專利名稱：形成有更少的金屬間相并且具有優異的耐腐蝕性、耐脆變性、可鑄性和可熱加工性的優質 ...的制作方法
技術領域：
本發明涉及具有優異耐腐蝕性的雙相不銹鋼，更具體地涉及在生產過程(鑄造，熱軋或焊接)中通過抑制金屬間相(例如，θ相和χ相)的形成而形成的具有優異的耐腐蝕性、耐脆變性、可鑄性和可熱加工性的優質雙相不銹鋼。
背景技術：
其中細微地組合有提供了高的可加工性的奧氏體(γ)相以及提供了高耐腐蝕性的鐵素體(α)相的雙相不銹鋼，其強度比奧氏體不銹鋼高至少1.7倍，并且顯示出高抗點蝕性和高的耐應力腐蝕紋(SCC)性。具有約為46的抗點蝕性當量(PREW＝wt％Cr+3.3(wt％Mo+0.5wt％W)+30wt％N)的商品優質雙相不銹鋼，例如SAF2507(UNS S32750)、UR52N+(UNS 32550)和ZERON 100(UNS 32760)自從二十世紀九十年代以來已經用于各種目的。由于熔煉工藝的進步，使得雙相不銹鋼的品質已經得到改善，因此近年來它已經日益用在各種領域中。
但是，與商品PREW38級雙相不銹鋼(例如SAF 2205)相比較，PREW46級優質雙相不銹鋼含有大量Cr、Mo和W，它們是θ相和χ相的主要元素，從而使機械性能和耐腐蝕性變差，因此容易在生產或應用期間形成其析出相。實際上，在雙相不銹鋼連鑄之后進行冷卻、在熱軋之后進行緩慢冷卻、在焊接之后對受熱區域進行緩慢冷卻以及在鑄造之后對鑄錠中心部分進行緩慢冷卻中已經觀察到由這些析出相引起的脆變。另外，在所添加的合金元素中用于改善耐局部腐蝕性和耐應力腐蝕紋性的Mo是有利于形成θ相和475℃脆性的高價元素，因此其使用受到限制。θ相是在650℃至1000℃的溫度下形成的非常脆的金屬間化合物。高于1vol.％的θ相會明顯降低雙相不銹鋼的沖擊韌性和耐腐蝕性。
因此，已經對在雙相不銹鋼的生產或應用期間抑制θ相的形成作出了大量研究和開發。但是，傳統的研究和開發存在以下問題。
1)當在含有39％Cr的鐵素體不銹鋼中加入1至3％的Al或Al和Nb時，θ相的形成速度下降，θ相的形成溫度范圍減少，因此θ相的析出速度降低(K.Permachandra等，材料科學與技術(Materials Science andTechnology)，第8卷，第2477頁(1997))。但是，它與含有奧氏體和鐵素體的雙相不銹鋼無關。
2)當將Zr加入到不銹鋼中時，θ相的形成速度降低。但是，合金元素(例如，Al或Zr)是鐵素體形成元素，它們降低了奧氏體相比例并且形成了多種含有N的金屬間化合物，從而使耐腐蝕性和機械性能變差(M.B Cotrie等人，冶金及材料處理(Metallurgical andMaterials Transaction) 28A(1997)2477)。
3)當將Sn加入到含有43至46％Cr的鐵素體不銹鋼中時，Sn在θ相的成核區域(例如，晶界或晶界三態點)中析出，從而降低了θ相的形成速度。當合金受到高于232℃的高溫時，鐵素體不銹鋼會由于Sn的低熔點(232℃)而開裂。它也與雙相不銹鋼無關(Costa等人，Physica Status Solidi，A 139(1993)83)。
4)Okamoto等人公開了通過在850℃下進行10分鐘時效熱處理中加入W，從而包含有3％Mo+2％W的優質雙相不銹鋼DP3W(UNS S39274)與包含有3.8％Mo的商品優質雙相不銹鋼(例如，SAF 2507、UR 52N+和ZERON 100)相比較，更可以延遲θ相的析出速度。但是，當熱軋大型鋼錠和板坯，或者熔融鑄造大型工件時，由于χ相和θ相的析出，而使耐腐蝕性和機械性能變差，從而顯示出高脆性(H.Okamoto等人，第四屆國際雙相不銹鋼研討會(4thInternational Conferences onDuplex Stainless Steels)，(1994)Paper91和美國專利5,298,093)。
特別地，根據美國專利5,298,093，雖然加入了大量W(1.5至5.0％)以改善耐腐蝕性，但是金屬間相的形成沒有加快。因此，W肯定加入，S和O使用不變，并且通過使S和O不變，加入選自以下組中的至少一種元素以改善可熱加工性，該組總共包含小于或等于0.02％的Ca、小于或等于0.02％的Mg、小于或等于0.02％的B以及小于或等于0.2％的至少一種REM(稀土金屬)。在Ca、B、Mg和REM超過其上限的情況下，形成了許多氧化物和硫化物。非金屬夾雜物(例如，氧化物和硫化物)作為點蝕點，這降低了耐腐蝕性。
另外，美國專利5,733,387提出了這樣一種雙相不銹鋼，它含有小于或等于0.03％的C、小于或等于1.0％的Si、小于或等于2.0％的Mn、小于或等于0.04％的P、小于或等于0.004％的S、小于或等于2.0％的Cu、5.0-8.0％的Ni、22至27％的Cr、1.0至2.0％的Mo、2.0-5.0％的W、0.13至0.30％的N、選自包含一定量的Ca、Ce、B和Ti的組中的至少一種元素以及衡量的Fe。上述專利降低了利于金屬間相形成的Mo的含量，并且增加了W的含量以改善耐腐蝕性。但是，如在稍后將描述的PREW公式中所確認的一樣，Mo用來改善抗點蝕性的效果是W的兩倍。因此降低Mo的含量是無效的。
另一方面，為了抑制具有高脆性的金屬間相的形成，在雙相不銹鋼的熱處理中進行快速冷卻是必要的。當從熱處理溫度開始冷卻雙相不銹鋼時，它經過金屬間相的析出溫度。如果冷卻速度在該溫度區中不夠高，則金屬間相迅速析出。當在慢速冷卻中金屬間相高速析出時，雙相不銹鋼脆變，并且還顯示出低耐腐蝕性。因此，用于抑制金屬間相析出的另一種傳統方法旨在在熱處理期間控制冷卻過程。
根據日本專利特許公開No.5-271776，為了抑制金屬間相析出，在熱處理期間，以比金屬間相的析出冷卻速度高得多的速度使雙相不銹鋼冷卻至正好低于金屬間相的析出區的最低溫度，并且在比金屬間相的最低析出溫度區低200℃以上的溫度下保持5分鐘。
