铁素体-奥氏体不锈钢
阅读：56发布：2021-06-12
专利汇可以提供铁素体-奥氏体不锈钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一种含有35-65体积％的奥氏体- 铁 素体显微组织，优选40-60体积％铁素体的双相不锈 钢 ，其具有良好可焊性、良好耐 腐蚀 性和良好热加工性。此钢包含0.005-0.04重量％的 碳 ，0.2-0.7重量％的 硅 ，2.5-5重量％的锰，23-27重量％的铬，2.5-5重量％的镍，0.5-2.5重量％的钼，0.2-0.35重量％的氮，0.1-1.0重量％的 铜 ，任选的少于1重量％的钨，少于0.0030重量％的包含 硼 和 钙 的组中的一种或多种元素，少于0.1重量％的铈，少于0.04重量％的 铝 ，少于0.010重量％的硫，余量为铁和偶存杂质。，下面是铁素体-奥氏体不锈钢专利的具体信息内容。
1.双相不锈钢，其具有35-65体积％，优选40-60体积％铁素体的奥氏体-铁素体显微组织，且具有良好可焊性、良好耐腐蚀性和良好热加工性,特征在于：该钢包含0.005-0.04重量％的碳，0.2-0.7重量％的硅，2.5-5重量％的锰，23-25重量％的铬，2.5-5重量％的镍，
0.5-2.5重量％的钼，0.2-0.35重量％的氮，0.1-1.0重量％的铜，任选的少于1重量％的钨，少于0.0030重量％的包含硼和钙的组中的一种或多种元素，少于0.1重量％的铈，少于0.04重量％的铝，少于0.010重量％的硫，余量为铁和偶存杂质。
2.根据权利要求1的双相不锈钢，其特征在于该钢含有2.5-4.5重量％，优选2.8-4.0重量％的锰。
3.根据权利要求1或2的双相不锈钢，其特征在于该钢含有3-5重量％，优选3-4.5重量％的镍。
4.根据前述任一权利要求的双相不锈钢，其特征在于该钢含有1.0-2.0重量％，优选
1.5-2.0重量％的钼。
5.根据前述任一权利要求的双相不锈钢，其特征在于该钢含有0.2-0.32重量％，优选
0.23-0.30重量％的氮。
6.根据前述任一权利要求的双相不锈钢，其特征在于该钢的屈服强度至少为500MPa。
7.根据前述任一权利要求的双相不锈钢，其特征在于该钢的断裂强度高于700MPa。
8.根据前述任一权利要求的双相不锈钢，其特征在于该钢的耐点蚀当量PRE在30与36之间，优选32与36之间，更加优选33与35之间。
9.根据前述任一权利要求的双相不锈钢，其特征在于该钢的临界点蚀温度CPT高于40℃。
10.根据前述任一权利要求的双相不锈钢，其特征在于面积收缩(Ψ)在温度范围1000-
1200℃时为90.0％和97.1％之间。
铁素体-奥氏体不锈钢
[0002] 本发明涉及一种双相铁素体-奥氏体不锈钢，其中铁素体在此钢的显微组织中的水平为35-65体积％，优选40-60体积％，且对于生产是经济的，并具有良好热加工性，而在热轧中没有边缘开裂。此钢耐腐蚀，具有高强度和良好可焊性，并且由于最少的镍和钼含量而使其原材料成本优化，使得其耐点蚀当量PRE值在30与36之间。
[0003] 铁素体-奥氏体或双相不锈钢的历史几乎与不锈钢一样长。在这80年的时期里出现了大量的双相合金。早在1930年的Avesta Steelworks，现已归属于Outokumpu Oyj，已经生产出名为453S的双相不锈钢铸件、锻件和板材。因而，这是第一批双相钢中的一种，此钢主要包含26％的Cr,5％的Ni和1.5％Mo(以重量％表示)，具有约70％铁素体和30％奥氏体的相平衡。与奥氏体不锈钢相比，此钢具有极大改善的机械强度，并因双相组织而较不趋于晶间腐蚀。采用这个时期的生产技术，此钢含有高水平的碳，没有刻意的氮添加，并且此钢在焊接区域表现出高的铁素体水平以及性质方面的一些下降。然而，这种基本的双相钢组合物随着更低的碳含量和更平衡的相比率而不断改善，这种双相钢种类依然存在于国家标准并是商业可获得的。这种基本组合物也成为很多后来双相钢发展的先驱。
