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TECHNISCHES GEBIET
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Die
Erfindung betrifft einen ferritisch-austenitischen rostfreien Stahl,
der eine Mikrostruktur besitzt, die im Wesentlichen aus 35–65 Vol.-%
Ferrit und 35–65
Vol.-% Austenit besteht.
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HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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Bei
den ferritisch-austenitischen rostfreien Stählen – den Duplex-Stählen – sind eine
hohe mechanische Festigkeit und Zähigkeit mit guter Korrosionsbeständigkeit
kombiniert, insbesondere was die Spannungskorrosion betrifft. Für die Korrosionsbeständigkeit
sowie für
mechanische Eigenschaften wie die Schweißbarkeit ist es wichtig, dass
die wesentlichen Bestandteile des Stahls, Austenit und Ferrit, gut
aufeinander abgestimmt sind. Bei der modernen Entwicklung von Duplex-Stählen sind
Bemühungen
unternommen worden, um eine Mikrostruktur zu erhalten, die 35–65 % Ferrit
und 35–65
% Austenit enthält.
Die Duplex-Stähle
konkurrieren in einem erhöhten
Ausmaß mit
herkömmlichen
austenitischen rostfreien Stählen
in der Offshore-, Papier- und Zellstoffindustrie, in der chemischen
Industrie und auf anderen Gebieten, wo hohe Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit
benötigt
werden. Die Duplex-Stähle,
so weit sie im Handel erhältlich
sind, sind jedoch zu teuer, um eine weitere Verwendung zu finden,
dies trotz der Tatsache, dass die Duplex-Stähle im Allgemeinen geringere
Gehalte des teuren Legierungselements Nickel als vergleichbare austenitische
rostfreie Stähle
enthalten.
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OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
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Es
ist Zweck der Erfindung, einen ferritisch-austenitischen rostfreien
Stahl der in der obigen Einleitung angegebenen Art zu schaffen,
wobei der Stahl eine geringere Menge teurer Legierungselemente als
gegenwärtig
im Handel erhältliche
Duplex-Stähle
und austenitische rostfreie Stähle
mit vergleichbaren technischen Merkmalen enthält und in einer Weise hergestellt
werden kann, die unter einem verfahrenstechnischen Gesichtspunkt
vorteilhaft ist. Die meisten Gebiete, auf denen Duplex-Stähle gegenwärtig verwendet
werden, sind vorstellbare und geeignete Verwendungsgebiete, d.h.
für Anwendungen
in der Offshore-, Papier- und Zellstoffindustrie, in der chemischen
Industrie etc., jedoch vor allem für Anwendungen, bei denen die
Korrosionsbedingungen milder sind als dort, wo Duplex-Stähle gegenwärtig verwendet
werden, wo jedoch eine hohe Festigkeit und/oder gute Beständigkeit
gegen Spannungskorrosion einen Vorteil darstellt. Die Kombination
von mechanischer Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit macht das Material
auch für
leichte, wartungsfreie Konstruktionen auf den Transport-, Bau- und
Konstruktionsgebieten geeignet.
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Weitere
Aufgaben der Erfindung sind es, eine Vielzahl der oder alle folgenden
Wirkungen zu erreichen.
- • Eine Streckfestigkeit (RP02) ≥ 450
MPa bei Raumtemperatur und ≥ 300
MPa bei 150 °C,
- • eine
Mikrostruktur, die 35–65
% Ferrit und 35–65
% Austenit, vorzugsweise 35–55
% Ferrit und 45–65
% Austenit, enthält,
- • eine
gute strukturelle Stabilität,
- • eine
gute allgemeine Korrosionsbeständigkeit
und insbesondere eine gute Beständigkeit
gegen Spannungskorrosion,
- • eine
gute Schweißbarkeit
mit sehr guter Umbildung von Austenit in der durch Wärme beeinflussten
Zone.
