双联不锈钢
阅读：230发布：2020-06-01
专利汇可以提供双联不锈钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及双联不锈 钢 组合物，该组合物以重量百分比计由如下构成：C＜0.05％、21％≤Cr＜25％、1％≤Ni≤2.95％、0.16％≤N≤0.28％、Mn≤2.0％、Mo+W/2≤0.50％、Mo≤ 0.45％、W＜0.15％、Si＜1.4％、Al＜0.05％、0.11％≤Cu≤0.50％、S＜0.010％、P≤0.040％、Co≤0.5％、REM≤0.1％、V≤0.5％、Ti≤0.1％、Nb≤0.3％、Mg＜0.1％，余量是 铁 和熔炼产生的杂质，并且显微组织由奥氏体和35－65体积％的铁素体构成，此外所述组合物满足下面关系：40≤IF＜70，且IF＝6×(％Cr+1.32×％Mo+1.27×％Si)－10×(％Ni+24×％C+16.15×％N+0.5×％Cu+0.4×％Mn)－6.17且IRCL＞30.5，其中IRCL＝％Cr+3.3×％Mo+16×％N+2.6×％Ni－0.7×％Mn，并且还涉及由该钢制造板材、片材、卷材、棒材、线材、 型材 、锻件和铸件的方法。，下面是双联不锈钢专利的具体信息内容。
1.双联不锈钢，其组成以重量％计由如下构成：
C≤0.05％
21％≤Cr≤25％
1％≤Ni≤2.95％
0.16％≤N≤0.28％
Mn≤2.0％
Mo+W/2≤0.50％
Mo≤0.45％
W≤0.15％
Si≤1.4％
Al≤0.05％
0.11％≤Cu≤0.50％
S≤0.010％
P≤0.040％
Co≤0.5％
REM≤0.1％
V≤0.5％
Ti≤0.1％
Nb≤0.3％
Mg≤0.1％
余量是铁和熔炼产生的杂质，并且显微组织由奥氏体和35-65体 积％铁素体构成，此外所述组成满足下面关系：
40≤IF≤70
其中
IF＝6×(％Cr+1.32×％Mo+1.27×％Si)-10×(％Ni+24×％C+ 16.15×％N+0.5×％Cu+0.4×％Mn)-6.17
和
IRCL≥30.5
其中
IRCL＝％Cr+3.3×％Mo+16×％N+2.6×％Ni-0.7×％Mn。
2.根据权利要求1的钢，其特征还在于：IRCL≥32。
3.根据权利要求1或2的钢，其特征还在于铁素体的比例为 35-55体积％。
4.根据权利要求1至3中任一项的钢，其特征还在于：
40≤IF≤60。
5.根据权利要求1至4中任一项的钢，其特征还在于铬含量为 22-24重量％。
6.根据权利要求1至5中任一项的钢，其特征还在于锰含量小 于1.5重量％。
7.根据权利要求1至6中任一项的钢，其特征还在于钙含量小 于0.03重量％。
8.根据权利要求1至7中任一项的钢，其特征还在于钼含量大 于0.1重量％。
9.由根据权利要求1至8中任一项的钢制造热轧板材、带材或 卷材的方法，其中：
-提供具有根据权利要求1至10中任一项的组成的钢的板坯或 铸锭；
-将所述铸锭或板坯在1150-1280℃的温度下进行热轧以获得板 材、带材或卷材。
10.根据权利要求9的由钢制造热轧板材的方法，其中：
-将所述铸锭或板坯在1150-1280℃的温度下进行热轧以获得所 谓的四辊式板材；
-在900-1100℃的温度下进行热处理；和
-通过空气淬火冷却所述板材。
11.热轧的钢制四辊式板材，其可以通过如权利要求10所述的 方法获得并且具有5-100mm的厚度。
12.根据权利要求11的四辊式板材或者通过权利要求9的方法 获得的热轧卷材的应用，用于制造材料生产装置或能量产生装置所用 的结构部件。
13.根据权利要求12的应用，其中所述材料生产装置和能量产 生装置在-100至300℃，优选-50至300℃下工作。
14.冷轧钢带材，其可以通过对根据权利要求9的方法获得的热 轧卷材进行冷轧获得。
15.由根据权利要求1至8中任一项的钢制造热轧的棒材或杆材 的方法，其中：
-提供具有根据权利要求1至8中任一项的组成的钢的初轧钢坯 或连铸铸锭；
-将所述铸锭或初轧钢坯从1150-1280℃的温度开始进行热轧以 获得空气冷却的棒材或水冷却的线坯卷材；
和然后，任选地：
-在900-1100℃的温度下进行热处理；及
-将所述棒材或线坯卷材进行淬火冷却。
16.热轧棒材和热轧杆材，所述热轧棒材可以通过根据权利要求 15的方法获得并且具有18mm-250mm的直径，所述热轧杆材可以通 过根据权利要求15的方法获得并且具有4mm-30mm的直径。
17.根据权利要求15的制造方法，其中在冷却后对所述棒材进 行冷拉拔操作或者对所述杆材进行模拉拔操作。
18.冷拉拔棒材和模拉拔杆材或线材，所述冷拉拔棒材可以通过 根据权利要求17的方法获得并且具有4mm-60mm的直径，所述模拉 拔杆材或线材可以通过根据权利要求19的方法获得并且具有0.010 mm-20mm的直径。
19.根据权利要求16或18的棒材的应用，用于制造在腐蚀性介 质中工作的机械零件例如泵、阀轴、马达和发动机轴及联接器。
20.根据权利要求16或18的杆材或线材的应用，用于制造农产 食品工业、石油和矿石开采所用的冷成形组件，或者用于制造过滤化 学品、矿石或食品的纺织或编织金属织物。
21.制造钢型材的方法，其中将根据权利要求15的方法获得的 热轧棒材进行冷成形操作。
22.钢型材，其可以通过根据权利要求21的方法获得。
23.制造钢锻件的方法，其中将根据权利要求15的方法获得的 热轧棒材切碎成块并然后在1100-1280℃的温度下对所述块进行锻造 操作。
24.钢锻件，其可以通过根据权利要求23的方法获得。
25.根据权利要求24的锻件用于制造支架或联接器的应用。
26.铸件，其可以通过将根据权利要求1至8中任一项的钢进行铸 造获得。
技术领域
本发明涉及双联不锈钢，所述双联不锈钢更特别旨在用于制造材 料生产装置(化学、石油化学、纸张和海上工业)或能源产生装置的 结构部件，而不以任何方式受限于此，并且还涉及从这种钢制造板材、 带材、棒材(bar)、杆材(rod)、线材或型材的方法。
背景技术
更一般地，这种钢在许多应用中可用作304L型不锈钢的替代品， 例如在上述工业中或者在农产食品工业中，包括由成形的杆材或线材 (焊接网格等)、型材(滤器等)、轴(shaft)等制成的零件。还有可 能制备铸件和锻件。
为此目的，在退火状态具有基本奥氏体显微组织的304型和304L 型不锈钢等级是已知的。在冷加工状态中，它们还可以含有可变比例 的马氏体。然而，这些钢包含大量添加的镍，其成本通常高昂。此外， 从技术观点看，这些钢等级在某些应用中可能造成问题，因为其在退 火状态中具有差的抗拉性能，特别是关于屈服强度，以及相当低的抗 应力腐蚀性。
还已知奥氏体-铁素体不锈钢，其主要由铁素体和奥氏体的混合物 构成，例如根据EP10088标准的1.4362、1.4655、1.4477、1.4462、 1.4507、1.4410、1.4501和1.4424的钢，所述钢均含有大于3.5％的 镍。这些钢特别抗腐蚀且抗应力腐蚀。
铁素体或铁素体-马氏体不锈钢等级也是已知的，对于限定范围的 热处理，其显微组织由两种组分即铁素体和马氏体以优选50/50比例 构成，例如根据EN10088标准的1.4017等级。这些铬含量通常小于 20％的钢等级具有高的抗拉机械性能，但不具有令人满意的抗腐蚀性。
此外，还希望简化制造钢板材、带材、棒材、杆材、线材或型材 的方法。