[0004] 在20世纪70年代引入第二代双相钢，此时AOD转炉炼钢工艺改善了精炼钢的可能性，并使得向钢中添加氮变得容易。1974年双相钢获得了专利(德国专利2255673)，要求其因可控的相平衡而在焊接状态条件下耐晶间腐蚀。此钢在EN 1.4462号下标准化，并逐渐由一些钢铁生产商生产。后来，研究工作表明氮是在焊接操作期间控制相平衡的重要元素，高于上述专利和符合标准的大范围氮并不能给出相同的结果。今天这种优化的双相不锈钢种1.4462在很多供应商的大批量生产中占有统治地位。此钢的商品名为2205。在后来的发展中也用到关于氮的作用的知识，现代的双相钢根据总组成含有中等到高的氮水平。
[0005] 双相钢今天可分为节约型(lean)、标准(standard)和超级双相钢种。一般来讲，节约型双相钢表现出与具有标准号EN 1.4301(ASTM304)和EN 1.4401(ASTM 316)奥氏体不锈钢一样水平的耐点蚀能力。采用与奥氏体钢种相比具有低得多的镍含量，节约型双相钢种可以更低的价格提供。一种第一节约型双相钢于1973年获得专利(美国专利3736131)。此钢的一种目的应用是冷镦紧固件以及低镍含量和替代锰。另一种在1987年获得专利(美国专利4798635)的节约型双相合金基本无钼以在某些环境下具有良好抵抗力。此钢被标准化为EN 1.4362(商品名2304)，并部分用于替代EN 1.4401种类的奥氏体不锈钢。这种2304钢也可具有在焊接区的高铁素体水平的问题，因为使用此钢种可以得到相当低的氮水平。Outokumpu在2000年取得新的节约型双相钢(LDX 2101)的专利权(欧洲专利1327008)，其目的是表现出特定的所需性能组合(profile)，且与EN 1.4301型奥氏体不锈钢竞争具有低的原材料成本。
[0006] 在所谓的标准双相钢中，前面提到的钢1.4462(商品名2205)是最成熟且占主导的钢种。为了满足多种性质要求兼具价格考虑，该钢种今天存在多种形式。如果指定此钢，则可以获得不同的性质，这可成为一个问题。
[0007] 美国专利6551420做出了一种尝试以便为EN 1.4401(ASTM 316)型奥氏体不锈钢以及对双相不锈钢种2205提供低成本的替代品，其涉及了一种可焊接且可成型的双相不锈钢，其具有比EN 1.4401更高的耐腐蚀性，且对于在含氯环境中使用是特别有利的。在该美国专利6551420的实施例中描述了两种组合物，每种元素的范围在下面通过重量％表示：0.018-0.021％碳，0.46-0.50％锰，0.022％磷，0.0014-0.0034％硫，0.44-0.45％硅，
20.18-20.25％铬，3.24-3.27％镍，1.80-1.84％钼，0.21％铜，0.166-0.167％氮和
0.0016％硼。对于这些实施例组合物，耐点蚀当量值PRE在28.862和28.908之间。当比较这些范围与在后面表2中描述的美国专利6551420所要求的范围时，所要求的范围对于实施例范围非常宽。
20.18-20.25％铬，3.24-3.27％镍，1.80-1.84％钼，0.21％铜，0.166-0.167％氮和