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Die
obigen Aufgaben können
dadurch gelöst
werden, dass der Stahl eine chemische Zusammensetzung aufweist,
die in Gew.-% enthält:
0,02–0,07 C
0,1–2,0 Si
3–8 Mn
19–23 Cr
1,1–1,7 Ni
wahlweise
Mo und/oder W in einer Gesamtmenge von maximal 1,0 (Mo + W/2)
wahlweise
Cu bis zu maximal 1,0 Cu
wahlweise 0,0003–0,005% B
wahlweise bis
zu 0,004% Ti, bis zu 0,05% V und bis zu 0,002% Nb
wahlweise
bis zu 0,03% jeweils von Ce und/oder Ca
0,15-0,30 N
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Rest
Eisen und Verunreinigungen, und dass die folgenden Bedingungen für die Ferrit-bzw. Austenitbildner
der Legierung, d.h. für
die Chrom- und die Nickeläquivalente
zutreffen:
20 < Creq < 24,5
10 < Nieq,
wobei
Creq = Cr + 1,5 Si + Mo + 2 Ti
+ 0,5 Nb
Nieq = Ni + 0,5 Mn + 30 (C
+ N) + 0,5 (Cu + Co).
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Austenitisch-ferritische
rostfreie Stähle,
die Zusammensetzungen ähnlich
derjenigen der Erfindung aufweisen, jedoch weniger Ni und Nieq umfassen, sind in US-A-3 736 191 und 6
096 441 offenbart.
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Was
die einzelnen Legierungselemente, ihre Bedeutung und Wechselwirkung
betrifft, trifft das folgende auf die Erfindung zu. Angegebene Legierungsgehalte
betreffen Gew.-%
, sofern nichts anderes angegeben ist.
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Kohlenstoff
leistet einen Beitrag zur Festigkeit des Stahls und ist auch ein
wertvoller Austenitbildner und soll daher in einer Mindestmenge
von 0,02 % vorhanden sein. Es wäre
zeitaufwändig,
den Kohlenstoffgehalt auf niedrige Werte in Verbindung mit der Entkohlung
des Stahls herabzusetzen, und es ist auch teuer, weil dies den Verbrauch
von Reduktionsmitteln vergrößert. Wenn
der Kohlenstoffgehalt hoch ist, besteht die Gefahr der Ausfällung von
Carbiden, was die Schlagzähigkeit
des Stahls und die Beständigkeit
gegenüber
einer interkristallinen Korrosion herabsetzen kann. Es ist auch
zu berücksichtigen,
dass Kohlenstoff eine sehr geringe Lösbarkeit in dem Ferrit aufweist,
was bedeutet, dass der Kohlenstoffgehalt des Stahls im Wesentlichen
in der austenitischen Phase gesammelt wird. Der Kohlenstoffgehalt
soll daher auf maximal 0,07 %, vorzugsweise auf maximal 0,05 %,
und in geeigneter Weise auf maximal 0,04 %, begrenzt sein.
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Silizium
kann bei der Herstellung von Stahl als Reduktionsmittel verwendet
werden und ist als Rückstand
aus der Herstellung von Stahl in einer Menge von mindestens 0,1
% vorhanden. Silizium hat günstige Eigenschaften
bei Stahl, weil es die Hochtemperaturfestigkeit des Ferrits verstärkt, was
eine signifikante Bedeutung bei der Herstellung hat. Silizium ist
auch ein starker Ferritbildner und nimmt als solcher an der Stabilisierung
der Duplex-Struktur teil und sollte aus diesen Gründen in
einer Menge von mindestens 0,2 %, vorzugsweise in einer Menge von
mindestens 0,35 %, vorhanden sein. Silizium hat auch einige ungünstige Eigenschaften,
weil es die Lösbarkeit
von Stickstoff deutlich herabsetzt, der in großen Mengen vorhanden sein soll, und,
wenn der Siliziumgehalt hoch ist, auch die Gefahr der Ausfällung unerwünschter
intermetallischer Phasen vergrößert ist.
Der Siliziumgehalt ist daher auf maximal 2,0 %, vorzugsweise auf
maximal 1,5 % und in geeigneter Weise auf maximal 1,0 %, gegrenzt.
Ein optimaler Siliziumgehalt liegt bei 0,35–0,80 %.
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Mangan
ist ein wichtiger Austenitbildner und erhöht die Löslichkeit für Stickstoff in dem Stahl und
soll daher in einer Menge von mindestens 3 %, vorzugsweise mindestens
4 %, in geeigneter Weise mindestens 4,5 % vorhanden sein. Mangan
verringert andererseits die Korrosionsbeständigkeit des Stahls. Weiter
ist es schwierig, Schmelzen aus rostfreiem Stahl mit hohem Mangangehalt
zu entkohlen, was bedeutet, dass Mangan, nachdem die Entkohlung
beendet ist, in der Form von vergleichsweise reinem und folglich
teurem Mangan zugegeben werden muss. Der Stahl sollte daher nicht
mehr als 8 % Mangan, vorzugsweise höchstens 6 % Mangan, enthalten.