为此目的，在退火状态具有基本奥氏体显微组织的304型和304L 型不锈钢等级是已知的。在冷加工状态中，它们还可以含有可变比例 的马氏体。然而，这些钢包含大量添加的镍，其成本通常高昂。此外， 从技术观点看，这些钢等级在某些应用中可能造成问题，因为其在退 火状态中具有差的抗拉性能，特别是关于屈服强度，以及相当低的抗 应力腐蚀性。
还已知奥氏体-铁素体不锈钢，其主要由铁素体和奥氏体的混合物 构成，例如根据EP10088标准的1.4362、1.4655、1.4477、1.4462、 1.4507、1.4410、1.4501和1.4424的钢，所述钢均含有大于3.5％的 镍。这些钢特别抗腐蚀且抗应力腐蚀。
铁素体或铁素体-马氏体不锈钢等级也是已知的，对于限定范围的 热处理，其显微组织由两种组分即铁素体和马氏体以优选50/50比例 构成，例如根据EN10088标准的1.4017等级。这些铬含量通常小于 20％的钢等级具有高的抗拉机械性能，但不具有令人满意的抗腐蚀性。
此外，还希望简化制造钢板材、带材、棒材、杆材、线材或型材 的方法。
发明内容
本发明的目的是弥补现有技术中的钢和制造方法的缺点，该目的 通过提供一种不锈钢实现，该不锈钢表现出如下性质：良好的机械性 能且特别是在退火或固溶处理状态中具有大于400或甚至450MPa的 抗拉屈服强度、高的抗腐蚀性特别是等于或优于304L的抗腐蚀性、良 好的显微组织稳定性和良好的焊接区韧性，而无需添加昂贵的添加元 素，并且还提供由这种钢制造板材、带材、棒材、杆材、线材或型材 的较易实施的方法。
为此目的，本发明的第一主题是双联不锈钢，其组成以重量％计由 如下构成：
C≤0.05％
21％≤Cr≤25％
1％≤Ni≤2.95％
0.16％≤N≤0.28％
Mn≤2.0％
Mo+W/2≤0.50％
Mo≤0.45％
W≤0.15％
Si≤1.4％
Al≤0.05％
0.11％≤Cu≤0.50％
S≤0.010％
P≤0.040％
Co≤0.5％
REM≤0.1％
V≤0.5％
Ti≤0.1％
Nb≤0.3％
Mg≤0.1％
余量是铁和熔炼产生的杂质，并且显微组织由奥氏体和35-65体 积％的铁素体构成，该组成还满足下面关系：
40≤IF≤70，优选40≤IF≤60
其中
IF＝6×(％Cr+1.32×％Mo+1.27％×％Si)-10×(％Ni+24×％C+ 16.15×％N+0.5×％Cu+0.4×％Mn)-6.17
和
IRCL≥30.5，优选≥32
其中
IRCL＝％Cr+3.3×％Mo+16×％N+2.6×％Ni-0.7×％Mn。
根据本发明的钢还可以按单独或组合方式包括下面的任选特征：
-铁素体的比例为35-55体积％；
-铬含量为22-24重量％；
-锰含量小于1.5重量％；
-钙含量小于0.03重量％；
-钼含量大于0.1重量％。
本发明的第二主题由根据本发明的钢制造热轧的板材、带材或卷 材的方法构成，其中：
-提供具有根据本发明组成的钢的铸锭或板坯；
-将所述铸锭或板坯在1150-1280℃的温度下进行热轧以获得板 材、带材或卷材。
在一个特别实施方法中，将所述铸锭或板坯在1150-1280℃的温 度下进行热轧以获得所谓的四辊式板材(quarto plate)；然后在 900-1100℃的温度下进行热处理；并通过空气淬火冷却所述板材。
本发明的第三主题由用于制造由根据本发明的钢制成的热轧棒材 或杆材的方法构成，其中：
-提供根据本发明组成的钢的连铸铸锭或初轧钢坯(bloom)；
-将所述铸锭或初轧钢坯从1150-1280℃的温度起进行热轧以获 得空气冷却的棒材或水冷却的线坯(wire stock)卷材；
并且然后，任选地：
-在900-1100℃的温度下进行热处理；和
-将所述棒材或线坯卷材进行淬火冷却。
在一个特定实施方法中，在冷却后对所述棒材进行冷拉拔操作或 者对所述杆材进行模拉拔操作。
本发明还涉及制造钢型材的方法，其中对根据本发明获得的热轧 棒材进行冷成形操作，并且还涉及制造钢锻件的方法，其中将根据本 发明获得热轧棒材切碎成块并然后在1100-1280℃的温度下对所述块 进行锻造操作。
本发明还涉及可以通过根据本发明的方法获得的各种产品及其应 用，例如：
-热轧的钢制四辊式板材(具有5-100mm的厚度)和带材及卷材， 可以将其用于制造结构部件，所述结构部件用于材料生产装置或能量 产生装置，特别用于在-100至300℃，优选-50至300℃工作的材料生 产装置和能量产生装置；
-可以通过将热轧卷材进行冷轧获得的冷轧钢带材；
-具有18mm-250mm直径的热轧棒材和具有4mm-60mm直径的 冷拉拔棒材，所述产品可以用于制造在腐蚀介质中工作的机械零件例 如泵、阀轴、马达和发动机轴及联接器；
-具有4-30mm直径的热轧棒材和具有0.010mm-20mm直径的 模拉拔的线材或棒材，所述产品可以用于制造冷成形组件，以用于农 产食品工业、石油和矿石的开采，或者用于制造过滤化学品、矿石或 食品的纺织或编织金属织物；
-型材；
-可以用于制造支架或联接器的锻件；
-可以通过铸造根据本发明的钢获得的铸件。
通过阅读仅以实施例方式给出的下面说明，本发明的其它特征和 优点将变得清楚。
根据本发明的双联不锈钢包含下面限定的含量。
该钢等级的碳含量等于或小于重量0.05％，优选小于重量0.03％。 这是因为该元素的过高含量通过提高铬碳化物在焊缝的热影响区中析 出的风险而劣化局部腐蚀抵抗性。
该钢等级的铬含量为21-25重量％，优选22-24重量％，以便获得 良好的抗腐蚀性，该抗腐蚀性至少相当于用304或304L等级获得的抗 腐蚀性。
该钢等级的镍含量为1-2.95重量％，优选等于或小于2.7重量％， 或甚至2.5重量％。添加这种奥氏体形成元素以便获得良好的抗裂隙腐 蚀性。在大于1重量％且优选大于1.2重量％的含量下，其在防止点蚀 开始方面具备有利作用。然而，其含量受到限制，这是因为高于2.95 重量％时，观察到对点蚀扩展的抵抗性的劣化。镍的添加还使得能够获 得良好的韧性/延展性的折衷，这是因为其具有使韧性转变曲线移向低 温的益处，这对于厚四辊式板材的制造特别有利，韧性性能对于所述 厚四辊式板材是重要的。
因为根据本发明的钢中镍含量受到限制，因此发现为了在 900-1100℃热处理后获得合适的奥氏体含量，必须以显著高的量添加 其它奥氏体形成元素并且限制铁素体形成元素的含量。
该钢等级的氮含量为0.16-0.28重量％，这通常意味着在熔炼期间 向钢中添加氮。该奥氏体形成元素首先使得能够获得含有合适比例奥 氏体(该奥氏体表现出良好抗应力腐蚀性)的铁素体-奥氏体两相双联 钢，并且还能够获得具有高机械性能的金属。还使得能够在焊接的热 影响区具有良好的显微组织稳定性。限制其最大含量，因为在高于 0.28％时，可观察到溶解性问题：在板坯、初轧钢坯、铸锭、铸件或焊 缝的凝固期间形成泡疤。
在低于1150℃时也是奥氏体形成元素的锰含量保持低于2.0重量 ％，且优选低于1.5重量％，这是因为该元素在许多方面的有害作用。 因此，其在该钢等级的熔炼和精炼期间造成问题，这是因为其侵蚀用 于浇包的某些耐火材料。这要求更加频繁地替换这些昂贵元件，且因 此更加频繁地导致过程中断。通常用于使该钢等级达到组成的铁-锰添 加物还含有合适量的磷和硒，不希望将这些元素引入钢中并且它们在 精炼该钢等级时难以去除。锰还通过限制脱碳的可能性而妨碍这种精 炼。其还在该工艺中的更下游造成问题，因为其削弱该钢等级的抗腐 蚀性，这是由于形成锰硫化物(MnS)和氧化的夹杂物。常规地将该元素 添加到需要富集有氮的钢等级中，以便提高该元素在该钢等级中的溶 解度。不具有足够的锰含量时，因此不可能在该钢中获得这样的氮水 平。然而，本发明人发现能够限制本发明钢中的锰添加，同时仍添加 足够的氮以获得对基础金属(base metal)的铁素体-奥氏体平衡的所 需影响并稳定焊接的热影响区。
