сплава, имеющего, по меньшей мере, подобные уровни коррозионной стойкости сплава как такового. Предлагаемый сплав должен иметь хорошую способность к обработке в горячем состоянии.

Этой цели достигают согласно изобретению путем обеспечения двухфазной нержавеющей легированной стали, которая содержит в мас.%: C max 0,03, Si <0,30, Mn 0-3,0, Р max 0,030, S max 0,050, Cr 25-29, Ni 5-9, Mo 4,5-8, W 0-3, Cu 0-2, Co 0-3, Ti 0-2, Al 0-0,05, В 0-0,01, Ca 0-0,01 и N 0,35-0,60, остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом содержание феррита составляет 30-70 об.%, и при этом каждый мас.% вышеупомянутого Мо может быть при необходимости замещен 2 мас.% W.

Было обнаружено, что двухфазная нержавеющая легированная сталь с таким составом имеет особенно повышенную пластичность и вязкость, относительно сплава согласно ЕР 0683241, и она имеет также повышенную коррозионную стойкость. При снижении содержания Si ниже 0,30 мас.% достигается существенное уменьшение выделения сигма-фазы, что является ключом к повышенной пластичности и вязкости легированной стали согласно изобретению. Таким образом, было обнаружено, что при использовании сравнительно высокого содержания Мо целесообразно уменьшить содержание Si с целью снижения риска интерметаллических включений.

Согласно одному варианту воплощения содержание Si составляет max 0,25 мас.%, что делает легированную сталь даже менее склонной к сигма-образованию для повышения пластичности и вязкости материала. Ожидается, что тот же эффект бы достигался, если бы молибден был частично или полностью замещен вольфрамом.

Согласно другому варианту воплощения изобретения содержание кремния составляет максимум 0,23 мас.%.

Согласно другому варианту воплощения изобретения содержание Мо составляет а мас.% и содержание W составляет b мас.%, при этом а+b/2 > 5,0. Такое высокое содержание Мо и/или W приводит в результате к отличной стойкости к коррозии, особенно точечной коррозии, щелевой коррозии, но повышенный риск интерметаллических выделений с такими высокими содержаниями этих элементов является разумно уравновешенным при помощи их комбинации с низким содержанием кремния. Согласно другому варианту воплощения изобретения а > 5,0. Отмечено, что п.1 следует интерпретировать так, что при начинании с диапазонов содержаний Мо (4,8-8%) и W (0-3%) возможно замещать каждый % Мо 2% W или наоборот, так что содержание Мо может быть, например, 3%, когда содержание W составляет по меньшей мере 3%. Согласно предпочтительному варианту воплощения а+b/2 ≤8, т.е. общее содержание Мо и W не превышает 8% для поддерживания затрат на них на разумном уровне. Согласно другому предпочтительному варианту b=0, т.е. сплав содержит только Мо.

Согласно еще другому варианту воплощения изобретения содержание Co составляет 0-0,010 мас.%, Со является дорогим материалом, и также было обнаружено, что его способность менять структуру, а также влияние его на улучшение коррозионной стойкости не является основным фактором в легированном сплаве с составом согласно настоящему изобретению.

Согласно другому варианту воплощения изобретения содержание феррита составляет 40-60 об.%.

Согласно другому варианту воплощения изобретения среднее PRE- или PREW-значение двух фаз сплава превышает 44, таким образом, PRE = %Cr + 3,3%Mo + 16%Nu PREW = %Cr +3,3 (%Мо + 0,5% W) + 16% N, где % - мас.%. PRE- или PREW-значение и для ферритной, и для аустенитной фазы может быть более 47, предпочтительно более 48,5, и упомянутое среднее PRE- или PREW-значение может быть выше 48, предпочтительно более 49. Оказалось, что устойчивость к точечной и щелевой коррозии в легированной стали согласно изобретению особенно повышается путем повышения PRE- или PREW-значения фазы с самым низким таким значением. Было обнаружено, что легированная сталь согласно изобретению будет все еще иметь хорошую способность к обработке в горячем состоянии с PRE- или PREW-значением выше 49.