0.0016％硼。对于这些实施例组合物，耐点蚀当量值PRE在28.862和28.908之间。当比较这些范围与在后面表2中描述的美国专利6551420所要求的范围时，所要求的范围对于实施例范围非常宽。
[0008] 从美国专利申请2004/0050463中也获知了一种具有良好热加工性的高锰双相钢(表2中的化学组成)。在该公开中提到，如果铜含量限制在0-1.0％且锰含量增加，则热加工性得到改善。此外，此美国专利申请中提到，在含钼双相不锈钢中，当钼含量不变时，随着锰含量的增加，热加工性得到改善。在锰含量不变而钼含量增加的情况下，热加工性变差。此美国专利申请也描述了在含高锰的双相不锈钢中，钨和锰在热加工性的改善方面具有协同作用。然而，此美国专利申请也提到，在含低锰的双相不锈钢中，随着钨含量增加，热加工性降低。
[0009] 除化学组成外，决定双相不锈钢的热加工性的重要因素是相平衡。经验表明，含有高奥氏体含量的双相不锈钢组合物表现出低的热加工性，而较高的铁素体含量在这方面则是有益的。由于高的铁素体含量在可焊性方面具有不利作用，因此其在双相不锈钢合金的设计中对优化相平衡是重要的。美国专利申请2004/0050463没有描述关于显微组织中铁素体或奥氏体部分的任何内容，因此，采用热力学数据库ThermoCalc TCFE6对于双相不锈钢“试样17”和“试样28”计算了铁素体含量，在该美国专利申请中比较了其热加工性。在表1中是在三个温度下对于这些“试样17”和“试样28”计算的铁素体含量。
[0010] 表1美国专利申请2004/0050463中的铁素体含量
[0011]
[0012] 除了在美国专利申请2004/0050463中比较的“试样17”和“试样28”在组成方面不同外，表1明确地显示出这些钢“试样17”和“试样28”在相平衡方面也完全不同，这足以解释这两种合金之间的热加工性的不同。因此明显的是，其它性质也是不同的。
[0013] 将上述专利中提到的双相不锈钢组成汇集于下表2中。表2也包含了用下式计算的耐点蚀当量PRE：
[0014] PRE＝％Cr+3.3×％Mo+16×％N (1)。
[0015] 表2双相不锈钢的化学组成和通过式(1)计算的PRE值
[0016]
[0017] 美国专利申请2004/0050463在对于耐腐蚀性的描述中采用PREN(耐点蚀当量数值)，其用式(2)计算：
[0018] PREN＝％Cr+3.3×(％Mo+0.5％W)+30×％N (2)，
[0019] 其中将系数(％Mo+0.5％W)限制在0.8＜(％Mo+0.5％W)＜4.4的范围内。此美国专利申请的钢的目标是，由式(2)计算的PREN大于35以具有高耐腐蚀性。美国专利申请2004/0050463的钢具有比例如2205双相不锈钢更良好的耐腐蚀性，但这些钢为了增加的热加工性而具有高的锰、镍和钨含量。这些合金化成分，特别是镍和钨，使得此钢比例如2205双相不锈钢更昂贵。
[0020] 此外，目前生产没有边缘开裂的双相不锈钢热轧卷材仍有大的问题，而这归因于在较低温度下的延展性损失。边缘开裂造成工艺产量损失以及各种损害工艺设备的问题。
[0021] 因此，具有商业重要性的是，寻找作为对于这些不锈钢种的成本有效的替代，并在机械、腐蚀和可焊性能方面具有某些特定的性能组合的双相不锈钢。