将铁素体形成元素钼维持小于0.45重量％的含量，同时将钨维持 小于0.15重量％的含量。此外，这两种元素的含量使得Mo+W/2总和小 于0.50重量％，优选小于0.4重量％且甚至更优选小于0.3重量％。这 是因为本发明人发现，通过维持这两种元素，并且使它们的含量之和 小于低于所述值，没有观察到脆化金属间化合物的析出，从而特别使 得能够通过允许所述板材或带材在热处理或热加工后进行空气冷却来 放宽制造钢板材或带材的方法。此外，本发明人观察到，通过将这些 元素控制在所要求的范围内，改善了该钢等级的可焊性。然而，优选 维持0.1％的最小钼含量以便改善该钢等级的可热锻性。此外，熔炼具 有小于0.1％钼的钢等级将意味着极大地限制该再回收废料在该钢等 级中的使用，从而造成加工问题，特别需要使用100％由纯铁合金构成 的装料。
奥氏体形成元素铜以0.11-0.50重量％，且优选0.15-0.40重量％ 的量存在。该元素改善在还原性酸介质中的抗腐蚀性。然而，其含量 限于0.50重量％以便防止形成ε(epsilon)相，希望避免该ε相，因为 这些相导致铁素体的硬化和双联合金的脆化。
优选将氧含量限制于0.010重量％，以便改善其可锻性。
硼是任选元素，其可以按0.0005重量％-0.01重量％，优选0.0005 重量％-0.005重量％且更加优选0.0005重量％-0.003重量％的量添加到 根据本发明的钢等级中，以便改善该其热转变。然而，在另一个实施 方案中，优选将硼含量限制到小于0.0005重量％以便限制在焊接和连 铸期间的开裂风险。
铁素体形成元素硅以小于1.4重量％的含量存在。铁素体形成元素 铝以小于0.05重量％且优选0.005重量％-0.040重量％的含量存在，以 便获得低熔点铝酸钙夹杂物。还限制最大铝含量，以便避免过度形成 铝氮化物。这两种元素(硅和铝)的作用对于确保熔炼期间钢液的恰 当脱氧是必需的。
维持奥氏体形成元素钴的含量小于0.5重量％，优选小于0.3重量 ％。这种元素是原材料提供的残余元素。特别地，其由于在核电站中部 件的辐射后可以造成处理问题而受到限制。
可以按0.1重量％，优选小于0.06重量％的量将稀土金属(用REM 表示)添加到组成中。特别可提及的是铈和镧。这两种元素的含量受 到限制，因为它们倾向于形成不希望的金属间化合物。
可以按0.5重量％且优选小于0.2重量％的量将铁素体形成元素钒 添加到该钢等级中，以便改善该钢的抗裂隙腐蚀性。
可以按0.3重量％且优选小于0.050重量％的量将铁素体形成元素 铌添加到该钢等级中。其有助于改善该钢等级的抗拉强度，这是由于 细的铌氮化物的形成。限制其含量以便限制粗的铌氮化物的形成。
可以按0.1重量％且优选小于0.02重量％的量将铁素体形成元素钛 添加到该钢等级中，以便限制(特别在液体钢中)形成钛氮化物。
还可以向根据本发明的钢等级中添加钙，以获得小于0.03重量％ 且优选大于0.0002重量％或甚至大于0.0005重量％的钙含量，以便控 制氧化物夹杂物的性质并改善可机加工性。该元素的含量受到限制， 这是因为其倾向于与硫形成劣化抗腐蚀性能的钙硫化物。在优选实施 方案中，钙含量限于小于0.0005重量％，优选小于0.0002重量％。
维持硫的含量小于0.010重量％且优选小于0.003重量％。如上所 述，该元素与锰或钙形成硫化物，硫化物的存在对抗腐蚀性是有害的。 硫被认为是杂质。
可以按0.1％最终含量的量添加镁以便调节硫化物和氧化物的性 质。
优选将硒维持在小于0.005重量％，这是因为其对抗腐蚀性的有害 作用。该元素通常作为铁素体和锰铸锭的杂质引入到该钢等级中。
维持磷的含量小于0.040重量％并且认为其是杂质。
组成的余量由铁和杂质构成。除上文已提及的那些杂质外，这些 杂质还可以是锆、锡、砷、铅或铋。锡可以按小于0.100重量％且优选 小于0.030重量％的含量存在以便防止焊接问题。砷可以按小于0.030 重量％且优选小于0.020重量％的含量存在。铅可以按小于0.002重量％ 且优选小于0.0010重量％的含量存在。铋可以按小于0.0002重量％且 优选小于0.00005重量％的含量存在。锆可以按0.02％的量存在。
此外，本发明人发现，当铬、钼、氮、镍和锰的重量百分数满足 下面关系式时，所讨论的钢等级表现出良好的局部腐蚀抵抗性，即对 蚀坑或裂隙形成的抵抗性：
IRCL＝％Cr+3.3×％Mo+16×％N+2.6×％Ni-0.7×％Mn≥30.5。
根据本发明的钢的显微组织在退火状态下由奥氏体和铁素体构 成，在1000℃下处理1小时后这些相优选以35-65体积％且更优选 35-55体积％的铁素体比例存在。
本发明人还发现下式适当地描述了1100℃下铁素体含量的下式：
IF＝6×(％Cr+1.32×％Mo+1.27×％Si)-10×(％Ni+24×％C+ 16.15×％N+0.5×％Cu+0.4×％Mn)-6.17。
因此，为了在1100℃下获得35-65％的铁素体比例，铁素体指数 IF必须为40-70。
在退火状态中，显微组织不含有会对其机械性能有害的其它相， 特别例如σ相和其它金属间相。在冷加工状态中，取决于所施加的变 形实际温度和冷变形量，部分奥氏体可能已转变为马氏体。
通常，可以将根据本发明的钢进行熔炼并且按以下方式制造：从 板坯或铸锭以热轧板材形式(也称作四辊式板材)以及热轧带材形式 制造，而且还从热轧带材以冷轧带材形式制造。其还可以按棒材或杆 材坯料或型材或锻件形式热轧。然后可以将这些产品通过锻造热转变 或者冷转变成棒材或拉制型材或模拉拔的线材。还可以通过铸造来加 工根据本发明的钢而无论是否接着进行热处理。
为获得最佳的可能的性能特性，优先使用根据本发明的方法，该 方法首先包括提供具有根据本发明的组成的钢铸锭、板坯或初轧钢坯。
一般通过在电炉中将原材料熔化并接着进行AOD或VOD型真空重 熔并脱碳而获得该铸锭、板坯或初轧钢坯。然后可以通过在无底模具 中进行连铸将该钢等级铸造成铸锭形式、或者板坯或初轧钢坯形式。 还可想到将该钢等级直接铸造成薄板坯形式，特别是通过在相对旋转 的轧辊之间的连铸。
在提供铸锭、板坯或初轧钢坯后，可任选将其再加热以便达到 1150-1280℃的温度，然而还可以在板坯被连铸仍为热时即刻对其进行 直接加工。
在板材制造的情形中，然后将板坯或铸锭进行热轧以获得通常具 有5-100mm厚度的四辊式板材。在该阶段通常使用3-30％不等的压缩 比。而后将该板材进行热处理以通过再加热到900-1100℃的温度使在 该阶段形成的析出物回到固溶体中，然后将其冷却。
根据本发明的方法容许空气淬火冷却，这比该类型钢等级的常用 冷却更易于实施，所述常用冷却使用水并且是更快速的冷却。然而， 如果需要这样时，仍可能进行水冷却操作。
由于根据本发明的组成的受限制的镍和钼含量，使得这种缓慢的 空气冷却特别可行，其未遭受到对其使用性能有害的金属间相的析出。 特别可以按0.1-2.7℃/s的速率进行这种冷却。
在热轧后，如果希望将四辊式板材以这种状态交付，则可以将其 矫平、切割和酸洗。
还可以将该裸钢在带材轧机上轧制至3-10mm的厚度。
在由铸锭或初轧钢坯制造长产品的情形中，可以在1150-1280℃ 温度下在多机架轧机上在带槽纹的辊之间以单个热轧道次进行热轧， 以获得线坯的卷材或棒材，或者是轧制的。初始初轧钢坯和最终产品 的横截面比例优选大于3，以便确保轧制产品的内部完整性。
当制得棒材时，可以在其离开轧机时通过简单的空气散布来进行 冷却。