Согласно другому варианту воплощения изобретения соотношение между PRE(W)-значением для аустенитной фазы и PRE(W)-значением для ферритной фазы лежит между 0,90 и 1,15, предпочтительно между 0,95 и 1,05.

Сплав согласно настоящему изобретению является подходящим для применения в хлоридсодержащих средах в формах продукта, таких как бруски, труб, таких как сварные и цельнотянутые трубы, листы, полосы, проволока, сварочная проволока, элементы конструкции, такие как насос, трубопроводная арматура, фланцы и соединительные муфты.

Краткое описание чертежей

Фиг. 1 показывает рассчитанное фазовое содержание у двухфазной нержавеющей легированной стали согласно варианту воплощения изобретения как функцию от температуры,

фиг. 2 представляет собой диаграмму, подобную фиг. 1, для легированной стали, согласно ЕР 0683241, и

фиг. 3 представляет собой микрофотографию непрерывно охлажденных образцов сплавов согласно фиг. 1 и 2 при трех различных скоростях охлаждения.

Подробное описание изобретения

Хорошие характеристики коррозионной стойкости, точно так же высокой пластичности и вязкости, получают путем комбинации элементов в двухфазной нержавеющей легированной стали согласно изобретению. Такая легированная сталь имеет также хорошую обрабатываемость, которая делает возможными, например, экструзию цельнотянутых труб. Сплав согласно изобретению содержит (в мас.%)

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом содержание феррита составляет 30-70 об.%, и при этом каждый массовый % Мо может быть при необходимости замещен 2 мас.% W.

Углерод (С) имеет ограниченную растворимость и в феррите, и аустените. Ограниченная растворимость подразумевает риск выделения карбидов хрома, и его содержание поэтому не должно превышать 0,03 мас.%, предпочтительно быть менее 0,02 мас.%.

Кремний (Si) применяют в качестве раскислителя при производстве стали, и он повышает текучесть во время производства и сваривания. Однако слишком высокие содержания Si приводят к выделению нежелательных интерметаллических фаз, по какой причине содержание ограничено 0,30 мас.% и ниже, предпочтительно max 0,25 мас.%, более предпочтительно max 0,23 мас.%.

Марганец (Mn) добавляют для того, чтобы повысить растворяемость N в материале. Однако было показано, что Mn только имеет ограниченное влияние на растворяемость N в типе сплава, о котором идет речь. Взамен обнаружены другие элементы с более высоким влиянием на растворяемость. Более того, Mn в комбинации с высокими содержаниями серы может вызывать образование сульфидов марганца, которые действуют как точки-инициаторы для точечной коррозии. Содержание Mn поэтому следует ограничивать между 0-3,0 мас.%, предпочтительно между 0,5-1,2 мас.%.

Фосфор (Р) является обычным примесным элементом. При его присутствии в количестве более чем приблизительно 0,05% он может вызывать неблагоприятные воздействия, например, на пластичность в горячем состоянии, свариваемость и коррозионную стойкость. Количество Р в сплаве поэтому не должно превышать 0,05%.

Сера (S) негативно влияет на коррозионную стойкость за счет образования растворимых сульфидов. Кроме того, ухудшается способность к обработке в горячем состоянии, по этой причине содержание серы ограничивается max 0,030 мас.%, предпочтительно менее 0,010 мас.%.

Хром (Cr) является сильно активным элементом, для того чтобы улучшать стойкость к большинству типов коррозии. Кроме того, высокое содержание хрома означает, что он придает очень хорошую растворяемость N в материале. Таким образом, желательно поддерживать содержание Cr как можно более высоким, для того чтобы улучшить коррозионную стойкость. Для очень хороших величин коррозионной стойкости содержание хрома должно быть по меньшей мере 25 мac.%. Однако высокие содержания Cr повышают риск интерметаллических выделений, по этой причине содержание хрома должно быть ограничено вплоть до max 29 мас.%, предпочтительно 25,5-28 мас.%.

Никель (Ni) применяют в качестве стабилизирующего аустенит элемента и добавляют в подходящих содержаниях, для того чтобы получить желательное содержание феррита. Для того чтобы получить желательное соотношение между аустенитной и ферритной фазой с ферритом между 30-70 об.%, требуется добавление 5-9 мас.% никеля, предпочтительно 6-8 мас.%.