另外，日本專利公開No.62-6615提出了一種在通過鑄造使用雙相不銹鋼來制造機械構件時抑制金屬間相形成的方法。通常，當使用雙相不銹鋼來制造金屬構件時，將鋼水澆注進砂型中，使之固化并且留置在室溫下。但是，當使用其中金屬間相容易析出的優質雙相不銹鋼來制造鑄件時，一些鐵素體相在鑄造之后冷卻至室溫的過程中轉變成θ相和奧氏體相，因此θ相包含脆性。為了抑制θ相的析出，上述日本專利公開教導了一種用于在溫度高于1000℃時拆除模具并且使工件迅速冷卻的方法。如果冷卻速度在經過析出溫度區中不夠高，則θ相迅速析出。即，當在冷卻過程中析出θ相時，該不銹鋼脆化并且還顯示出低耐腐蝕性。
但是，上述用于在熱處理期間加入第三種合金元素或控制冷卻過程的方法，不能完全抑制在優質雙相不銹鋼中的θ相。
發明內容
本發明的主要目的在于，通過加入適當量的具有大原子直徑的Ba、Y、Ce、La、Nd、Pr、Ta、Zr和Ti原子來延遲金屬間相擴散和析出，并且另外通過使用微量稀土元素化合物或氧化鋇來阻止Cr、Mo、Si和W的擴散，從而降低金屬間相的析出速度和脆變量，由此消除脆性并且改善耐腐蝕性。
本發明的另一個目的在于，通過根據使用Ti、Mg、Ca、Al和Ca+Al以及添加MM(混合稀土合金由其原子量為57-71的原子構成的稀土金屬混合物，它包含有至少大于或等于50％的Ce、一定量的La、Nd和Pr、微量Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu和Sc以及小于或等于1％的Fe。之后，本發明的詳細說明和實施例使用這樣的MM，其主要元素包含51％Ce-26％La-15％Nd-5.5％Pr、微量Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu和Sc以及小于或等于1％的Fe)和/或Y的普通方法進行適當的初步脫氧反應，從而防止單獨形成對鋼性能具有不利影響的Al2O3和MnS夾雜物。
本發明的又一個目的在于，將鋼水中MM和/或Y的稀土金屬元素(REM，下面在化學式中簡稱為‘RE’)的溶度積控制在一定范圍內，從而提供了不同的成核位置以在凝固的樹枝晶形成期間形成細微結構，并且通過在鋼水中形成其直徑低于5μm的稀土金屬化合物混合物(RExOy或(RE，Al)xOy+RExOyS+RExSy)來控制溶質元素(例如Cr、Mo、W、Ni、Mn和Si)的偏析，從而導致改善機械性能、物理性能和耐腐蝕性。
本發明的再一個目的在于，通過添加新的合金元素來顯著地抑制在雙相不銹鋼中金屬間相(例如，θ相)的形成，并且改善在大規模生產期間的產出率。
本發明的再一個目的在于，通過降低金屬間相(例如，θ相)的析出速度來改善耐脆變性并且防止開裂，從而大大提高在鑄造和熱加工中的產出率。
本發明的再一個目的在于，通過在鑄造狀態中抑制會削弱耐腐蝕性和機械性能的θ相和χ相的析出，并且當在各種應用領域中必須焊接設備構件時在焊接之后控制這些相在受熱區中的析出，從而改善耐腐蝕性和機械性能，并且提高設備的耐久性。
為了實現上述目的，下面將解釋本發明的內容(1)、具有高耐腐蝕性、耐脆變性、可鑄造性和可熱加工性的優質雙相不銹鋼，它抑制了金屬間相的形成，它以重量計主要包含有21.0至38.0％的Cr、3.0至12.0％的Ni、1.5至6.5％的Mo、0至6.5％的W、小于或等于3.0％的Si、小于或等于8.0％的Mn、0.2至0.7％的N、小于或等于0.1％的C、0.0001至0.6％的Ba和衡量的Fe以及不可避免的雜質，抗點蝕性當量(PREW)由滿足40≤PREW≤67的下式①來限定PREW＝wt％Cr+3.3(wt％Mo+0.5wt％W)+30wt％N ---①(2)、(1)的優質雙相不銹鋼，還包含有總共0.0001至1.0％的MM和/或Y。
(3)、(2)的優質雙相不銹鋼，其中Ba的添加量范圍為0.001至0.2％。
(4)、具有高耐腐蝕性、耐脆變性、可鑄造性和可熱加工性的優質雙相不銹鋼，它抑制了金屬間相的形成，它以重量計主要包含有21.0至38.0％的Cr、3.0至12.0％的Ni、1.5至6.5％的Mo、0至6.5％的W、小于或等于3.0％的Si、小于或等于8.0％的Mn、0.2至0.7％的N、小于或等于0.1％的C、總共0.0001至1.0％的MM和/或Y和衡量的Fe以及不可避免的雜質，抗點蝕性當量(PREW)由滿足40≤PREW≤67的下式①來限定PREW＝wt％Cr+3.3(wt％Mo+0.5wt％W)+30wt％N ---①(5)(2)至(4)中任一個的優質雙相不銹鋼，其中作為鋼的MM和/或Y和Al、O和S的溶度積公式的[MM和/或Y+Al]·[O+S]的數值范圍為從0.001×10-5至30000×10-5[％]2。
(6)、(5)的優質雙相不銹鋼，其中在鑄件的情況下，溶度積公式的數值范圍為從1×10-5至5000×10-5[％]2。
(7)、(5)的優質雙相不銹鋼，其中在熱加工件的情況下，溶度積公式的數值范圍為從0.1×10-5至2000×10-5[％]2。
(8)、(2)至(4)中任一個的優質雙相不銹鋼，其中MM和/或Y的總量范圍為從0.01至0.6％。
(9)、(8)的優質雙相不銹鋼，其中MM和/或Y的總量范圍為從0.2至0.5％。
(10)、(1)至(4)中任一個的優質雙相不銹鋼，還包含選自以下組中的至少一種元素，該組包含小于或等于0.5％的Ca、小于或等于0.5％的Mg、小于或等于1.0％的Al、小于或等于0.5％的Ta、小于或等于0.5％的Nb、小于或等于1.5％的Ti、小于或等于1.0％的Zr、小于或等于1.0％的Sn以及小于或等于1.0％的In。
(11)、(1)至(4)中任一個的優質雙相不銹鋼，還包含小于或等于0.1％的B。
(12)、(1)至(4)中任一個的優質雙相不銹鋼，還包含在小于或等于3.0％的Cu和小于或等于3.0％的Co中的一種或多種。