当制造直径大于13mm的轧制杆材时，可以在其离开轧机时通过 在水槽中将其以卷材形式淬火来进行冷却。
当制造直径为13mm或更小的杆材时，在匝圈(turns)已沿着输送 机穿过温度为850-1100℃的固溶处理炉2-5分钟后，可以将其以展开 在输送机上的所述匝圈形式通过水淬进行冷却。
如果需要完成组织的再结晶并稍微降低抗拉性能，则可以任选地 对热轧后已进行处理的该棒材或卷材进行900-1100℃的后续炉热处 理。
在冷却该棒材和杆材卷之后，取决于产品的最终使用，可进行各 种热成形或冷成形处理。在冷却后，所述棒材可进行冷拉拔操作或者 所述杆材可进行模拉拔操作。
还可以将热轧棒材进行冷成形或者在将该棒材切碎成块并然后锻 造之后制造零件。
附图说明
为说明该发明，进行试验并且将参考图1至5对这些试验进行具 体描述，图1至5显示：
-图1：在1100℃热处理后的铁素体％和制得状态产品的IF之间 的关系；
-图2：作为变形温度函数的相对直径变化ΔΦ；
-图3：对锻造棒材测得的点蚀电位E1和E2与指数IRCL之间的关 系；
-图4：对锻造棒材测得的均匀腐蚀速率V与指数IRCL之间的关系； 和
-图5：对锻造棒材测得的临界温度TCC和TCP与指数IRCL之间的关 系。
实施例
通过如下方式制备25kg实验室铸锭：真空感应熔化纯铁合金原 材料，接着通过添加在氮气分压下氮化的铁合金引入氮并且在0.8巴 的外部氮气压力下浇注到金属模中。其中，仅试验14441和14604是 根据本发明的。
制得150吨标注为8768的根据本发明的工业熔炼料。通过在电炉 中熔化，然后真空精炼并脱碳来熔炼该钢等级以便获得预期的碳水平。 而后将其连铸成横截面尺寸为220×1700mm的板坯，随后在再加热至 1200℃后，热轧成具有7、12和20mm厚度的四辊式板材。然后在约 1000℃下将如此获得的板材进行热处理以便使该阶段中存在的各种析 出物回到固溶体中。在热处理后，将板材水冷，然后矫平、切割和酸 洗。
在表1中给出了以实验室规模或工业规模熔炼的各种钢等级以重 量百分数计的组成，以及在电炉中熔炼，接着进行AOD精炼并且铸造 成铸锭或进行连铸的各种工业产品或半制成产品的组成，出于对比目 而提及到这些。
1.铁素体含量
1.1 制得状态产品的铁素体含量
从这些铸造状态的实验室熔炼料或者从铸造状态的工业产品切割 出体积为1-8cm3的样品，并且在盐浴中于各种温度下对这些样品进 行热处理30分钟，接着进行处理末端水淬，以便确定高温下铁素体的 比例。因为铁素体具有磁性，不同于奥氏体，所以可能存在碳化物和 氮化物，使用分析方法测得饱和磁化强度。在表2中给出并且在图1 中绘出如此测得的铁素体含量。
图1显示指数IF和在1100℃处理后对基础金属测得的铁素体含量 之间存在良好关系。
还显示，根据本发明的熔炼料14441在低于1300℃具有适合于热 转变至双联组织的铁素体含量。此外，在950℃-1100℃范围进行热处 理后，其具有适合于抗应力腐蚀性的铁素体含量。
1.2 最终产品的铁素体含量
还通过网格法(根据ASTM E 562标准)对在1030℃热处理后的 锻造棒材以及在焊缝的热影响区域中进行铁素体含量的测定，所述焊 缝通过涂覆电极以恒定能量沉积，在700℃产生20℃/秒的冷却速率。 在表3中给出了结果(基础金属和热影响区域的铁素体含量)。该表 示出根据本发明的熔炼料14441和14604在基础金属和在热影响区域 中具有的铁素体含量，该铁素体含量有利于局部腐蚀抵抗性并有利于 抗应力腐蚀性，并且还有利于韧性(参见表5)。
表3-铁素体含量
标号 产品 αBM(％) αHAZ(％) 14441* 锻造棒材 48 70 14604* 锻造棒材 54 65 14382 锻造棒材 49 80 14383 锻造棒材 79 88 14660 锻造棒材 48 72 UNS S32101 HR板材 45 67 UNS S32304 HR板材 47 75
*：根据本发明；
HR：热轧的；
αBM(％)：对基础金属测得的铁素体含量；
αHAZ：在热影响区域中测得的铁素体含量。
2.可铸造性
铸锭14439表现出泡疤并且是不可用的。为在大气压下于空气中 的铸造期间避免这种现象，已证明必须将根据本发明的熔炼料的氮含 量限制到小于0.28重量％。
3.热变形能力
使用对测试样品进行的热拉伸测试评价可热变形性，通过焦耳加 热将所述样品的直径为8mm且长度为5mm的校准部分在1280℃加热 80秒并然后以2℃/秒冷却至测试温度，该测试温度为900-1280℃不 等。当达到该温度时，即刻以73mm/s的速率开始快速拉伸测试；在 断裂后，测量断裂处的缩颈直径。
如下面所定义的相对直径变化(表4)反映了可热变形性：
ΔΦ＝100×(1-(最终直径/初始直径))。
表4：相对直径变化(热拉伸测试)
*：根据本发明
在查看表4以及以曲线形式表示数据的图2时，可看出根据本发 明的熔炼料14441具有与对照熔炼料14382相当的可热变形性。
4.机械性能
根据NFEN10002-1标准测定抗拉性能Re0.2和Rm。根据NF EN 10045 标准在不同温度下测定韧性KV。
表5-机械性能
标号 产品 Re0.2 (MPa) Rm (MPa) Kv 20℃(J) Kv -50℃(J) 14441* 锻造棒材 477 716 334 51 14604* 锻造棒材 477 691 288 18 14382 锻造棒材 436 664 >339 339 14383 锻造棒材 458 604 79 9 14660 锻造棒材 493 701 293 31 304L HR板材 218 523 312 301 316L HR板材 232 537 307 298 UNS S32101 HR板材 466 720 101 60 UNS S32304 HR板材 438 663 268 153 8768* HR板材 519 743
*：根据本发明；
HR：热轧的；
Re0.2：在0.2％应变的屈服强度；
Rm：抗拉强度
三个均根据本发明的实验室熔炼料14441和14604以及工业熔炼 料8768的结果显示，可以获得大于450MPa的屈服强度，即对于AISI 304L型奥氏体钢所获得的屈服强度的两倍。
对三个均根据本发明的实验室熔炼料14441和14604以及工业熔 炼料8768在20℃下测得的韧性值均大于200J，考虑到这些钢等级的 屈服强度水平，所述值是令人满意的。对于在退火状态具有低的氮含 量和高的铁素体含量的非本发明的熔炼料14383，在20℃的韧性值低 于100J。这证实需要添加足够氮以获得令人满意的韧性水平。
5.抗腐蚀性
对来自实验室熔炼料的锻造棒材以及取自热轧板材(来自工业熔 炼料)的试样进行抗腐蚀性测试。
5.1 局部腐蚀抵抗性
通过绘制电流-电位曲线并且测定i＝100μA/cm2的点蚀电位来评 价抗点蚀性。在50℃的具有高的氯根浓度([Cl-]＝30g/l)的中性介质 (pH＝6.4)中(E1)和在室温的具有低的氯根浓度([Cl-]＝250ppm)的弱酸 性(pH＝5.5)介质中(E2)测量该参数，其中所述中性介质代表海水脱盐 车间中遇到的盐水，所述弱酸性介质代表饮用水。还根据ASTM G48-00 标准、方法C测定在氯化铁介质(6％FeCl3)中的临界点蚀温度。
在另一系列试验中，在35℃的含有0.86mol/l NaCl(对应于5 重量％NaCl)的脱气中性介质中测定抗点蚀性。进行900秒钟的漂移电 位测量。接着，以100mV/分钟的漂移电位速率绘制动态电位曲线一 直达到点蚀电位。就i＝100μA/cm2测定点蚀电位(E3)。在这些条件下， 测试根据本发明的样品和304L等级的参照样与1.4362型的奥氏体- 铁素体双联等级以及其它参照样品。