[0023] 本发明涉及一种含有35-65体积％，优选40-60体积％铁素体的奥氏体-铁素体显微组织的双相不锈钢，该钢包含0.005-0.04重量％的碳，0.2-0.7重量％的硅，2.5-5重量％的锰，23-27重量％的铬，2.5-5重量％的镍，0.5-2.5重量％的钼，0.2-0.35重量％的氮，0.1-1.0重量％的铜，任选的少于1重量％的钨，余量为铁和偶存杂质。优选地，具有奥氏体-铁素体显微组织的双相不锈钢含有0.01-0.03重量％的碳，0.2-0.7重量％的硅，2.5-4.5重量％的锰，24-26重量％的铬，2.5-4.5重量％的镍，1.2-2重量％的钼，0.2-0.35重量％的氮，0.1-1重量％的铜，任选的少于1重量％的钨，少于0.0030重量％的包含硼和钙的组中的一种或多种元素，少于0.1重量％的铈，少于0.04重量％的铝，最多0.010重量％且优选最多
0.003重量％的硫，以及优选最多0.035重量％的磷，余量为铁和偶存杂质。更加优选地，具有奥氏体-铁素体显微组织的双相不锈钢含有少于0.03重量％的碳，少于0.7重量％的硅，
2.8-4.0重量％的锰，23-25重量％的铬，3.0-4.5重量％的镍，1.5-2.0重量％的钼，0.23-
0.30重量％的氮，0.1-0.8重量％的铜，任选的少于1重量％的钨，少于0.0030重量％的包含硼和钙的组中的一种或多种元素，少于0.1重量％的铈，少于0.04重量％的铝，最多0.010重量％且优选最多0.003重量％的硫，以及优选最多0.035重量％的磷，余量为铁和偶存杂质。
0.003重量％的硫，以及优选最多0.035重量％的磷，余量为铁和偶存杂质。更加优选地，具有奥氏体-铁素体显微组织的双相不锈钢含有少于0.03重量％的碳，少于0.7重量％的硅，
2.8-4.0重量％的锰，23-25重量％的铬，3.0-4.5重量％的镍，1.5-2.0重量％的钼，0.23-
0.30重量％的氮，0.1-0.8重量％的铜，任选的少于1重量％的钨，少于0.0030重量％的包含硼和钙的组中的一种或多种元素，少于0.1重量％的铈，少于0.04重量％的铝，最多0.010重量％且优选最多0.003重量％的硫，以及优选最多0.035重量％的磷，余量为铁和偶存杂质。
[0024] 本发明涉及了特定种类的经济型不锈钢，其中原材料成本在考虑到一些重要合金化元素例如镍和钼的巨大价格波动时是优化的。更加特别地，本发明包含与广泛应用的EN 1.4404(ASTM 316L)和EN 1.4438(ASTM 317L)型奥氏体不锈钢相比具有改善的耐腐蚀性和强度性质的经济型替代品。本发明也提供了对频繁使用的双相不锈钢EN1.4462(2205)的经济型替代品。根据本发明的钢可以制成并用于很大范围的产品例如板材、片材、卷材、棒材、管材和管件以及铸件。本发明的产品在一些用户例如加工工业、运输业和民用工程方面得到了应用。
[0025] 依照本发明，双相不锈钢所有的合金添加剂处于良好平衡并以优化水平存在是非常重要的。而且，为了获得良好机械性能、高的耐腐蚀性和合适的可焊性，限制本发明的双相不锈钢的相平衡是期望的。由于这些原因，本发明的固溶退火的产品应当含有40-60体积％的铁素体或奥氏体。基于本发明的钢中的稳定显微组织，由式(1)计算的耐点蚀当量PRE值在30和36之间，优选32和36之间，更加优选33和35之间。此外，本发明的双相不锈钢的临界点蚀温度(CPT)高于40℃。关于机械性能，本发明的双相不锈钢的屈服强度Rp0.2高于500MPa。
[0026] 在单独元素(以重量％计)的影响方面进一步介绍了本发明的双相不锈钢：
[0027] 碳添加剂稳定双相钢中的奥氏体相，而且如果保持在固溶体中，它改善强度和耐腐蚀性。因此，碳含量应高于0.005％，优选高于0.01％。由于其受限的溶解度以及碳化物析出的不利影响，碳含量应限制在最高0.04％，优选最高0.03％。