Ein optimaler Gehalt ist 4,5–5,5
% Mattgatt.
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Chrom
ist das wichtigste Element, um eine gewünschte Korrosionsbeständigkeit
des Stahls zu erreichen. Chrom ist auch der wichtigste Ferritbildner
des Stahls und führt
in Kombination mit anderen Ferritbildnern und mit einem ausgewogenen
Gehalt der Austenitbildner des Stahls zu einem gewünschten
Duplex-Charakter des Stahls. Wenn der Chromgehalt niedrig ist, besteht
die Gefahr, dass der Stahl Martensit enthält, und wenn der Chromgehalt
hoch ist, besteht die Gefahr einer beeinträchtigten Stabilität gegen
Ausfällung
von intermetallischen Phasen und einer so genannten 475°-Versprödung und
einer unausgewogenen Phasenzusammensetzung des Stahls. Aus diesen
Gründen
sollte der Chromgehalt mindestens 19 %, vorzugsweise mindestens 20
% und in geeigneter Weise mindestens 20,5 %, und maximal 24 %, vorzugsweise
maximal 23 %, in geeigneter Weise maximal 22,5 %betragen.
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Nickel
ist ein starker Austenitbildner und hat eine günstige Wirkung auf die Verformbarkeit
des Stahls und sollte daher in einer Menge von mindestens 1,1 %
vorhanden sein. Jedoch ist der Rohmaterialpreis von Nickel häufig hoch
und schwankt, weshalb Nickel unter einem Aspekt der Erfindung so
weit wie möglich
durch andere Legierungselemente ersetzt wird. Auch sind nicht mehr
als 1,7 % Nickel für
die Stabilisierung der gewünschten
Duplex-Struktur des Stahls in Kombination mit anderen Legierungselementen
notwendig. Ein optimaler Nickelgehalt ist daher 1,35–1,70 %
Ni.
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Molybdän ist ein
Element, das unter einem weiten Aspekt der Zusammensetzung des Stahls
weggelassen werden kann, d.h. Molybdän ist ein optionales Element
bei dem Stahl der Erfindung. Molybdän hat jedoch zusammen mit Stickstoff
eine günstige
Synergiewirkung auf die Korrosionsbeständigkeit. Angesichts des hohen
Stickstoffgehalts des Stahls sollte der Stahl daher mindestens 0,1
% Molybdän,
vorzugsweise mindestens 0,15 %, enthalten. Molybdän ist jedoch
ein starker Ferritbildner, es kann die Sigma-Phase in der Mikrostruktur
des Stahls stabilisieren, und es besitzt auch die Tendenz zum Ausseigern.
Weiter ist Molybdän
einen teures Legierungselement. Aus diesen Gründen ist der Molybdängehalt
auf maximal 1,0 %, vorzugsweise auf maximal 0,8 %, in geeigneter
Weise auf maximal 0,65 %, begrenzt.
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Ein
optimaler Molybdängehalt
ist 0,15–0,54
%. Molybdän
kann teilweise durch die doppelte Menge Wolfram ersetzt werden,
das Eigenschaften aufweist, die denjenigen von Molybdän ähnlich sind.
Jedoch sollte mindestens die Hälfte
der Gesamtmenge von Mo + W/2 aus Molybdän bestehen. Bei einer bevorzugten
Zusammensetzung des Stahls enthält
der Stahl jedoch nicht mehr als maximal 0,3 Wolfram.
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Kupfer
ist auch ein optionales Element, das unter dem weitesten Aspekt
zu diesem Element weggelassen werden kann. Jedoch ist Kupfer ein
wertvoller Austenitbildner und kann einen günstigen Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit
in einigen Umgebungen, insbesondere in einigen sauren Medien, haben
und sollte daher in einer Menge von mindestens 0,1 % vorhanden sein.
Andererseits besteht die Gefahr einer Ausfällung von Kupfer in dem Fall
eines zu hohen Gehalts desselben, weshalb der Kupfergehalt maximal
1,0 %, vorzugsweise maximal 0,7 %, sein sollte. Optimal sollte der
Kupfergehalt mindestens 0,15, vorzugsweise mindestens 0,25, und
maximal 0,54 %, betragen, um die günstigen und möglicherweise
ungünstigen
Wirkungen von Kupfer mit Bezug auf die Eigenschaften des Stahls
auszugleichen.