通过在具有高的氯根浓度([Cl-]＝30g/l)的中性介质(pH＝6.4)中 测量临界裂隙温度来研究抗裂隙腐蚀性。有利于漂浮裂隙腐蚀的配置 是根据ASTM G78-99标准中给出的推荐。临界裂隙温度是对于深度大 于25μm的裂隙所观察到的最小温度。
在表6中给出了所得的值。在由UNS S32304制成的板材和由熔炼料 14382获得的棒材(这两者具有类似的化学组成)上获得的结果之间的 对比表明，棒材的抗腐蚀性比具有相同组成的热轧板材的抗腐蚀性低。
本发明人发现，局部腐蚀抵抗性指数即对蚀坑或裂隙的形成的抵 抗性决定了含有小于6％的镍的所有组成关于局部腐蚀抵抗性的分类 (见图3、4和5)，所述指数简写为IRCL并且定义为：
IRCL＝Cr+3.3×Mo+16×N+2.6×Ni-0.7×Mn
(Cr、Mo、N、Ni和Mn以重量％计的含量)
熔炼料14383和14660未根据本发明，具有等于28.7和29.8的 IRCL指数，比AISI 304L型钢表现出较差的腐蚀行为。具有30.9和33 的IRCL的本发明的熔炼料14604和14441与304L型钢表现得至少一样 好。为获得至少与AISI 304L等级相等的抗腐蚀性，发现根据本发明 的钢必须优选具有大于30.5且优选大于32的IRCL。
5.2 均匀腐蚀抵抗性
通过评价在加热至40℃的2％稀硫酸溶液中浸没72小时后以重量 损失计的腐蚀速率对均匀腐蚀进行表征。
对比含有2.5％Ni和0.2％N的实验熔炼料(根据本发明的14441 和未根据本发明的14660)的腐蚀速率清楚地显示出高的Mn含量对硫 酸介质中的均匀腐蚀抵抗性的负面作用。
表6-局部腐蚀抵抗性和均匀腐蚀抵抗性数据
标号 产品 IRCL E1 (V/ECS) E2 (V/ECS) E3 (V/ECS) CPT (℃) CCT (℃) V (mm/an) 14441＊ 锻造棒材 33，0 0，165 1，058 0，320 7，5 50 0，73 14604＊ 锻造棒材 30，9 0，159 0，802 5 45 1，8 14382 锻造棒材 35，8 0，302 1，323 0，420 15 60 0，24 14383 锻造棒材 28，7 0，049 0，595 0，050 0 35 4，95 14660 锻造棒材 29，8 0，094 0，707 7，5 45 1，11 304L HR板材 NA 0，188 0，834 0，210 5 65 316L HR板材 NA 0，266 0，865 7，5 75 UNS S32101 HR板材 26，4 0，163 0，855 12，5 UNS S32304 HR板材 35，7 0，413 1，3301 17，5 95 517077 轧制棒材 34，6 0，415 140301 轧制棒材 47，1 1，2001 8768＊ HR板材 33，1 0，227 1，2731
*：根据本发明；
1：溶剂的氧化电位，未观察到点蚀；
HR：热轧的；NA：不适用；
E1：在50℃的具有高的氯根浓度(30g/l的Cl-)的中性介质(pH＝6.4)中的 点蚀电位；
E2：在25℃的具有低的氯根浓度(250ppm的Cl-)的弱酸性环境(pH＝5.5)中 的点蚀电位；
E3：在35℃的中性氯化物介质(5％ NaCl)中的点蚀电位；
TCP：在氯化铁介质中的临界点蚀温度；
TCC：在具有高的氯根浓度(30g/l的Cl-)的中性介质(pH＝6.4)中的临界裂 隙温度；
V：在40℃的2％硫酸介质中的均匀腐蚀速率。
5.3 再钝化电位
在水下使用至多1200的SiC纸将钢样品抛光并然后在空气中时效 24小时。
在氯化物介质中通过如下方式进行循环极化试验：以15分钟的漂 移电位测量开始，接着以100mV/分钟从该漂移电位开始一直到电流 达到300μA/cm2强度的电位进行循环动态极化，然后返回到电流为 零的电位。
因此，测得先前形成的蚀坑的点蚀电位(P点蚀)和再钝化电位(P 再钝化)。在表7中给出了所获得的结果。
表7-再钝化与镍含量的关系
熔炼料 ％Ni V点蚀-V再钝化(mV/ECS) 14382 4.5 460 14441 2.5 361 14383 1.5 227
由NaCl介质中的再钝化电位试验可知，镍含量越高，点蚀电位和 再钝化电位之间的差异越大。这显示镍对于先前已发生点蚀的本发明 钢等级的再钝化不是有益的。
为此目的，本发明的第一主题是双联不锈钢，其组成以重量％计由 如下构成：
C≤0.05％
21％≤Cr≤25％
1％≤Ni≤2.95％
0.16％≤N≤0.28％
Mn≤2.0％
Mo+W/2≤0.50％
Mo≤0.45％
W≤0.15％
Si≤1.4％
Al≤0.05％
0.11％≤Cu≤0.50％
S≤0.010％
P≤0.040％
Co≤0.5％
REM≤0.1％
V≤0.5％
Ti≤0.1％
Nb≤0.3％
Mg≤0.1％
余量是铁和熔炼产生的杂质，并且显微组织由奥氏体和35-65体 积％的铁素体构成，该组成还满足下面关系：
40≤IF≤70，优选40≤IF≤60
其中
IF＝6×(％Cr+1.32×％Mo+1.27％×％Si)-10×(％Ni+24×％C+ 16.15×％N+0.5×％Cu+0.4×％Mn)-6.17
和
IRCL≥30.5，优选≥32
其中
IRCL＝％Cr+3.3×％Mo+16×％N+2.6×％Ni-0.7×％Mn。
根据本发明的钢还可以按单独或组合方式包括下面的任选特征：
-铁素体的比例为35-55体积％；
-铬含量为22-24重量％；
-锰含量小于1.5重量％；
-钙含量小于0.03重量％；
-钼含量大于0.1重量％。
本发明的第二主题由根据本发明的钢制造热轧的板材、带材或卷 材的方法构成，其中：
-提供具有根据本发明组成的钢的铸锭或板坯；
-将所述铸锭或板坯在1150-1280℃的温度下进行热轧以获得板 材、带材或卷材。
在一个特别实施方法中，将所述铸锭或板坯在1150-1280℃的温 度下进行热轧以获得所谓的四辊式板材(quarto plate)；然后在 900-1100℃的温度下进行热处理；并通过空气淬火冷却所述板材。
本发明的第三主题由用于制造由根据本发明的钢制成的热轧棒材 或杆材的方法构成，其中：
-提供根据本发明组成的钢的连铸铸锭或初轧钢坯(bloom)；
-将所述铸锭或初轧钢坯从1150-1280℃的温度起进行热轧以获 得空气冷却的棒材或水冷却的线坯(wire stock)卷材；
并且然后，任选地：
-在900-1100℃的温度下进行热处理；和
-将所述棒材或线坯卷材进行淬火冷却。
在一个特定实施方法中，在冷却后对所述棒材进行冷拉拔操作或 者对所述杆材进行模拉拔操作。
本发明还涉及制造钢型材的方法，其中对根据本发明获得的热轧 棒材进行冷成形操作，并且还涉及制造钢锻件的方法，其中将根据本 发明获得热轧棒材切碎成块并然后在1100-1280℃的温度下对所述块 进行锻造操作。
本发明还涉及可以通过根据本发明的方法获得的各种产品及其应 用，例如：
-热轧的钢制四辊式板材(具有5-100mm的厚度)和带材及卷材， 可以将其用于制造结构部件，所述结构部件用于材料生产装置或能量 产生装置，特别用于在-100至300℃，优选-50至300℃工作的材料生 产装置和能量产生装置；
-可以通过将热轧卷材进行冷轧获得的冷轧钢带材；
-具有18mm-250mm直径的热轧棒材和具有4mm-60mm直径的 冷拉拔棒材，所述产品可以用于制造在腐蚀介质中工作的机械零件例 如泵、阀轴、马达和发动机轴及联接器；