(13)、(1)至(4)中任一個的優質雙相不銹鋼，其中作為奧氏體相和鐵素體相的耐腐蝕性衡量的[PREW(γ)-PREW[α]]的數值范圍為-5至10。
(14)、(1)至(4)中任一個的優質雙相不銹鋼，其中鐵素體相的體積百分比范圍為20-70％，并且奧氏體相的體積百分比范圍為30-80％。
圖1A至1F為照片，示出了在850℃下經過30分鐘時效熱處理的本發明鋼4(圖1A)、本發明鋼10(圖1B)和本發明鋼36(圖1C)、比較鋼47(圖1D)以及商品鋼UR 52N+(圖1E)和SAF 2507(圖1F)的微觀結構；圖2A至2D為曲線圖，示出了在850℃下經過30分鐘時效熱處理的本發明鋼4(圖2A)、比較鋼47(圖2B)以及商品鋼UR 52N+(圖2C)和SAF 2507(圖2D)的X射線衍射試驗結果；圖3A至3D為照片，示出了在鋼錠(φ110mm×L550mm)的中間部分中本發明鋼10(圖3A)和比較鋼47(圖3B)的宏觀結構以及本發明鋼10(圖3C)和比較鋼47(圖3D)的微觀結構；圖4為曲線圖，示出了在鑄造狀態中的本發明鋼和商品鋼在50℃脫氣0.5N HCl+1.0N NaCl溶液中的抗陽極極化性試驗結果；圖5為圖表，示出了本發明鋼和商品鋼在6％FeCl3溶液中的臨界點蝕溫度試驗結果；圖6A、6B和6C為曲線圖，示出了經過在1130℃下固溶熱處理的本發明鋼(圖6A)、商品優質雙相不銹鋼(圖6B)和商品優質奧氏體不銹鋼(圖6C)在70℃脫氣0.5N HCl+1.0N NaCl溶液中的抗陽極極化性試驗結果；圖7A和7B為曲線圖，示出了在850℃下經過10分鐘時效熱處理的本發明鋼(圖7A)和商品優質雙相不銹鋼(圖7B)在50℃脫氣0.5NHCl+1.0N NaCl溶液中的抗陽極極化性試驗結果；以及圖8A和8B為曲線圖，示出了在850℃下經過30分鐘時效熱處理的本發明鋼(圖8A)和商品優質雙相不銹鋼(圖8B)在50℃脫氣0.5NHCl+1.0N NaCl溶液中的抗陽極極化性試驗結果。
具體實施例方式
現在，將參照這些附圖詳細地描述根據本發明抑制了金屬間相形成的具有優異耐腐蝕性、耐脆變性、可鑄造性和可熱加工性的優質雙相不銹鋼。
即使耐腐蝕性和機械性能在由最優合金設計制造出的、薄的實驗室用的母合金中得到明顯改善，也應該滿足特定條件以提高在大規模生產中的厚鑄件和熱加工件的產出率，并且改善其耐腐蝕性和機械性能，基于以上事實，本發明人已經對在耐腐蝕性、抗脆變性、可鑄造性和可熱加工性具有不利影響的金屬間相(例如，θ相和χ相)的機理進行了徹底研究，并且獲得以下結果。
即，本發明人發現，當加入其原子直徑比構成含有利于金屬間相形成的Cr、Mo、Si和W的雙相不銹鋼的基本合金元素(例如，Fe、Cr、Mo、Ni、Mn和Si)大得多的合金元素(例如，Ba、MM(Ce、La、Nd、Pr)和/或Y)時，具有更大原子直徑的這些合金元素原子填充了作為構成θ相和χ相的Cr、Mo、Si的擴散通道的原子空位，尤其填充在奧氏體相和鐵素體相晶界和鐵素體相的晶粒中的原子空位，從而降低了在1000至650℃的溫度下的金屬間相的形成速度。
另外，本發明人發現，因為具有較大原子直徑的合金元素具有比Fe、Cr、Mo、W、Ni、Mn和Si低得多的、用于熱動地形成氧化物或氧硫化物的自由能量，并且因此可以形成其直徑低于5μm的細小而均勻的氧化物和硫氧化物。這些微小的稀土金屬混合物或氧化鋇可以進一步阻擋Cr、Mo、Si和W在1000至650℃的溫度下的擴散，從而降低金屬間相的析出速度。
本發明人還發現，MnS非金屬夾雜物由于其耐腐蝕性低于基質，因此通常作為腐蝕的起點，但是稀土非金屬夾雜物由于其耐腐蝕性高于基質，因此不會作為腐蝕的起點。
即，本發明通過添加其原子直徑大于作為商品雙相不銹鋼的主要合金元素的Fe(1.24)、Cr(1.25)、Mo(1.36)、W(1.37)、Ni(1.25)、Mn(1.12)和Si(1.17)的、0.0001至0.6％的的Ba(2.18)(括號內的數字表示原子直徑)而抑制了金屬間相的形成。
此外，本發明通過添加MM(其主要元素包括例如Ce1.83，La1.88，Nd1.82和Pr1.83，微量Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu和Sc，以及小于或等于1％的Fe)和/或其原子直徑大于作為商品雙相不銹鋼的主要合金元素的Fe(1.24)、Cr(1.25)、Mo(1.36)、W(1.37)、Ni(1.25)、Mn(1.12)和Si(1.17)的Y(1.82)，或者向它加入Ba來抑制金屬間相的形成。這里，為了促進這些效果，鋼中的MM和/或Y與Al、O和S的溶度積的公式[MM和/或Y+Al]·[O+S]的數值范圍為0.001×10-5至30000×10-5。
另外，當加入適量的其原子直徑大于合金元素的、Ca(1.97)、Mg(1.6)、Al(1.43)、Ta(1.43)、Nb(1.43)、Ti(1.47)、Zr(1.62)、Sn(1.51)和In(1.68)中的至少一種合金元素時，可以更有效地抑制θ相和χ相的形成。
當將其原子直徑比Fe、Cr、Mo、W、Ni、Mn和Si小得多的、用來填充具有較大原子直徑的這些合金元素的空間的B，與這些合金元素一起加入時，B用來與這些合金元素一起降低θ相和χ相的析出速度。
另外，可以使用Cu和Co中的至少一種合金元素來改善耐酸性和強度。
下面將對加入到根據本發明的雙相不銹鋼中的合金元素的作用和限制其化學成分范圍的原因進行說明。