Молибден (Мо) является активным элементом, который улучшает стойкость к коррозии в хлоридных средах, а также предпочтительно в слабых кислотах. Слишком высокое содержание Мо в комбинации с высокими содержаниями Cr означает, что повышается риск интерметаллических выделений. Содержание Мо по настоящему изобретению должно лежать в диапазоне 4,5-8 мас.%, предпочтительно свыше 5 мас.%, при этом каждый массовый % Мо при необходимости может быть замещен 2 мас.% W.

Вольфрам (W) повышает стойкость к точечной и щелевой коррозии. Но добавление слишком больших количеств вольфрама в комбинации с тем, что содержания Cr, а также содержания Мо являются высокими, значит то, что повышается риск интерметаллических выделений. Содержание W должно лежать в диапазоне 0-3,0 мас.%.

Медь (Cu) может быть добавлена, для того чтобы улучшить общую коррозионную стойкость в кислых средах, таких как серная кислота. В то же время Cu влияет на структурную стабильность. Однако низкие содержания Cu означают, что растворимость в твердом состоянии будет превышена. Поэтому содержание Cu должно быть ограничено max 2,0 мас.%, предпочтительно между 0 и 1,5 мас.%, более предпочтительно 0,1-0,5 мас.%.

Кобальт (Со) имеет свойства, которые являются промежуточными между свойствами железа и никеля. Поэтому незначительное замещение этих элементов Со или применение Со-содержащих сырьевых материалов (Ni-содержащий лом обычно содержит некоторое количество Со, в некоторых случаях в количествах более 10%) не будет вызывать какого-либо значительного изменения в характеристиках. Со можно применять для замещения некоторого количества Ni в качестве стабилизирующего аустенит элемента. Со является относительно дорогим элементом, значит, добавление Со ограничивают в диапазоне 0-3 мас.%.

Титан (Ti) имеет высокое сродство к N. Поэтому его можно применять, например, для повышения растворяемости N в металле и предотвращения образования пузырьков азота во время литья. Однако избыточные количества Ti в материале вызывают выделение нитридов во время литья, которое может прервать процесс литья и образовавшиеся нитриды могут действовать как дефекты, вызывающие уменьшение коррозионной стойкости, вязкости и пластичности. Поэтому добавление Ti ограничивают 2 мас.%.

Алюминий (Al и Са) применяют в качестве раскислителей в производстве стали. Содержание А1 должно быть ограничено max 0,05 мас.%, предпочтительно max 0,03 мас.%, для того чтобы ограничить образование нитридов. Са имеет благоприятное воздействие на пластичность в горячем состоянии. Однако содержание Са должно быть ограничено max 0,010 мас.%, для того чтобы избежать нежелательного количества шлака.

Бор (В) может быть добавлен, для того чтобы повысить способность материала к обработке в горячем состоянии. При слишком высоком содержании бора свариваемость, а также коррозионная стойкость могут ухудшаться. Поэтому содержание бора должно быть ограничено max 0,01 мас.%.

Азот (N) является очень активным элементом, который повышает коррозионную стойкость, структурную стабильность, а также прочность материала. Кроме того, высокое содержание N улучшает восстановление аустенита после сварки, который придает хорошие свойства внутри сварного соединения. Для того чтобы получить хороший эффект от N, следует добавлять по меньшей мере 0,35 мас.% N. При высоких содержаниях N риск выделения нитридов хрома повышается, особенно, когда одновременно содержание хрома является высоким. Кроме того, высокое содержание N означает, что риск пористости повышается из-за превышенной растворяемости N в расплаве. По этим причинам содержание N должно быть ограничено max 0,60 мас.%, предпочтительно добавляют > 0,35-0,45 мас.% N.

Содержание феррита является важным, для того чтобы получить хорошие механические свойства и коррозионные свойства, а также хорошую свариваемость. С точки зрения коррозии и с точки зрения свариваемости содержание феррита между 30-70% является желательным, для того чтобы получить хорошие характеристики. Кроме того, высокие содержания феррита означают, что ударная вязкость при низких температурах, а также стойкость к хрупкости, вызванной водородом, могут ухудшаться. Содержание феррита составляет поэтому 30-70 об.%, предпочтительно 40-60 об.%.