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Stickstoff
hat eine fundamentale Bedeutung, weil er der dominierende Austenitbildner
des Stahls ist. Stickstoff leistet auch einen Beitrag zur Festigkeit
und Korrosionsbeständigkeit
des Stahls und sollte daher in einer Mindestmenge von 0,15 %, vorzugsweise
mindestens 0,18 %, vorhanden sein. Die Lösbarkeit von Stickstoff in
dem Stahl ist jedoch beschränkt.
In dem Fall eines zu hohen Stickstoffgehalts besteht die Gefahr
der Bildung von Rissen, wenn sich der Stahl verfestigt, und die
Gefahr der Bildung von Poren in Verbindung mit dem Schweißen des
Stahls. Der Stahl sollte daher nicht mehr als 0,30 % Stickstoff,
vorzugsweise maximal 0,26 % Stickstoff, enthalten. Ein optimaler
Gehalt ist 0,20–0,24
%.
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Bor
kann optional in dem Stahl als eine Mikrolegierungszugabe bis zu
maximal 0,005 % (50 ppm) vorhanden sein, um die Heißverformbarkeit
des Stahls zu verbessern. Wenn Bor als beabsichtigt zugegebenes Element
vorhanden ist, sollte es in einer Menge von mindestens 0,001 % (10
ppm) vorhanden sein, um die gewünschte
Wirkung mit Bezug auf die verbesserte Heißverformbarkeit des Stahls
zu schaffen.
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In
einer ähnlichen
Weise können
Cer und/oder Calcium in dem Stahl in einer Menge von maximal 0,03 %
jedes dieser Elemente optional vorhanden sein, um die Heißverformbarkeit
des Stahls zu verbessern.
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Neben
den oben genannten Elementen enthält der Stahl im Wesentlichen
keine weiteren beabsichtigt zugegebenen Elemente, sondern nur Verunreinigungen
und Eisen. Phosphor ist, wie bei den meisten Stählen, eine unerwünschte Verunreinigung
und sollte vorzugsweise in einer Menge nicht höher als maximal 0,035 % vorhanden
sein. Schwefel sollte ebenfalls so niedrig wie möglich unter dem Gesichtspunkt
einer wirtschaftlichen Herstellung gehalten werden, vorzugsweise
in einer Menge von maximal 0,10 %, in geeigneter Weise geringer,
beispielsweise maximal 0,002 %, um die Heißverformbarkeit des Stahls
und damit seine Walzbarkeit nicht zu beeinträchtigen, was ein generelles
Problem in Zusammenhang mit den Duplex-Stählen sein kann.
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Innerhalb
des Rahmens der oben angegebenen Bereiche für den Gehalt sollten der Gehalt
der Ferritbildner und der Austenitbildner entsprechend den Bedingungen,
die in dem vorstehenden Teil angegeben worden sind, ausgewogen sein,
damit der Stahl einen gewünschten,
stabilen Duplex-Charakter bekommt. Vorzugsweise sollten das Nickeläquivalent,
Nieq, mindestens 10,5 und das Chromäquivalent
mindestens 21, in höchst
vorteilhafter Weise mindestens 22 sein. Nach oben sollte das Nickeläquivalent,
Nieq, auf maximal 15, vorzugsweise auf maximal
14, begenzt sein. Weiter sollte das Chromäquivalent, Creq,
mindestens 21, vorzugsweise mindestens 21,5 und in höchst vorteilhafter
Weise mindestens 22 sein, es kann jedoch auf maximal 23,5 begenzt
sein.
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Es
ist überraschend,
dass ein Stahl mit Chrom- und Nickeläquivalenten, die entsprechend
diesen Kriterien zueinander in Beziehung stehen, einen ausgewogenen
Gehalt an Ferrit und Austenit innerhalb des oben angegebenen Bereichs
für den
Gehalt aufweist. Theoretisch sollte der Stahl wegen seiner Legierungszusammensetzung
weniger oder sogar viel weniger als 35 Vol.-% Ferrit enthalten,
jedoch haben im Wege von Bildanalysen der Mikrostrukturen durchgeführte Messungen
stattdessen gezeigt, dass der Stahl in der Tat einen stabilen Gehalt
von mindestens 35 Vol.-% Ferrit und bei einigen der getesteten Stähle der
Erfindung etwa 50 % Ferrit enthält.