Cr21.0至38.0％Cr為用于保持不銹鋼的耐腐蝕性的基本重要元素。需要至少12％的Cr來保持耐腐蝕性。在本發明中，該合金需要具有奧氏體-鐵素體雙相結構，因此考慮到在下面公式中所限定的Cr當量和Ni當量以及由它們所確定的奧氏體/鐵素體比例，必須使用至少21％的Cr。為了通過平衡C、N、Ni、Mo、W、Si、Mn和Cu來制造雙相不銹鋼，Cr的上限設定為38％，更優選為24至28％。Cr當量＝％Cr+2％Si+1.5％Mo+0.75％W+5％V+5.5％Al+1.75％Nb+1.5％Ti ---②Ni當量＝％Ni+0.5％Mn+30％C+0.3％Cu+25％N+％Co ---③奧氏體相比例(體積百分比)＝100-[55×(Cr當量/Ni當量)-66.1] ---④鐵素體相比例(體積百分比)＝55×(Cr當量/Ni當量)-66.1 ---⑤另外，為了使雙相不銹鋼的耐腐蝕性最大，通過本發明的以下示例來獲得相比的范圍。鐵素體比例范圍為20至70vol.％(奧氏體相比例范圍為30至80vol.％)。
Ni3至12％至少需要3％的Ni，這是因為它是用于提高均勻耐腐蝕性的奧氏體穩定元素。考慮到Cr當量、Ni當量、相比和其高成本使用3.0至12.0％，更優選為6至9％的Ni。
Mo1.5至6.5％Mo與Cr一樣為用于保持合金的耐腐蝕性的重要元素。Mo用于穩定鐵素體相。由于本發明的合金需要具有奧氏體-鐵素體雙相結構，因此考慮Cr當量、Ni當量和相比，應該加入至少1.5％的Mo。特別地，當Mo與Cu一起加入時，它可以顯著地改善在高密度SO42-和Cl-環境中的耐腐蝕性。Mo對于改善在退火狀態中的機械性能和耐腐蝕性非常有用，但是在時效熱處理、熱軋或焊接中形成具有不利影響的金屬間相(例如，θ相)。因此，考慮Cr當量、Ni當量、耐腐蝕性和相穩定性使用小于或等于6.5％的Mo。如在PREW公式中所確認的一樣，Mo改善抗點蝕性的作用是W的兩倍。因此，Mo的含量更優選地超過2％，以獲得優良的抗點蝕性。
W0至6.5％W為一鐵素體穩定元素，并且是具有與Mo類似的化學特性的同系合金元素。W改善了在高密度SO42-和Cl-環境中的耐腐蝕性，并且還通過延遲在敏化熱處理或焊接之后脆性θ相和χ相的析出速度，改善了耐腐蝕性和機械性能。但是，W是高價合金元素，并且如果使用大量的W，則它有利于形成金屬間化合物。因此，考慮相穩定性、機械性能和耐腐蝕性使用小于或等于6.5％，更優選為小于或等于4.0％的W。
Si小于或等于3％Si為鐵素體穩定元素，它在熔煉中具有脫氧作用，而且提高了鋼水的流動性并且降低了在鑄件生產中的表面缺陷。當使用超過3％的Si時，它增加了脆性金屬間相的析出速度，并降低了鋼的延展性。考慮到耐腐蝕性，使用小于或等于3.0％，更優選地為小于或等于1.0％的Si。
Mn小于或等于8％Mn為奧氏體穩定元素，它可替代高價的Ni。Mn用于增加N的固溶度并降低耐高溫變形性。為了通過增加N的含量來改善耐腐蝕性，主要使用適量的Mn。它對溶解和熔煉具有脫氧作用。但是，大量的Mn降低了耐腐蝕性，并且利于脆性金屬間相的形成。因此，Mn的含量設定為小于或等于8％，更優選為1.0至3.0％。
N0.2至0.7％N對于改善抗點蝕性非常有用，其作用比Cr高約30倍。N為強奧氏體穩定元素，并且也是用于改善耐腐蝕性的最重要元素之一。當N與Mo一起存在時，它可以顯著地改善耐腐蝕性。當降低C的含量以改善晶界耐腐蝕性時，N可以補償機械性能。另外，N抑制了Cr碳化物的形成，并且改善了拉伸強度和屈服強度，且不會降低延伸率。N的含量必須考慮與C、Cr、Ni、Mo和W的平衡以及奧氏體相比例來控制。從耐腐蝕性方面看，優選使用至少0.2％的N。但是，當N含量超過0.7％時，它會降低可鑄造性(氣孔、收縮)和可軋制性。更優選地，N的含量范圍為0.32至0.45％。
C小于或等于0.1％C為用于使奧氏體相穩定的典型元素和用于保持機械強度的重要元素。但是，如果使用了大量的C，則它析出碳化物并且因此降低耐腐蝕性。因此，使用小于或等于0.1％，優選小于或等于0.05％的C，更優選地，使用小于或等于0.03％的C以改善在時效中的耐腐蝕性。
PREW值40至67除了按上述限制Cr、Mo、W和N的含量之外，由下式①所限定的PREW的數值滿足40≤PREW≤67PREW＝wt％Cr+3.3(wt％Mo+0.5wt％W)+30wt％N ---①當PREW的數值低于下限值時，不能充分獲得耐腐蝕性，并且當PREW的數值高于上限時，利于金屬間相的形成。優選地，PREW的數值大于45。
而且，為了使雙相不銹鋼的耐腐蝕性最大，作為這些相的耐腐蝕性衡量的[PREW(γ)-PREW(α)]，根據稍后將描述的本發明的示例優選為-5至10。
Ba0.0001至0.6％如上所述，Ba為本發明的最重要元素之一。Ba的原子直徑為2.18。其原子直徑遠大于雙相不銹鋼的其它合金元素(Fe、Cr、Mo、W、Ni、Mn、Si等)的Ba，作為用于阻擋作為脆性金屬間相的主要組成成分的Cr、Mo和W的擴散的阻擋元素，因此能夠有效地降低擴散速度、析出速度和析出量。另外，Ba與溶質元素和氧結合以形成氧化物，由此降低了θ相和χ相的析出速度。為了獲得上述效果，需要小于或等于0.6％的Ba。當Ba的含量超過0.6％時，它在經濟上是不利的。另外，大量Ba在晶界中析出，從而降低了在高溫下的晶界強度并且抵消了對高溫開裂敏感性的改進。因此，Ba的上限設定為0.6％。另一方面，如果Ba的含量低于0.0001％，則其加入作用難以預料的。
MM和/或Y0.0001至1.0％MM(混合稀土合金由其原子量為57-71的原子構成的稀土金屬混合物，它包含有至少大于或等于50％的Ce、一定量的La、Nd和Pr、微量Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu和Sc以及小于或等于1％的Fe。如上所述，本發明的詳細說明和實施例使用這樣的MM，其主要元素包含有51％Ce-26％La-15.5％Nd-5.5％Pr、微量Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu和Sc以及小于或等于1％的Fe)和/或Y是可以與Ba一起或不一起加入的最重要的合金元素之一。當加入MM和/或Y時，它可防止單獨形成對鋼的總體性能具有不利影響的Al2O3和MnS非金屬夾雜物，在鋼水中形成直徑小于5μm的稀土金屬化合物混合物(RExOy或(RE，Al)xOy+RExOyS+RESy)，用作在凝固中使凝固結構細小的非均勻成核位置，且控制溶質元素的偏析，從而改善機械性能、物理性能和耐腐蝕性。