-具有4-30mm直径的热轧棒材和具有0.010mm-20mm直径的 模拉拔的线材或棒材，所述产品可以用于制造冷成形组件，以用于农 产食品工业、石油和矿石的开采，或者用于制造过滤化学品、矿石或 食品的纺织或编织金属织物；
-型材；
-可以用于制造支架或联接器的锻件；
-可以通过铸造根据本发明的钢获得的铸件。
通过阅读仅以实施例方式给出的下面说明，本发明的其它特征和 优点将变得清楚。
根据本发明的双联不锈钢包含下面限定的含量。
该钢等级的碳含量等于或小于重量0.05％，优选小于重量0.03％。 这是因为该元素的过高含量通过提高铬碳化物在焊缝的热影响区中析 出的风险而劣化局部腐蚀抵抗性。
该钢等级的铬含量为21-25重量％，优选22-24重量％，以便获得 良好的抗腐蚀性，该抗腐蚀性至少相当于用304或304L等级获得的抗 腐蚀性。
该钢等级的镍含量为1-2.95重量％，优选等于或小于2.7重量％， 或甚至2.5重量％。添加这种奥氏体形成元素以便获得良好的抗裂隙腐 蚀性。在大于1重量％且优选大于1.2重量％的含量下，其在防止点蚀 开始方面具备有利作用。然而，其含量受到限制，这是因为高于2.95 重量％时，观察到对点蚀扩展的抵抗性的劣化。镍的添加还使得能够获 得良好的韧性/延展性的折衷，这是因为其具有使韧性转变曲线移向低 温的益处，这对于厚四辊式板材的制造特别有利，韧性性能对于所述 厚四辊式板材是重要的。
因为根据本发明的钢中镍含量受到限制，因此发现为了在 900-1100℃热处理后获得合适的奥氏体含量，必须以显著高的量添加 其它奥氏体形成元素并且限制铁素体形成元素的含量。
该钢等级的氮含量为0.16-0.28重量％，这通常意味着在熔炼期间 向钢中添加氮。该奥氏体形成元素首先使得能够获得含有合适比例奥 氏体(该奥氏体表现出良好抗应力腐蚀性)的铁素体-奥氏体两相双联 钢，并且还能够获得具有高机械性能的金属。还使得能够在焊接的热 影响区具有良好的显微组织稳定性。限制其最大含量，因为在高于 0.28％时，可观察到溶解性问题：在板坯、初轧钢坯、铸锭、铸件或焊 缝的凝固期间形成泡疤。
在低于1150℃时也是奥氏体形成元素的锰含量保持低于2.0重量 ％，且优选低于1.5重量％，这是因为该元素在许多方面的有害作用。 因此，其在该钢等级的熔炼和精炼期间造成问题，这是因为其侵蚀用 于浇包的某些耐火材料。这要求更加频繁地替换这些昂贵元件，且因 此更加频繁地导致过程中断。通常用于使该钢等级达到组成的铁-锰添 加物还含有合适量的磷和硒，不希望将这些元素引入钢中并且它们在 精炼该钢等级时难以去除。锰还通过限制脱碳的可能性而妨碍这种精 炼。其还在该工艺中的更下游造成问题，因为其削弱该钢等级的抗腐 蚀性，这是由于形成锰硫化物(MnS)和氧化的夹杂物。常规地将该元素 添加到需要富集有氮的钢等级中，以便提高该元素在该钢等级中的溶 解度。不具有足够的锰含量时，因此不可能在该钢中获得这样的氮水 平。然而，本发明人发现能够限制本发明钢中的锰添加，同时仍添加 足够的氮以获得对基础金属(base metal)的铁素体-奥氏体平衡的所 需影响并稳定焊接的热影响区。
将铁素体形成元素钼维持小于0.45重量％的含量，同时将钨维持 小于0.15重量％的含量。此外，这两种元素的含量使得Mo+W/2总和小 于0.50重量％，优选小于0.4重量％且甚至更优选小于0.3重量％。这 是因为本发明人发现，通过维持这两种元素，并且使它们的含量之和 小于低于所述值，没有观察到脆化金属间化合物的析出，从而特别使 得能够通过允许所述板材或带材在热处理或热加工后进行空气冷却来 放宽制造钢板材或带材的方法。此外，本发明人观察到，通过将这些 元素控制在所要求的范围内，改善了该钢等级的可焊性。然而，优选 维持0.1％的最小钼含量以便改善该钢等级的可热锻性。此外，熔炼具 有小于0.1％钼的钢等级将意味着极大地限制该再回收废料在该钢等 级中的使用，从而造成加工问题，特别需要使用100％由纯铁合金构成 的装料。
奥氏体形成元素铜以0.11-0.50重量％，且优选0.15-0.40重量％ 的量存在。该元素改善在还原性酸介质中的抗腐蚀性。然而，其含量 限于0.50重量％以便防止形成ε(epsilon)相，希望避免该ε相，因为 这些相导致铁素体的硬化和双联合金的脆化。
优选将氧含量限制于0.010重量％，以便改善其可锻性。
硼是任选元素，其可以按0.0005重量％-0.01重量％，优选0.0005 重量％-0.005重量％且更加优选0.0005重量％-0.003重量％的量添加到 根据本发明的钢等级中，以便改善该其热转变。然而，在另一个实施 方案中，优选将硼含量限制到小于0.0005重量％以便限制在焊接和连 铸期间的开裂风险。
铁素体形成元素硅以小于1.4重量％的含量存在。铁素体形成元素 铝以小于0.05重量％且优选0.005重量％-0.040重量％的含量存在，以 便获得低熔点铝酸钙夹杂物。还限制最大铝含量，以便避免过度形成 铝氮化物。这两种元素(硅和铝)的作用对于确保熔炼期间钢液的恰 当脱氧是必需的。
维持奥氏体形成元素钴的含量小于0.5重量％，优选小于0.3重量 ％。这种元素是原材料提供的残余元素。特别地，其由于在核电站中部 件的辐射后可以造成处理问题而受到限制。
可以按0.1重量％，优选小于0.06重量％的量将稀土金属(用REM 表示)添加到组成中。特别可提及的是铈和镧。这两种元素的含量受 到限制，因为它们倾向于形成不希望的金属间化合物。
可以按0.5重量％且优选小于0.2重量％的量将铁素体形成元素钒 添加到该钢等级中，以便改善该钢的抗裂隙腐蚀性。
可以按0.3重量％且优选小于0.050重量％的量将铁素体形成元素 铌添加到该钢等级中。其有助于改善该钢等级的抗拉强度，这是由于 细的铌氮化物的形成。限制其含量以便限制粗的铌氮化物的形成。
可以按0.1重量％且优选小于0.02重量％的量将铁素体形成元素钛 添加到该钢等级中，以便限制(特别在液体钢中)形成钛氮化物。
还可以向根据本发明的钢等级中添加钙，以获得小于0.03重量％ 且优选大于0.0002重量％或甚至大于0.0005重量％的钙含量，以便控 制氧化物夹杂物的性质并改善可机加工性。该元素的含量受到限制， 这是因为其倾向于与硫形成劣化抗腐蚀性能的钙硫化物。在优选实施 方案中，钙含量限于小于0.0005重量％，优选小于0.0002重量％。
维持硫的含量小于0.010重量％且优选小于0.003重量％。如上所 述，该元素与锰或钙形成硫化物，硫化物的存在对抗腐蚀性是有害的。 硫被认为是杂质。
可以按0.1％最终含量的量添加镁以便调节硫化物和氧化物的性 质。
优选将硒维持在小于0.005重量％，这是因为其对抗腐蚀性的有害 作用。该元素通常作为铁素体和锰铸锭的杂质引入到该钢等级中。
维持磷的含量小于0.040重量％并且认为其是杂质。
组成的余量由铁和杂质构成。除上文已提及的那些杂质外，这些 杂质还可以是锆、锡、砷、铅或铋。锡可以按小于0.100重量％且优选 小于0.030重量％的含量存在以便防止焊接问题。砷可以按小于0.030 重量％且优选小于0.020重量％的含量存在。铅可以按小于0.002重量％ 且优选小于0.0010重量％的含量存在。铋可以按小于0.0002重量％且 优选小于0.00005重量％的含量存在。锆可以按0.02％的量存在。
此外，本发明人发现，当铬、钼、氮、镍和锰的重量百分数满足 下面关系式时，所讨论的钢等级表现出良好的局部腐蚀抵抗性，即对 蚀坑或裂隙形成的抵抗性：
IRCL＝％Cr+3.3×％Mo+16×％N+2.6×％Ni-0.7×％Mn≥30.5。