Auf der Grundlage dieser Beobachtungen kann unter einem Aspekt der
Beziehungen zwischen den Chrom- und Nickeläquivalenten angenommen werden,
dass die Koordinaten der Chrom- und die Nickeläquivalente innerhalb des Rahmens
des Bereiches A B C D A im Schaeffler-Diagramm in
1 liegen
sollten, wobei die Koordinaten dieser Punkte folgende sind:
d.h. gut links des Bereichs,
der im Schaeffler-Diagramm herkömmlicherweise
der Bereich der Duplex-Stähle ist.
Dennoch wird ein stabiler Duplex-Charakter des Stahls erreicht.
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Durchgeführte Versuche
haben gezeigt, dass gute Ergebnisse mit Stahllegierungen erreicht
werden, die Zusammensetzungen aufweisen, deren Chrom- und Nickeläquivalente
innerhalb des Rahmens des stärker eingeschränkten Bereichs
D E F G H D liegen, wobei die Koordinaten dieser Punkte folgende
sind:
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Kurze Beschreibung der
Zeichnungen
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In
der folgenden Beschreibung durchgeführter Versuche wird auf die
beigefügten
Zeichnungen Bezug genommen, in denen zeigen:
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1 Mikrostrukturen
und ein Schaeffler-Diagramm, das die theoretischen Chrom- und Nickeläquivalente
gemäß der Erfindung
darstellt;
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2 ein
Balkendiagramm, das den realen Ferrit- und Austenitgehalt zeigt,
die bei untersuchten erfindungsgemäßen Stählen gemessen worden sind;
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3 ein
Balkendiagramm, das die Beständigkeit
gegenüber
einer Grübchenbildungskorrosion
von untersuchten Stählen
in der Form von gemessenen kritischen Grübchenbildungstemperaturen,
CPT, zeigt;
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4 ein
Diagramm mit der Darstellung der Beständigkeit gegenüber einer
Spannungskorrosion in der Form der Zeit bis zu einem Bruch beim
Tropfenverdampfungstesten einer Anzahl untersuchter Legierungen
gegenüber
der Last; und
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5 ein
Balkendiagramm, das die Schweißbarkeit
einer Anzahl untersuchter Legierungen in der Form des Ferritgehalts
in der durch Wärme
beeinflussten Zone (HAZ) und in der Schweißnaht selbst zeigt.
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BESCHREIBUNG DURCHGEFÜHRTER VERSUCHE
UND ERREICHTER
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ERGEBNISSE
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Die
chemischen Zusammensetzungen in Gew.-% untersuchter Stähle sind
in Tabelle 1 angegeben. Neben den in der Tabelle angegebenen Elementen
enthielten die Stähle
nur Eisen und andere Verunreinigungen als die angegebenen in normalen
Mengen. Die Stähle
V250–V260
wurden in der Form von 30 kg Laborchargen hergestellt. Ref. A ist
ein im Handel erhältlicher
Stahl, dessen Zusammensetzung durch die Anmelderin analysiert worden
ist.
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Mechanische Tests
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Die
Laborchargen wurden zu der Form von 3 mm dicken, schmalen Platten
gewalzt, die für
die mechanischen Tests verwendet wurden. Erfahrungsgemäß ist bekannt,
dass die 0,2-Zugfestigkeit bei einem um 80–100 MPa niedrigeren Wert liegt
als für
Materialen, die im Großherstellungsmaßstab hergestellt
worden sind. Die 0,2- und die 1,0-Zugfestigkeit, die Bruchfestigkeit (Rm),
die Verlängerung
beim Zugtest (A5) und die Brinell-Härte wurden
bei Raumtemperatur, 20 °C,
und bei 150 °C
untersucht. Repräsentative
Messungen sind in Tabelle 2 angegeben.