另外，以原子狀態保持在鋼中的、具有大原子直徑的Y、MM(Ce、La、Nd、Pr等)、Ba、Zr和Ti對于延遲脆性金屬間相的析出速度非常有效。MM和/或Y是用于改善可焊接性、耐高溫氧化性、可機加工性和可高溫加工性的非常重要的元素。MM和/或Y的含量范圍為0.0001至1.0％。如果MM和/或Y的含量超過1.0％，則該添加在經濟上是不利的，并且過多的量在鋼的總體性能上具有不利影響。當MM和/或Y的含量低于0.0001％時，則不能獲得上述的添加效果。
而且，為了獲得由于在稀土金屬化合物混合物(RExOy或(RE，Al)xOy+RExOyS+RExSy)的凝固的樹枝晶形成期間的非均勻成核而產生的細微結構以及通過使得Y、MM(Ce、La、Nd、Pr等)、Ba、Zr和Ti能夠阻擋利于金屬間相形成的Cr、Mo、Si和W的擴散來降低金屬間相的析出速度而導致的溶質元素的偏析區域的宏觀均勻性，鋼中的MM和/或Y與Al、O和S的溶度積的公式[MM和/或Y+Al]·[O+S]的數值范圍設定為0.001×10-5至30000×10-5[％]2。當該溶度積的公式的數值低于0.001×10-5，則難以控制該凝固結構，從而降低了溶質元素的偏析并且抑制金屬間相的形成。如果該溶度積的公式的數值高于30000×10-5[％]2，則稀土金屬化合物混合物形成過多，從而降低了鋼的機械性能、物理性能和耐腐蝕性能。更優選地，在鑄件的情況中，該溶度積的公式的數值范圍為1×10-5至5000×10-5[％]2，而在熱加工件的情況中，該溶度積的公式的數值范圍為0.1×10-5至2000×10-5[％]2。
MM的含量優選為0.01至0.6％，更優選為0.2至0.5％。
Ca小于或等于0.5％Ca為用于改善抗脆變性并且降低耐高溫變形性和耐可機加工性的脫氧元素。當加入大量Ca時，它降低了鋼的純度和耐腐蝕性。優選地，加入小于或等于0.5％的Ca。
Al、O和SAl為用于改善抗氧化性和抗脆變性的鐵素體穩定元素。當將Al加入到鋼中時，它通過脫氧作用提高了鋼的純度，并且降低了抗高溫變形性。優選地，加入小于或等于1.0％的Al。
另外鋼基本上包含有O和S，它們在凝固期間產生出裂紋且在生產之后降低了延展性。因此，應該限制會產生脆性的O和S的加入。在鑄件的情況中，應該加入小于或等于200ppm的O和小于或等于50ppm的S，并且在鍛件的情況中，應該加入小于或等于100ppm的O和小于或等于20ppm的S。
Ti小于或等于1.5％Ti在熔煉過程中顯示出脫氧作用，且形成硫化鈦以改善可機加工性。為了改善晶粒間耐腐蝕性，根據C的量來確定Ti的含量。加入小于或等于1.5％的Ti來改善在敏化熱處理之后在包括氯離子的環境中的耐腐蝕性。
Mg小于或等于0.5％，Ta小于或等于0.5％，Nb小于或等于0.5％，Zr小于或等于1.0％，Sn小于或等于1.0％，In小于或等于1.0％如由本發明人所公開的一樣，除了其原子直徑大于Fe、Cr、Mo和W的Ca(1.97)、Al(1.43)和Ti(1.47)之外，Mg(1.6)Ta(1.43)、Nb(1.43)、Zr(1.62)、Sn(1.51)和In(1.68)都可以用來有效地抑制θ相和χ相。因此，加入小于或等于0.5％的Mg、小于或等于0.5％的Ta、小于或等于0.5％的Nb、小于或等于1.0％的Zr、小于或等于1.0％的Sn以及小于或等于1.0％的In。
當上述合金元素超過其上限時，它們在經濟上是不利的，并且產生出晶界脆變，從而削弱可鑄造性和可熱加工性。
B小于或等于0.1％B有利于改善抗脆變性并且降低抗高溫變形性，而且防止在焊接中出現高溫裂紋。當B與N一起加入時，形成具有低熔點的氮化硼，從而改善可機加工性。特別地，B的原子直徑遠小于Fe、Cr、Mo、W、Ni、Mn和Si，因此填充了微小間隙。因此，當B與具有較大原子直徑的合金元素共存時，它可以提高阻擋效果，從而降低θ相和χ相的析出速度。優選地，加入小于或等于0.1％的B。
Cu小于或等于3％Cu為用于改善耐腐蝕性的奧氏體穩定元素。特別地，當Cu與Mo一起加入時，它顯著地提高了在富集硫酸和氫氯酸的酸性環境中的耐腐蝕性。Cu還引起替換的固溶液硬化效果，從而改善拉伸強度和屈服強度。
如果沒有考慮相比、Cr和Mo而加入適量的Cu，則Cu會降低抗點蝕性。另外，Cu是能夠通過降低加工硬化速度來改善可機加工性的重要元素。當Cu含量超過3％時，它產生出熱脆性。因此，加入小于或等于3％的Cu。
Co小于或等于3.0％Co是一種奧氏體穩定元素，它可以代替Ni。Co對于改善耐腐蝕性和強度非常有效，但是其費用較高。考慮到相比和耐腐蝕性的均衡，加入小于或等于3.0％的Co。
示例1用于制造和測試本發明鋼的方法現在，將對設計和制造根據本發明的最優合金的方法進行說明。通過將合金設計因素(例如，等式①的PREW、用于各個相的耐腐蝕性衡量的[PREW(γ)-PREW[α]]、等式②的Cr當量和等式③的Ni當量)最優地組合在一起來獲得設計該合金的方法，并且在表2中顯示出所得到的數值。
通過等式②和③計算出Cr當量和Ni當量以確定該組分，使用如在本發明的權利要求中所述的工業純度級Fe、Cr、Mo、Ni、W、Cu、Si、Mn和Fe-Cr-N并將這些合金元素在高頻感應爐中熔融，并且根據一般的方法(例如，Ti、Mg、Al、Ca或Al+Ca組分脫氧)得以脫氧，對在空氣中熔融的鑄件取樣，并且對在真空和氮氣氛圍中熔融的鍛件取樣。如表4所示，通過分析構成奧氏體相和鐵素體相的Cr、Mo、W和N元素來獲得表2的、作為耐腐蝕性衡量的[PREW(γ)-PREW[α]]的數值，并且將所得到的這些數值導入進PREW等式①中。