[0029] 锰和氮一起用作对于昂贵镍的经济型替代物以稳定奥氏体相。由于锰改善氮的溶解度，因此其可减少固相中氮化物析出以及在液相中孔隙形成的风险，例如在浇铸和焊接中。由于这些原因，锰含量应大于2.5％，优选大于2.8％。高锰含量可增加金属间相的风险，且最高水平应为5％，优选最高4.5％，更加优选4％。
[0030] 铬是不锈钢包括双相钢中最重要的添加剂，因为其在局部和均匀耐腐蚀性方面的重要作用。它有利于铁素体相并增加了钢中氮的溶解度。为了获得足够的耐腐蚀性，铬应该添加至最少23％，优选最少24％。铬增加了金属间相在600℃－900℃的温度下析出以及铁素体在300℃－500℃下不稳分解的风险。因此，本发明钢不应含有超过27％的铬，优选最高26％的铬，更加优选最高25％。
[0031] 对双相钢来说，镍是重要但昂贵的添加剂，用于稳定奥氏体并改善延展性。由于经济与技术原因，镍含量应限制在2.5％至5％之间，优选3％至4.5％。
[0032] 钼是非常昂贵的合金化元素，它大大改善耐腐蚀性并稳定铁素体相。为了利用其在耐点蚀性方面的积极作用，在根据本发明的钢中，应以最少1％，优选最少1.5％添加钼。由于钼也增加了金属间相形成的风险，其水平应为最高2.5％，优选少于2.0％。
[0033] 铜具有弱的奥氏体稳定的作用，并改善在酸例如硫酸中的耐均匀腐蚀性。已知铜在超过0.1％时抑制金属间相的形成。现在的研究表明，向本发明的钢中加入1％的铜产生了较大量的金属间相。因此，铜的量应少于1.0％，优选少于0.8％。
[0034] 钨对双相钢具有与钼非常相似的影响，且经常使用二者元素以改善耐腐蚀性。由于钨是昂贵的，其含量应不高于1％。钼加上钨(％Mo+1/2％W)的最高含量应为3.0％。
[0035] 氮是主要间隙溶解在奥氏体中的非常活性的元素。它增加双相钢的强度和耐腐蚀性(特别是点蚀和缝隙腐蚀)。另一重要的作用是其在焊接用于生产优质焊缝期间对奥氏体重组(reformation)的巨大贡献。为了能够应用氮的这些益处，提供氮在钢中充足的溶解度是必要的，在本发明中这是通过高的铬、锰以及适中的镍含量的结合进行的。为了得到这些效果，要求钢中最少0.15％的氮，优选至少0.20％的氮，更加优选至少0.23％的氮。即使具有对于氮溶解度的优化组成，在本发明中也存在溶解度上限，超过此上限，氮化物或者孔隙形成的风险增加。因此，最高氮含量应少于0.35％，优选少于0.32％，更加优选少于0.30％。
[0036] 硼、钙和铈可以以少量添加到双相钢中以改善热加工性能，但不可添加过高水平，因为这可劣化其它性质。对于硼和钙的优选水平是少于0.003％，对于铈是少于0.1％。
[0037] 双相钢中的硫劣化热加工性能，并可形成不利地影响耐点蚀性的硫化物夹杂。因此，硫应限制在少于0.010％，优选少于0.005％，更加优选少于0.003％。
[0038] 铝在本发明的具有高氮含量的双相不锈钢中应保持在低水平，因为这两种元素可组合并形成会劣化钢的冲击韧性的氮化铝。因此，铝的最高含量应少于0.04％，优选最高含量少于0.03％。
[0039] 在测试结果中进一步描述了本发明的双相不锈钢，并在表格和一幅图中与两种参比双相不锈钢进行了对比，其中
[0040] 图1显示了由本发明的双相不锈钢制成的卷材边缘，而图2显示了由全规模(full－scale)参比钢种制成的卷材边缘。
[0041] 为了对本发明的双相不锈钢进行性能测试，在真空感应电炉中生产了一系列30kg的实验室熔炼料(heat)合金A至F以及参比1和参比2，其组成在表3中列出。参比合金1和参比合金2分别为两种商用钢种AL2003(与美国专利6551420中描述的钢种相似)和2205(EN 1.4462)的典型组合物。将100mm见方的钢锭进行调节(conditioned)、再加热并锻造至大约