Описание предпочтительных вариантов воплощения

Были произведены два экспериментальных сплава, для того чтобы испытать, в основном, влияние различных концентраций кремния. Табл. 1 ниже показывает состав двух сплавов № 1 и № 2, в которой № 1 представляет собой двухфазную нержавеющую легированную сталь согласно варианту воплощения настоящего изобретения, и сплав № 2 представляет собой такой сплав согласно ЕР 0683241.

Таблица 1

Кроме того, сплавы моделировали, используя программное обеспечение Thermo-Calc software с базой данных CCTSS (незначительно модифицированная версия коммерческой базы данных TCFE3 с улучшенными моделями, например, для составов двухфазных сплавов). Фиг. 1 и 2 показывают расчетные содержания фаз сплава № 1 и сплава № 2 соответственно, как функцию от температуры.

На этих фигурах

1. Содержание феррита. Видно, что для сплава согласно настоящему изобретению (фиг. 1) термическая обработка в интервале около 1100-1300 °С является необходимой для получения желательного содержания феррита.

2. Содержание аустенита. Термическую обработку осуществляют таким образом, что получают только ферритную фазу и аустенитную фазу.

3. Содержание N.

4. Жидкотекучий металл.

5. Сигма-фаза. Ее образования можно избежать с помощью быстрого охлаждения.

6. Содержание Cr ₂ N, который вызывает хрупкость и уменьшение коррозионной стойкости.

7. Содержание карбида, которое должно поддерживаться низким, чтобы не влиять на сварные соединения. Высокая тенденция к выделению карбидов ведет к опасности уменьшенной коррозионной стойкости вблизи сварных соединений. Поэтому равновесное количество карбидов должно поддерживаться низким.

8. Интерметаллическая фаза. Сумма ее и сигма-фазы должна поддерживаться как можно более низкой.

Таблица 2

Табл. 2 выше показывает общее PRE двух сплавов и предсказываемое PRE для каждой фазы при ускоренном охлаждении от 1100 °С, а также соотношение между PRE в аустените и феррите. Она также показывает предсказываемое содержание феррита после ускоренного охлаждения от 1100 °С, и, в конечном счете, предсказываемые температуры растворения для Cr ₂ N и сигма( σ)-фазы, и предсказываемое присутствие любых выделений при 1100 °С. Так как выделение Cr ₂ N является более быстрым, чем выделение σ-фазы, то присутствуют две T _max Cr ₂ N, одна - для случая быстрого охлаждения, когда дана возможность выделяться равновесным количествам σ ("с σ"). Ясно, что оба сплава выполняют требования по содержанию феррита, общему PRE, а также PRE балансу, и минимуму PRE в каждой фазе, как установлено в публикации WO 03020994 настоящего заявителя.

Изготовление образца

Сплавы были получены путем плавления, отливки слитков и, в конечном счете, ковки на прессе. Табл. 3 показывает результаты ковки. Ковку прервали, когда начали образовываться сильные поверхностные дефекты, и общее уменьшение площади поперечного сечения во время процесса ковки может таким образом быть использовано как оценка ковкости двух сплавов.

Таблица 3

Кованые бруски отжигали при 1100 °С с последующим быстрым охлаждением в воде перед тем, как начинали какую-либо дополнительную обработку. Прематериал, используемый для образцов, отжигали еще раз после деления на меньшие куски при 1100 °С в течение 1 ч с последующим быстрым охлаждением в воде. После этой обработки различные образцы обработали на станке.

Проведение испытаний

Испытания на ударную вязкость.

Испытания на ударную вязкость проводили на образцах Шарпи 10 ×10 мм (длиной 55 мм) с V-образным надрезом в условиях четырех различных материалов: после отжига (т.е. 1100 °С/охлаждение в воде) и с дополнительным отжигом при более низкой температуре образцов. Табл. 4 показывает условия для различных материалов, а также получающиеся значения ударной вязкости. По два образца испытывали для каждого сплава и режима проведения отжига.