根據本發明的另一個方面，根據常規方法(例如，Al、Ca或Al+Ca組分脫氧)來使含有如在本發明權利要求中所述的元素的鋼水初步脫氧，并且將Ba和/或MM和/或Y加入到鋼水中，以形成氧化鋇或稀土金屬化合物混合物(RExOy或(RE，Al)xOy+RExOyS+RExSy)，從而溶度積可以滿足‘[Ba和/或MM和/或Y+Al]·[O+S]’＝0.001×10-5至30000×10-5[％]2。
之后，通過將熔融金屬澆注到板式陶瓷鑄模中來制造出25Kg重的板狀鑄件(9mm厚)，并且通過將熔融金屬澆注進預加熱的矩形鋼鑄模中來制造出30Kg重的鋼錠。在用于鍛件的鑄錠情況中，使用磨削或機加工工藝將它加工成適當尺寸，在1250℃下均熱，并且熱軋至6mm厚度。在1050至1150℃的溫度范圍中對鑄件和6mm厚的熱軋件進行固溶熱處理。表1示出了與比較鋼和商品鋼相比較本發明的經固溶熱處理的鋼的化學成分。
為了評價經固溶熱處理的產品和在850℃下進行了10分鐘時效熱處理的產品的總體性能，測量出微觀結構、X射線衍射測試結果、陽極極化測試結果、臨界點蝕溫度、臨界裂隙腐蝕溫度和其機械性能。
使用SiC拋光紙將這些試樣拋光至2000grit，最后使用氧化鋁拋光，在80℃下在Murakami溶液(30gK3Fe(CN)6+30gKOH+100ml蒸餾水)中進行處理，蝕刻并且在丙酮和蒸餾水中進行超聲波清洗。然后，使用光學顯微鏡觀察這些試樣的微觀結構。
進行X射線衍射測試以確認根據在850℃下進行30分鐘時效熱處理析出的θ相和χ相。使用Rikagu D/MAX-B作為測試裝置，在35kV的交變電壓和35mA的電流下對這些試樣進行分析，并且將Ni過濾器與Cu靶一起使用。根據觀察結果，以12°/分鐘的速度在30至120°的角度范圍內對其中已經析出了許多相的這些試樣進行分析，并且再以1°/分鐘的速度在其中觀察到析出相的峰值濃度的40°至50°的角度處進行精確分析。
使用1mV/秒的掃描速度，在50和70℃的脫氣0.5N HCl+1.0N NaCl溶液中對每個ASTM G5進行陽極極化試驗。
測量每個ASTM G48A-92的臨界抗點蝕性，并且測量每個ASTM G48D的臨界裂縫腐蝕溫度。
將這些試樣拋光至600grit，并且通過使用Rockwell硬度測試計以C為單位測量出這些試樣的硬度。
示例2時效產品的微觀結構的比較圖1A至1F為微觀結構的照片，示出了在850℃下經過30分鐘時效熱處理的本發明鋼4(圖1A)、本發明鋼10(圖1B)和本發明鋼36(圖1C)、比較鋼47(圖1D)以及商品優質雙相不銹鋼UR 52N+(圖1E)和SAF 2507(圖1F)的、會削弱耐腐蝕性和機械性能的脆性金屬間相(例如，θ相和χ相)的析出。明亮部分顯示出奧氏體相，而黑暗部分顯示出在時效熱處理中分解成θ相+奧氏體相的鐵素體相。金屬間相的析出程度為“本發明鋼4＝本發明鋼10＝本發明鋼36《商品鋼UR52+《商品鋼SAF2507≤比較鋼47”。因此，本發明鋼4、10和36與商品鋼UR52+和SAF2507以及比較鋼47相比較，更加抑制了金屬間相的析出，從而顯著地改善了抗脆變性。
示例3X射線衍射分析試驗圖2A至2D為X射線衍射分析試驗結果的曲線圖，示出了在850℃下經過30分鐘時效熱處理的本發明鋼4(圖2A)、比較鋼47(圖2B)以及商品優質雙相不銹鋼UR 52N+(圖2C)和SAF 2507(圖2D)的、會削弱耐腐蝕性和機械性能的脆性金屬間相(例如，θ相和χ相)的析出。與比較鋼47以及商品鋼UR 52N+和SAF 2507相比較，本發明鋼4沒有析出θ相，并且析出很少的χ相，從而顯著地改善了抗脆變性。
示例4在鑄造狀態中的宏觀結構和微觀結構的比較圖3A至3D為照片，示出了根據用于控制凝固結構、溶質元素的偏析和金屬間相的形成的方法制造出的、本發明鋼10的鋼錠(φ110mm×L550mm)的中間部分中和處于鑄造狀態中的比較鋼47的宏觀結構(圖3A和3B)以及微觀結構(圖3C和3D)。
與其中由于沒有加入MM和Al而導致溶度積的數值為零的比較鋼47(0.015％O，0.007％S)的宏觀結構(圖3B)相比較，其中鋼水的MM(Ce、La、Nd、Pr)和/或Y和Al、O和S的溶度積[MM+Al]·[O+S]數值為352.0×10-5[％]2的本發明鋼10(0.09％MM，0.02％Al，0.025％O和0.007％S)的宏觀結構(圖3A)為細微等軸晶體結構，其中限制了柱狀晶體的生長，具有致密的凝固結構，并且不會產生出V偏析和反向V偏析。
另外，與比較鋼47的微觀結構(圖3D)相比較，本發明鋼10的微觀結構(圖3C)顯著地抑制了會削弱耐腐蝕性和機械性能的金屬間相(例如，θ相和χ相)的析出，并且降低了奧氏體和鐵素體相的尺寸。
示例5在鑄造狀態中的陽極極化試驗結果圖4為曲線圖，示出了沒有受到固溶熱處理的本發明鋼4、10、26和36和處于鑄造狀態中的比較鋼47的抗陽極極化性試驗結果。抗點蝕性的程度為“本發明鋼10＞本發明鋼4＞本發明鋼36≥本發明鋼26＞比較鋼47”。
示例6臨界點蝕和臨界裂縫腐蝕溫度試驗的結果圖5為圖表，示出了經過固溶熱處理的本發明鋼4、10、26和36、商品優質雙相不銹鋼UR 52N+、SAF 2507和ZERON100、商品雙相不銹鋼SAF2205、商品優質奧氏體不銹鋼SR-50A和商品奧氏體不銹鋼AISI316L的臨界點蝕溫度。當臨界點蝕溫度升高時，抗點蝕性得到改善。本發明鋼和商品鋼的抗點蝕性的程度為“本發明鋼10＝本發明鋼26＝本發明鋼36＞商品鋼SR-50A＞本發明鋼4＞商品鋼UR 52N+＝商品鋼ZERON100＞商品鋼SAF 2507＞商品鋼SAF 2205＞商品鋼AISI 316L”。
本發明鋼10、26和36顯示出其抗點蝕性高于商品優質雙相不銹鋼UR 52N+、SAF 2507和ZERON100，且其耐腐蝕性高于商品高價奧氏體不銹鋼SR-50A。本發明鋼的臨界點蝕溫度遠高于比較鋼和商品鋼，因此如表2所示具有更高的臨界裂縫腐蝕溫度，由此顯著地改善了抗裂縫腐蝕性。表2示出了這些鋼的臨界點蝕溫度和臨界裂縫腐蝕溫度。