50mm厚度，然后热轧至12mm厚的条带。将这些条带再加热并进一步热轧至3mm厚度。将热轧的材料在1050℃下进行固溶退火并酸洗用于各种测试。在3mm的材料上用22-9-3LN焊接填充材料利用气体钨电弧焊(GTA)进行焊接测试。热量输入为0.4-0.5kJ/mm。
50mm厚度，然后热轧至12mm厚的条带。将这些条带再加热并进一步热轧至3mm厚度。将热轧的材料在1050℃下进行固溶退火并酸洗用于各种测试。在3mm的材料上用22-9-3LN焊接填充材料利用气体钨电弧焊(GTA)进行焊接测试。热量输入为0.4-0.5kJ/mm。
[0042] 表3测试熔炼料的化学组成
[0043]
[0044]
[0045] 合金G和参比3均为全规模熔炼料，并且这些合金G和参比3与实验室熔炼料分开测试。参比3是参比2的全规模熔炼料。
[0046] 实验室熔炼料合金A至F以及参比1和参比2在固溶退火条件下进行关于机械性能的评价。在3mm的片材材料上进行拉伸测试。对于全规模材料，此测试在6mm的退火材料上进行。结果列在了表4中。所有根据本发明的测试合金均具有超过500MPa的屈服强度Rp0.2(这对于厚度范围以及测试的卷材的工艺路线适当)，且高于商用钢的参比材料。根据本发明的熔炼料合金的断裂强度Rm明显高于700MPa，优选高于750MPa，断裂延伸率A50大于25％，优选大于30％。
[0047] 表4测试熔炼料的机械性能
[0048]合金 Rp0.2[MPa] Rp1.0[MPa] Rm[MPa] A50[％]
A 567 617 749 31
B 528 594 741 34
C 539 603 769 38
D 518 596 775 36
E 523 593 748 29
F 549 606 763 34
G 561 632 802 34
参比1 498 542 690 35
参比2 502 563 715 36
A 567 617 749 31
B 528 594 741 34
C 539 603 769 38
D 518 596 775 36
E 523 593 748 29
F 549 606 763 34
G 561 632 802 34
参比1 498 542 690 35
参比2 502 563 715 36
[0049] 采用光学显微镜对实验室熔炼料合金A至F以及参比1和参比2进行显微组织评价。采用定量金相学测定在1050℃下固溶退火后的3mm厚度材料的铁素体含量。结果列在表5中。本发明的双相不锈钢的重要特征是在固溶退火状态下于母金属(PM)和在焊接状态条件下(WM)都表现出良好显微组织。钢A在两种条件下都显示出高铁素体水平，这可以用钢中过低的Ni含量进行解释。钢B显示出可接受的铁素体含量，但焊接条件下的氮化物水平是高的，这可以用钢中低的锰含量进行解释。采用根据本发明的钢，在固溶退火和焊接状态条件下均获得良好相平衡。此外，在本发明的钢中，热影响区(HAZ)中的氮化物析出量明显较低。
[0050] 表5金相研究
[0051]
[0052] 为了评价不同实验室熔炼料合金A至F以及参比1和参比2的耐点蚀性，对熔炼料合金A至F以及参比1和参比2的临界点蚀温度CPT进行测量。CPT定义为在特定环境下点蚀发生的最低温度。在3mm的固溶退火条件的材料上以及在1M NaCl溶液中(采用ASTM G150标准步骤)测量不同实验室熔炼料合金A至F以及参比1和参比2的CPT。结果列于表6中。本发明的钢具有超过40℃的CPT。表6中也包含采用式(1)计算的对于实验室熔炼料合金A至F以及参比材料参比1和参比2的PRE值。