根据本发明的钢的显微组织在退火状态下由奥氏体和铁素体构 成，在1000℃下处理1小时后这些相优选以35-65体积％且更优选 35-55体积％的铁素体比例存在。
本发明人还发现下式适当地描述了1100℃下铁素体含量的下式：
IF＝6×(％Cr+1.32×％Mo+1.27×％Si)-10×(％Ni+24×％C+ 16.15×％N+0.5×％Cu+0.4×％Mn)-6.17。
因此，为了在1100℃下获得35-65％的铁素体比例，铁素体指数 IF必须为40-70。
在退火状态中，显微组织不含有会对其机械性能有害的其它相， 特别例如σ相和其它金属间相。在冷加工状态中，取决于所施加的变 形实际温度和冷变形量，部分奥氏体可能已转变为马氏体。
通常，可以将根据本发明的钢进行熔炼并且按以下方式制造：从 板坯或铸锭以热轧板材形式(也称作四辊式板材)以及热轧带材形式 制造，而且还从热轧带材以冷轧带材形式制造。其还可以按棒材或杆 材坯料或型材或锻件形式热轧。然后可以将这些产品通过锻造热转变 或者冷转变成棒材或拉制型材或模拉拔的线材。还可以通过铸造来加 工根据本发明的钢而无论是否接着进行热处理。
为获得最佳的可能的性能特性，优先使用根据本发明的方法，该 方法首先包括提供具有根据本发明的组成的钢铸锭、板坯或初轧钢坯。
一般通过在电炉中将原材料熔化并接着进行AOD或VOD型真空重 熔并脱碳而获得该铸锭、板坯或初轧钢坯。然后可以通过在无底模具 中进行连铸将该钢等级铸造成铸锭形式、或者板坯或初轧钢坯形式。 还可想到将该钢等级直接铸造成薄板坯形式，特别是通过在相对旋转 的轧辊之间的连铸。
在提供铸锭、板坯或初轧钢坯后，可任选将其再加热以便达到 1150-1280℃的温度，然而还可以在板坯被连铸仍为热时即刻对其进行 直接加工。
在板材制造的情形中，然后将板坯或铸锭进行热轧以获得通常具 有5-100mm厚度的四辊式板材。在该阶段通常使用3-30％不等的压缩 比。而后将该板材进行热处理以通过再加热到900-1100℃的温度使在 该阶段形成的析出物回到固溶体中，然后将其冷却。
根据本发明的方法容许空气淬火冷却，这比该类型钢等级的常用 冷却更易于实施，所述常用冷却使用水并且是更快速的冷却。然而， 如果需要这样时，仍可能进行水冷却操作。
由于根据本发明的组成的受限制的镍和钼含量，使得这种缓慢的 空气冷却特别可行，其未遭受到对其使用性能有害的金属间相的析出。 特别可以按0.1-2.7℃/s的速率进行这种冷却。
在热轧后，如果希望将四辊式板材以这种状态交付，则可以将其 矫平、切割和酸洗。
还可以将该裸钢在带材轧机上轧制至3-10mm的厚度。
在由铸锭或初轧钢坯制造长产品的情形中，可以在1150-1280℃ 温度下在多机架轧机上在带槽纹的辊之间以单个热轧道次进行热轧， 以获得线坯的卷材或棒材，或者是轧制的。初始初轧钢坯和最终产品 的横截面比例优选大于3，以便确保轧制产品的内部完整性。
当制得棒材时，可以在其离开轧机时通过简单的空气散布来进行 冷却。
当制造直径大于13mm的轧制杆材时，可以在其离开轧机时通过 在水槽中将其以卷材形式淬火来进行冷却。
当制造直径为13mm或更小的杆材时，在匝圈(turns)已沿着输送 机穿过温度为850-1100℃的固溶处理炉2-5分钟后，可以将其以展开 在输送机上的所述匝圈形式通过水淬进行冷却。
如果需要完成组织的再结晶并稍微降低抗拉性能，则可以任选地 对热轧后已进行处理的该棒材或卷材进行900-1100℃的后续炉热处 理。
在冷却该棒材和杆材卷之后，取决于产品的最终使用，可进行各 种热成形或冷成形处理。在冷却后，所述棒材可进行冷拉拔操作或者 所述杆材可进行模拉拔操作。
还可以将热轧棒材进行冷成形或者在将该棒材切碎成块并然后锻 造之后制造零件。
附图说明
为说明该发明，进行试验并且将参考图1至5对这些试验进行具 体描述，图1至5显示：
-图1：在1100℃热处理后的铁素体％和制得状态产品的IF之间 的关系；
-图2：作为变形温度函数的相对直径变化ΔΦ；
-图3：对锻造棒材测得的点蚀电位E1和E2与指数IRCL之间的关 系；
-图4：对锻造棒材测得的均匀腐蚀速率V与指数IRCL之间的关系； 和
-图5：对锻造棒材测得的临界温度TCC和TCP与指数IRCL之间的关 系。
实施例
通过如下方式制备25kg实验室铸锭：真空感应熔化纯铁合金原 材料，接着通过添加在氮气分压下氮化的铁合金引入氮并且在0.8巴 的外部氮气压力下浇注到金属模中。其中，仅试验14441和14604是 根据本发明的。
制得150吨标注为8768的根据本发明的工业熔炼料。通过在电炉 中熔化，然后真空精炼并脱碳来熔炼该钢等级以便获得预期的碳水平。 而后将其连铸成横截面尺寸为220×1700mm的板坯，随后在再加热至 1200℃后，热轧成具有7、12和20mm厚度的四辊式板材。然后在约 1000℃下将如此获得的板材进行热处理以便使该阶段中存在的各种析 出物回到固溶体中。在热处理后，将板材水冷，然后矫平、切割和酸 洗。
在表1中给出了以实验室规模或工业规模熔炼的各种钢等级以重 量百分数计的组成，以及在电炉中熔炼，接着进行AOD精炼并且铸造 成铸锭或进行连铸的各种工业产品或半制成产品的组成，出于对比目 而提及到这些。
1.铁素体含量
1.1 制得状态产品的铁素体含量
从这些铸造状态的实验室熔炼料或者从铸造状态的工业产品切割 出体积为1-8cm3的样品，并且在盐浴中于各种温度下对这些样品进 行热处理30分钟，接着进行处理末端水淬，以便确定高温下铁素体的 比例。因为铁素体具有磁性，不同于奥氏体，所以可能存在碳化物和 氮化物，使用分析方法测得饱和磁化强度。在表2中给出并且在图1 中绘出如此测得的铁素体含量。
图1显示指数IF和在1100℃处理后对基础金属测得的铁素体含量 之间存在良好关系。
还显示，根据本发明的熔炼料14441在低于1300℃具有适合于热 转变至双联组织的铁素体含量。此外，在950℃-1100℃范围进行热处 理后，其具有适合于抗应力腐蚀性的铁素体含量。
1.2 最终产品的铁素体含量
还通过网格法(根据ASTM E 562标准)对在1030℃热处理后的 锻造棒材以及在焊缝的热影响区域中进行铁素体含量的测定，所述焊 缝通过涂覆电极以恒定能量沉积，在700℃产生20℃/秒的冷却速率。 在表3中给出了结果(基础金属和热影响区域的铁素体含量)。该表 示出根据本发明的熔炼料14441和14604在基础金属和在热影响区域 中具有的铁素体含量，该铁素体含量有利于局部腐蚀抵抗性并有利于 抗应力腐蚀性，并且还有利于韧性(参见表5)。
表3-铁素体含量
标号 产品 αBM(％) αHAZ(％) 14441* 锻造棒材 48 70 14604* 锻造棒材 54 65 14382 锻造棒材 49 80 14383 锻造棒材 79 88 14660 锻造棒材 48 72 UNS S32101 HR板材 45 67 UNS S32304 HR板材 47 75
*：根据本发明；
HR：热轧的；
αBM(％)：对基础金属测得的铁素体含量；
αHAZ：在热影响区域中测得的铁素体含量。
2.可铸造性
铸锭14439表现出泡疤并且是不可用的。为在大气压下于空气中 的铸造期间避免这种现象，已证明必须将根据本发明的熔炼料的氮含 量限制到小于0.28重量％。
3.热变形能力
使用对测试样品进行的热拉伸测试评价可热变形性，通过焦耳加 热将所述样品的直径为8mm且长度为5mm的校准部分在1280℃加热 80秒并然后以2℃/秒冷却至测试温度，该测试温度为900-1280℃不 等。当达到该温度时，即刻以73mm/s的速率开始快速拉伸测试；在 断裂后，测量断裂处的缩颈直径。