Таблица 4

Сплав 1 с высоким содержанием Мо и низкими содержаниями Si и Со имеет хорошую ударную вязкость, если используют достаточно высокие температуры проведения отжига. Эта таблица иллюстрирует недостаток сплава 2 согласно изобретению ЕР 0683241, а именно то, что содержание Si выше 0,5% вместе с высоким содержанием Мо дает потенциально хрупкий материал. Как раз уменьшение содержания Si (как в сплаве 1 согласно настоящему изобретению) дает большое улучшение по вязкости.

Непрерывное охлаждение.

9 образцов каждой плавки отожгли при 1100 °С и затем повторно нагрели до трех различных температур: 1050, 1100 и 1150 °С из каждой плавки соответственно. Образцы охлаждали с тремя различными постоянными скоростями охлаждения с температурами 20, 60 и 140 °С/мин. Это значит, что 9 различных циклов проведения отжига использовали для каждой плавки. Ни в каком из образцов не было обнаружено нитридов. Табл. 5 суммирует наблюдения, сделанные при помощи оптической микроскопии. Относительный индекс ранжирования применяют для фазового содержания различных образцов, где

0: σ-фазы не обнаружено,

1: 1-2 частицы σ-фазы, в среднем, обнаруженных в поле зрения при увеличении 500 ×,

2: небольшие количества σ-фазы, определенные при увеличении 500 × (но более 2 частиц в поле зрения),

3: относительно большие количества σ, но с менее 5% преобразованного феррита,

4: более 5% преобразованного феррита до σ,

5: более 25% преобразованного феррита до σ,

6: более 50% преобразованного феррита до σ.

Таблица 5

Показано, что сплав 1 менее склонен к σ-выделению, чем сплав 2. Это указывает на то, что "отметка 2", предположительно -1, является необходимой, чтобы сделать возможным производство надлежащего материала.

Фиг. 3 показывает микрофотографии непрерывно охлажденных образцов, нагретых до 1100 °С. Светлый тон - аустенит, коричневый - феррит и черноватый - σ-фаза. Показано, что образование σ-фазы (черноватый) является заметно более слабым для сплава № 1 согласно настоящему изобретению, чем для сплава № 2 согласно ЕР 0683241, что безусловно из-за более низкого содержания Si.

Механические свойства.

Табл. 6 показывает результаты испытания на растяжение. Сплав № 2 является менее пластичным, чем сплав № 1 согласно изобретению.

Таблица 6Результаты испытания на растяжение. Два образца от каждой плавки

Испытания на коррозионную стойкость.

Критическая температура щелевой коррозии (ССТ) (critical crevice temperature) в соответствии с MTI-2 и критическая температура точечной коррозии (СРТ) (critical pitting temperature) в растворе "Зеленая смерть" (1% FeCl ₃ + 1% CuCl ₂ + 11% H ₂ SO ₄ + l,2% HCl) показаны в табл. 7.

Между различными сплавами есть очень маленькая разница в стойкости к щелевой коррозии. Допущение, что стойкость к точечной и щелевой коррозии в двухфазном сплаве определяется в основном при помощи PRE фазы с самым низким PRE, согласуется с тем фактом, что сплав 1 имеет наивысшую ССТ. Кроме того, улучшенное поведение сплава 1 относительно сплава 2 проявляется в форме более низкой потери массы из-за коррозии и более высоких максимальных температур.

Таблица 7Результаты испытания на стойкость к щелевой коррозии по MTI-2, точечной коррозии в растворе "Зеленая смерть" и точечной коррозии в хлориде железа(III)Для каждого испытания использовали два образца/сплава

Сплав № 2, соответствующий ЕР 0683241, является высокочувствительным к выделению σ-фазы, которое очень затрудняет производство материала с хорошей пластичностью. Эту проблему решают путем снижения содержания Si и хорошего баланса между PRE-значениями двух фаз. Кроме того, сплав № 2 имеет низкую ковкость. При уменьшении содержания Si в сплаве типа, определенного ЕР 0683241, т.е. путем использования состава сплава № 1, не только будет повышаться пластичность и вязкость, повышается, с таким же успехом, коррозионная стойкость, что фактически является эффектом, который не был ожидаемым.