[0053] 表6根据ASTM G150获得的临界点蚀温度以及PRE值
[0054]合金 PRE CPT(℃)
A 34 36
B 34 45
C 33 44
D 33 47
E 33 43
F 35 47
G 34 43
参比1 30 39
参比2 35 60
A 34 36
B 34 45
C 33 44
D 33 47
E 33 43
F 35 47
G 34 43
参比1 30 39
参比2 35 60
[0055] 此临界耐点蚀性水平有利地与表7中所列出的一些更加昂贵的商用钢相当。
[0056] 表7一些钢种的临界点蚀温度(ASTM G150)
[0057]材料 PRE CPT(℃)
本发明 33-35 ≥40
EN 1.4362 26 25
EN 1.4462 34 50
EN 1.4438 28 35
EN 1.4401 26 10
本发明 33-35 ≥40
EN 1.4362 26 25
EN 1.4462 34 50
EN 1.4438 28 35
EN 1.4401 26 10
[0058] 表格4、5和6中对于全规模合金G描述的测试结果是基于在6mm厚度并从全规模生产所接受的材料上进行的测试。此合金G的退火是在实验室环境下进行的。
[0059] 双相不锈钢的重要性质是这些钢的容易生产。由于多种原因，难以评价对实验室熔炼料的如此影响，因为钢的精炼在小规模时不是优化的。因此，除了对于上述本发明的双相不锈钢的实验室熔炼料合金A至F，还生产了全规模的熔炼料(90吨)(表3中的合金G和参比3)。采用传统的电弧炉熔炼，AOD工艺，钢包炉精炼和连铸成截面为140×1660mm的板坯来生产这些熔炼料。
[0060] 为了双相不锈钢的生产，使用柱形试样的高温拉伸测试评价了本发明的全规模合金G和参比3的热加工性，所述试样从连铸板坯切下并在1200℃下进行热处理30分钟并淬火。结果显示在表8中，其中合金G的加工性(以面积收缩(Ψ[％])和流变应力(σ[MPa])进行评价)与全规模的参比3进行比较，其中本发明的合金G和参比3的样品以相同方法制得。通过测量拉伸试验之前和之后的样品直径确定面积收缩Ψ。流变应力σ是达到1s-1变形率时的必要样品应力。表8也包含了采用热力学数据库ThermoCalc TCFE6在3个温度下计算的铁素体含量。
[0061] 表8高温拉伸测试结果
[0062]
[0063] 根据本发明的合金G，与参比材料(参比3)相比在全部热加工温度范围内都表现出了出人意料的良好热延展性，而该参比材料(参比3)表现出对于较低温度的延展性(Ψ)的损失。因为在对比的合金G和参比3中，在奥氏体和铁素体之间的相平衡是相似的，所以这两种钢的不同组成是不同热加工性的主要原因。这是将被热轧成卷材的双相不锈钢的重要性质。为了测试热轧卷材中的边缘开裂，将20吨的合金G的卷材在斯特克尔轧机中从140mm热轧至6mm厚度，得到了如图1和图2所示的很平滑的卷材边缘，其中显示了与参比3的相似卷材的对比。图1显示了合金G的卷材边缘，图2显示了参比3的卷材边缘。
[0064] 根据本发明的双相不锈钢表现出比其它双相不锈钢优良的强度水平，并表现出比其它双相不锈钢和具有较高原材料成本的奥氏体不锈钢合金相当的耐腐蚀性能。明显的是，本发明的钢也具有平衡的显微组织，这使其对于焊接循环很有利地响应。
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