示例7經固溶熱處理產品的陽極極化試驗結果圖6A至6C為曲線圖，示出了經過固溶熱處理的本發明鋼4、10、26和36(圖6A)、商品優質雙相不銹鋼UR 52N+、SAF 2507和ZERON100(圖6B)以及商品優質奧氏體不銹鋼AL-6XN、SR-50A和254SMO(圖6C)的抗陽極極化性試驗結果。抗點蝕性的程度為“本發明鋼26＝本發明鋼36＝商品鋼SR-50A＞本發明鋼10＞本發明鋼4≥商品鋼AL-6XN＞商品鋼254SMO≥商品鋼UR 52N+＝SAF 2507＝ZERON 100”。
在示例6中，本發明鋼的臨界點蝕溫度和臨界裂縫腐蝕溫度遠高于比較鋼和商品鋼，因此在陽極極化試驗中具有高點蝕可能性(參照表2)。即，這三個試驗顯示出類似的結果。
示例8時效產品的陽極極化試驗結果(850℃×10分鐘)圖7A和7B為曲線圖，示出了在850℃下經過10分鐘時效熱處理的本發明鋼4、10、26和36(圖7A)和商品優質雙相不銹鋼UR 52N+、SAF 2507和ZERON 100(圖7B)的抗陽極極化性試驗結果。抗點蝕性的程度為“本發明鋼4＝本發明鋼10＝本發明鋼26＞本發明鋼36＞商品鋼ZERON 100＞商品鋼SAF 2507＞商品鋼UR 52N+”。
因此，與商品鋼UR52N+，SAF 2507和ZERON 100相比較，本發明鋼4、10和26降低了在時效熱處理期間的金屬間相(例如，θ相和χ相)的析出速度，從而改善了抗點蝕性。
示例9時效產品(850℃×30分鐘)的陽極極化試驗和硬度測量結果圖8A和8B為曲線圖，示出了在850℃下經過30分鐘時效熱處理的本發明鋼4、10、26和36(圖8A)和商品優質雙相不銹鋼UR 52N+、SAF 2507和ZERON 100(圖8B)的抗陽極極化性試驗結果。抗點蝕性的程度為“本發明鋼10＞本發明鋼4＞本發明鋼36＝本發明鋼26＝商品鋼SAF 2507＞商品鋼ZERON 100＞商品鋼UR 52N+”。
因此，與商品鋼UR52+、SAF 2507和ZERON 100相比較，本發明鋼4和10降低了時效熱處理期間金屬間相(例如，θ相和χ相)的析出速度，從而顯著地改善了抗點蝕性，并且本發明鋼36和26顯示出與商品鋼類似或更高的抗點蝕性。
表2示出了通過從經過在850℃下30分鐘時效熱處理的本發明鋼的硬度數值HA中減去經固溶熱處理的本發明鋼的硬度數值HS.A所獲得的硬度數值差值(ΔH＝HA-HS.A)。一般來說，當具有高脆性的θ相和χ相增加時，ΔH也增加，從而嚴重降低了耐腐蝕性、強度、延伸率和沖擊強度。如表2中所示，由于金屬間相的析出速度延遲而使得本發明鋼的ΔH的范圍為0.1至3.7，比較鋼的ΔH范圍為10.3至16.2，并且商品鋼的ΔH范圍為5.6至6.2。即，本發明鋼顯示出比比較鋼更優異的抗脆變性。
示例10機械性能表3示出了在對鑄件進行1130℃的固溶熱處理并且在其上進行拉伸試驗之后的屈服強度、拉伸強度和延伸率。本發明鋼由于添加了高N而得到填隙固溶硬化效果以及由Ba和稀土金屬氧化物或硫化物(＜5μm)的固定晶粒邊界而具有高強度，從而同時改善強度和延伸率。因此，本發明的機械性能比比較鋼好得多。
示例11熱軋試樣的性能圖5示出了在真空和氮氣氛圍中進行鑄造之后的熱軋試樣的臨界點蝕溫度、機械性能和可熱加工性。熱軋試樣顯示出比在空氣中鑄造的本發明鋼高10％的機械性能和微觀結構，且顯示出與它們類似的耐腐蝕性。
熱軋試樣在邊緣上產生出比在熱軋期間的比較產品更少的裂紋，從而保持高可熱加工性。
表1.本發明鋼，比較鋼和商品鋼的化學成份(wt.％)
(注釋)1)本發明鋼○；比較鋼×2)MM(混合稀土合金)表示加入到本發明鋼中的Ce，La，Nd，Pr，等的總量表1(續)本發明鋼，比較鋼和商品鋼的化學成份(wt.％)
(注釋)1)本發明鋼○；比較鋼×2)MM(混合稀土合金)表示加入到本發明鋼中的Ce，La，Nd，Pr，等的總量表2.本發明鋼，比較鋼和商品鋼的性能(鑄件)
(注釋)1)本發明鋼○；比較鋼×2)上面均衡的氧排出電位沒有產生點蝕表2(續).本發明鋼，比較鋼和商品鋼的性能(鑄件)
(注釋)1)本發明鋼○；比較鋼×2)上面均衡的氧排出電位沒有產生點蝕表3.本發明鋼和比較鋼的機械性能(鑄件)
(注釋)1)本發明鋼○；比較鋼×
表4.本發明鋼，比較鋼，商品鋼的奧氏體(γ)/鐵素體(α)相的耐腐蝕性衡量
(注釋)1)本發明鋼○；比較鋼×
表4(續).本發明鋼，比較鋼，商品鋼的奧氏體(γ)/鐵素體(α)相的耐腐蝕性衡量
(注釋)1)本發明鋼○；比較鋼×
表5.本發明鋼和比較鋼的熱軋寬板坯的性能
(注釋)1)本發明鋼○；比較鋼×2)評價好(無裂紋)○；正常(裂紋較少)△；差(許多裂紋)×
工業實用性如上所述，通過加入適量的具有大原子直徑的Ba、Y、Ce、La、Nd、Pr、Ta、Zr和Ti原子來延遲金屬間相的擴散和析出，并且通過加入微量RE金屬化合物混合物或氧化鋇來額外阻擋Cr、Mo、Si和W的擴散，從而降低了高脆變性金屬間相的析出速度和析出量，由此本發明去除了脆性并且改善了耐腐蝕性。
另外，通過根據使用Ti、Mg、Ca、Al和Ca+Al以及添加MM和/或Y的一般方法進行適當的初步脫氧，從而本發明防止了單獨形成對鋼的總體形成有不利影響的Al2O3和MnS非金屬夾雜物。為此，通過形成直徑小于5μm的稀土金屬化合物混合物(RExOy或(RE，Al)xOy+RExOyS+RExSy)，在凝固樹枝晶形成期間提供非均勻成核位置以使得固化結構細微，并且使用溶度積公式“[MM和/或Y+Al]·[O+S]＝0.001×10-5至30000×10-5[％]2”來控制溶質元素(例如，Cr、Mo、W、Ni、Mn和Si)的偏析，從而本發明改善了機械性能、物理性能和耐腐蝕性。
因此，本發明提供了用于通過添加新的合金元素來顯著地抑制在雙相不銹鋼中的金屬間相(例如，θ相)的形成并且改善在大規模生產期間的產出率的方法。