如下面所定义的相对直径变化(表4)反映了可热变形性：
ΔΦ＝100×(1-(最终直径/初始直径))。
表4：相对直径变化(热拉伸测试)
*：根据本发明
在查看表4以及以曲线形式表示数据的图2时，可看出根据本发 明的熔炼料14441具有与对照熔炼料14382相当的可热变形性。
4.机械性能
根据NFEN10002-1标准测定抗拉性能Re0.2和Rm。根据NF EN 10045 标准在不同温度下测定韧性KV。
表5-机械性能
标号 产品 Re0.2 (MPa) Rm (MPa) Kv 20℃(J) Kv -50℃(J) 14441* 锻造棒材 477 716 334 51 14604* 锻造棒材 477 691 288 18 14382 锻造棒材 436 664 >339 339 14383 锻造棒材 458 604 79 9 14660 锻造棒材 493 701 293 31 304L HR板材 218 523 312 301 316L HR板材 232 537 307 298 UNS S32101 HR板材 466 720 101 60 UNS S32304 HR板材 438 663 268 153 8768* HR板材 519 743
*：根据本发明；
HR：热轧的；
Re0.2：在0.2％应变的屈服强度；
Rm：抗拉强度
三个均根据本发明的实验室熔炼料14441和14604以及工业熔炼 料8768的结果显示，可以获得大于450MPa的屈服强度，即对于AISI 304L型奥氏体钢所获得的屈服强度的两倍。
对三个均根据本发明的实验室熔炼料14441和14604以及工业熔 炼料8768在20℃下测得的韧性值均大于200J，考虑到这些钢等级的 屈服强度水平，所述值是令人满意的。对于在退火状态具有低的氮含 量和高的铁素体含量的非本发明的熔炼料14383，在20℃的韧性值低 于100J。这证实需要添加足够氮以获得令人满意的韧性水平。
5.抗腐蚀性
对来自实验室熔炼料的锻造棒材以及取自热轧板材(来自工业熔 炼料)的试样进行抗腐蚀性测试。
5.1 局部腐蚀抵抗性
通过绘制电流-电位曲线并且测定i＝100μA/cm2的点蚀电位来评 价抗点蚀性。在50℃的具有高的氯根浓度([Cl-]＝30g/l)的中性介质 (pH＝6.4)中(E1)和在室温的具有低的氯根浓度([Cl-]＝250ppm)的弱酸 性(pH＝5.5)介质中(E2)测量该参数，其中所述中性介质代表海水脱盐 车间中遇到的盐水，所述弱酸性介质代表饮用水。还根据ASTM G48-00 标准、方法C测定在氯化铁介质(6％FeCl3)中的临界点蚀温度。
在另一系列试验中，在35℃的含有0.86mol/l NaCl(对应于5 重量％NaCl)的脱气中性介质中测定抗点蚀性。进行900秒钟的漂移电 位测量。接着，以100mV/分钟的漂移电位速率绘制动态电位曲线一 直达到点蚀电位。就i＝100μA/cm2测定点蚀电位(E3)。在这些条件下， 测试根据本发明的样品和304L等级的参照样与1.4362型的奥氏体- 铁素体双联等级以及其它参照样品。
通过在具有高的氯根浓度([Cl-]＝30g/l)的中性介质(pH＝6.4)中 测量临界裂隙温度来研究抗裂隙腐蚀性。有利于漂浮裂隙腐蚀的配置 是根据ASTM G78-99标准中给出的推荐。临界裂隙温度是对于深度大 于25μm的裂隙所观察到的最小温度。
在表6中给出了所得的值。在由UNS S32304制成的板材和由熔炼料 14382获得的棒材(这两者具有类似的化学组成)上获得的结果之间的 对比表明，棒材的抗腐蚀性比具有相同组成的热轧板材的抗腐蚀性低。
本发明人发现，局部腐蚀抵抗性指数即对蚀坑或裂隙的形成的抵 抗性决定了含有小于6％的镍的所有组成关于局部腐蚀抵抗性的分类 (见图3、4和5)，所述指数简写为IRCL并且定义为：
IRCL＝Cr+3.3×Mo+16×N+2.6×Ni-0.7×Mn
(Cr、Mo、N、Ni和Mn以重量％计的含量)
熔炼料14383和14660未根据本发明，具有等于28.7和29.8的 IRCL指数，比AISI 304L型钢表现出较差的腐蚀行为。具有30.9和33 的IRCL的本发明的熔炼料14604和14441与304L型钢表现得至少一样 好。为获得至少与AISI 304L等级相等的抗腐蚀性，发现根据本发明 的钢必须优选具有大于30.5且优选大于32的IRCL。
5.2 均匀腐蚀抵抗性
通过评价在加热至40℃的2％稀硫酸溶液中浸没72小时后以重量 损失计的腐蚀速率对均匀腐蚀进行表征。
对比含有2.5％Ni和0.2％N的实验熔炼料(根据本发明的14441 和未根据本发明的14660)的腐蚀速率清楚地显示出高的Mn含量对硫 酸介质中的均匀腐蚀抵抗性的负面作用。
表6-局部腐蚀抵抗性和均匀腐蚀抵抗性数据
标号 产品 IRCL E1 (V/ECS) E2 (V/ECS) E3 (V/ECS) CPT (℃) CCT (℃) V (mm/an) 14441＊ 锻造棒材 33，0 0，165 1，058 0，320 7，5 50 0，73 14604＊ 锻造棒材 30，9 0，159 0，802 5 45 1，8 14382 锻造棒材 35，8 0，302 1，323 0，420 15 60 0，24 14383 锻造棒材 28，7 0，049 0，595 0，050 0 35 4，95 14660 锻造棒材 29，8 0，094 0，707 7，5 45 1，11 304L HR板材 NA 0，188 0，834 0，210 5 65 316L HR板材 NA 0，266 0，865 7，5 75 UNS S32101 HR板材 26，4 0，163 0，855 12，5 UNS S32304 HR板材 35，7 0，413 1，3301 17，5 95 517077 轧制棒材 34，6 0，415 140301 轧制棒材 47，1 1，2001 8768＊ HR板材 33，1 0，227 1，2731
*：根据本发明；
1：溶剂的氧化电位，未观察到点蚀；
HR：热轧的；NA：不适用；
E1：在50℃的具有高的氯根浓度(30g/l的Cl-)的中性介质(pH＝6.4)中的 点蚀电位；
E2：在25℃的具有低的氯根浓度(250ppm的Cl-)的弱酸性环境(pH＝5.5)中 的点蚀电位；
E3：在35℃的中性氯化物介质(5％ NaCl)中的点蚀电位；
TCP：在氯化铁介质中的临界点蚀温度；
TCC：在具有高的氯根浓度(30g/l的Cl-)的中性介质(pH＝6.4)中的临界裂 隙温度；
V：在40℃的2％硫酸介质中的均匀腐蚀速率。
5.3 再钝化电位
在水下使用至多1200的SiC纸将钢样品抛光并然后在空气中时效 24小时。
在氯化物介质中通过如下方式进行循环极化试验：以15分钟的漂 移电位测量开始，接着以100mV/分钟从该漂移电位开始一直到电流 达到300μA/cm2强度的电位进行循环动态极化，然后返回到电流为 零的电位。
因此，测得先前形成的蚀坑的点蚀电位(P点蚀)和再钝化电位(P 再钝化)。在表7中给出了所获得的结果。
表7-再钝化与镍含量的关系
熔炼料 ％Ni V点蚀-V再钝化(mV/ECS) 14382 4.5 460 14441 2.5 361 14383 1.5 227
由NaCl介质中的再钝化电位试验可知，镍含量越高，点蚀电位和 再钝化电位之间的差异越大。这显示镍对于先前已发生点蚀的本发明 钢等级的再钝化不是有益的。
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