而且，通過改善耐脆變性并且通過降低金屬間相(例如，θ相)的析出速度來防止出現裂紋，從而本發明提高了在鑄造和熱加工中的產出率。另外，通過抑制在鑄造狀態中會削弱耐腐蝕性和機械性能的θ相和χ相的形成，并且當在各種應用領域中需要將設備組成部件焊接時還控制了在受熱區中的這些相的析出，從而本發明顯著地改善了耐腐蝕性和機械性能并且提高了設備的耐久性。
權利要求
1.具有高耐腐蝕性、耐脆變性、可鑄造性和可熱加工性的優質雙相不銹鋼，它抑制了金屬間相的形成，它以重量計主要包含有21.0至38.0％的Cr、3.0至12.0％的Ni、1.5至6.5％的Mo、0至6.5％的W、小于或等于3.0％的Si、小于或等于8.0％的Mn、0.2至0.7％的N、小于或等于0.1％的C、0.0001至0.6％的Ba和衡量的Fe以及不可避免的雜質，抗點蝕性當量(PREW)由滿足40≤PREW≤67的下式①來限定PREW＝wt％Cr+3.3(wt％Mo+0.5wt％W)+30wt％N---①
2.如權利要求1所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，還包含有總共0.0001至1.0％的MM和/或Y。
3.如權利要求2所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，Ba的添加范圍為0.001至0.2％。
4.具有高耐腐蝕性、耐脆變性、可鑄造性和可熱加工性的優質雙相不銹鋼，它抑制了金屬間相的形成，它以重量計主要包含有21.0至38.0％的Cr、3.0至12.0％的Ni、1.5至6.5％的Mo、0至6.5％的W、小于或等于3.0％的Si、小于或等于8.0％的Mn、0.2至0.7％的N、小于或等于0.1％的C、總共0.0001至1.0％的MM和/或Y和衡量的Fe以及不可避免的雜質，抗點蝕性當量(PREW)由滿足40≤PREW≤67的下式①限定PREW＝wt％Cr+3.3(wt％Mo+0.5wt％W)+30wt％N---①
5.如權利要求2至4中任一項所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，作為鋼的MM和/或Y和Al、O和S的溶度積公式的[MM和/或Y+Al].[O+S]的數值范圍為0.001×10-5至30000×10-5[％]2。
6.如權利要求5所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，在鑄件情況中，所述溶度積公式的數值范圍為1×10-5至5000×10-5[％]2。
7.如權利要求5所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，在熱加工件中，所述溶度積公式的數值范圍為0.1×10-5至2000×10-5[％]2。
8.如權利要求2至4中任一項所述所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，MM和/或Y的總量范圍為0.01至0.6％。
9.如權利要求8所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，MM和/或Y的總量范圍為0.2至0.5％。
10.如權利要求1至4中任一項所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，還包含選自以下組中的至少一種元素，該組包含小于或等于0.5％的Ca、小于或等于05％的Mg、小于或等于1.0％的Al、小于或等于0.5％的Ta、小于或等于0.5％的Nb、小于或等于1.5％的Ti、小于或等于1.0％的Zr、小于或等于1.0％的Sn以及小于或等于1.0％的In。
11.如權利要求1至4中任一項所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，還包含小于或等于0.1％的B。
12.如權利要求1至4中任一項所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，還包含在小于或等于3.0％的Cu和小于或等于3.0％的Co中的一種或多種。
13.如權利要求1至4中任一項所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，作為奧氏體相和鐵素體相的耐腐蝕性衡量的[PREW(γ)-PREW[α]]的數值為-5至10。
14.如權利要求1至4中任一項所述的優質雙相不銹鋼，其特征在于，鐵素體相的體積百分比范圍為20-70％，并且奧氏體相的體積百分比范圍為30-80％。
全文摘要
金屬間相(例如，θ相和χ相)的形成顯示出對優質雙相不銹鋼的耐腐蝕性和機械性能具有不利影響。本發明提供了一種大大抑制了金屬間相的形成的優質雙相不銹鋼，其化學成分以重量計主要包含有21.0％至38.0％的Cr、3.0％至12.0％的Ni、1.5％至6.5％的Mo、等于或小于6.5％的W、小于或等于3.0％的Si、小于或等于8.0％的Mn、0.2％至0.7％的N、小于或等于0.1％的C、選自包含有0.0001至0.6％的Ba、一種或多種MM(混合稀土合金)和0.0001％至1.0％的Y的組中至少一種元素和衡量的Fe以及不可避免的雜質。抗點蝕性當量(PREW)由滿足40≤PREW≤67的下式(1)來限定PREW=wt％Cr+3.3(wt％Mo+0.5wt％W)+30wt％N(1)。該優質雙相不銹鋼具有優異的耐腐蝕性、耐脆變性、可鑄造性和可熱加工性。
文檔編號C22C38/44GK1643176SQ03806936
公開日2005年7月20日 申請日期2003年3月24日 優先權日2002年3月25日
發明者樸庸秀, 金淳太, 李仁誠 申請人:樸庸秀