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Tabelle
2 Mechanische
Festigkeitsmerkmale bei 20 °C
und 150 °C
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Mikrostrukturuntersuchungen
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Im
Schaeffler-Diagramm in 1 sind die Koordinaten der Stähle V250–V260, die
im Labormaßstab hergestellt
wurden, eingesetzt. Alle diese Koordinaten liegen innerhalb des
Bereichs des Diagramms für
die ferritisch-austenitische Struktur, jedoch links von der Linie,
die die Ferrit-Zahl 30 darstellt, weshalb die Stähle keine Duplex-Stähle sein
sollten. Die Testmessung der hergestellten Stähle, die im Wege von Bildanalysen
der Mikrostrukturen durchgeführt
wurde, zeigt jedoch überraschend,
dass mindestens die Stähle
V251–V260
mehr als 35 Vol.-% Ferrit enthalten, wie mittels des Diagramms in
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2 gezeigt
ist. Die untersuchten Testprobenstücke sind im Wege des Anlassens
bei 1.050 °C
lösungsgeglüht worden.
Die Strukturstabilität
war mit derjenigen des Stahls der Anmelderin mit dem Handelsnamen
SAF 2304TM vergleichbar, der ein Duplex-Stahl entsprechend UNS S
32304 ist.
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Korrosionstests
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Die
kritische Grübchenbildungtemperatur,
CPT, wurde nach dem normierten Verfahren bestimmt, das unter der
Bezeichnung ASTM G 150 bekannt ist. Die Ergebnisse sind durch das
Diagramm in 3 dargestellt. Der Test zeigt,
dass die Stähle
V251, V258 und V260, die im Labormaßstab hergestellt worden waren, eine
bedeutend bessere Korrosionsbeständigkeit
besitzen als V254 und auch wesentlich besser als die Referenzstähle Ref.
A, ASTM 304 und ASTM 201, jedoch erreichen die Stähle der
Erfindung, die in einem Labormaßstab
hergestellt worden waren, nicht die Werte von ASTM 316 L oder UNS
S 32304, die jedoch einen höheren
Gehalt an teuren Legierungsmetallen aufweisen.
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Zum
Messen der Beständigkeit
gegenüber
einer interkristalliner Korrosion sind zwei Verfahren verwendet
worden. Probenstücke,
die während
1 h bei 700 °C
oder während
8 h bei 600 °C
bzw. 800 °C
sensibilisiert worden sind, wurden in einer Schwefelsäure/Kupfersulphat-Lösung entsprechend
EN-ISO 3651-2, Verfahren A (Strauss-Test), getestet. Kein Testprobenstück zeigte
irgendwelche Anzeichen einer interkristallinen Korrosion. Auch führte das
Testen entsprechend dem aggressiveren Verfahren EN-ISO 3651-2, Verfahren
C (Streicher-Test), von lösungsgeglühten Testprobenstücken bzw.
Probenstücken,
die bei 700 °C
während
30 min sensibilisiert worden waren, nicht zu einer interkristallinen
Korrosion.
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Die
Beständigkeit
gegenüber
einer Spannungskorrosion wurde entsprechend dem Tropfenverdampfungstest
(DET), der beispielsweise im MTI-Handbuch Nr. 3 beschrieben ist,
dem Verfahren MTA-5, untersucht. Ein monoaxial belastetes, widerstandserhitztes
Testprobenstück
wurde einer auftropfenden Natriumchloridlösung ausgesetzt. Die Zeit bis
zu einem Bruch wurde bei unterschiedlichen Lastgrößen bestimmt,
die als ein bestimmter Anteil von Rp02 bei
320 °C definiert
waren. Die Ergebnisse für
die experimentellen Chargen V260 und V254 sind in 4 zusammen mit
Daten für
den austenitischen Stahl ASTM 316L gezeigt. Wie im Handel erhältliche
Duplex-Stähle
zeigten die experimentellen Chargen eine wesentlich höhere Beständigkeit gegenüber einer
Spannungskorrosion als genormte austenitische Stähle, wie beispielsweise ASTM
316L, V260 scheint widerstandsfähiger
zu sein als V254.
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Zusammenfassend
kann, was die Korrosionsbeständigkeit
betrifft, festgestellt werden, dass die Beständigkeit gegenüber einer
Grübchenbildungskorrosion
wesentlich höher
ist als bei dem austenitischen Stahl ASTM 304, dass keine interkristalline
Korrosion beobachtet werden konnte und dass auch die Beständigkeit gegenüber einer
Spannungskorrosion wesentlich höher
ist als bei herkömmlichen
austenitischen Stählen.
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Schweißbarkeitstests
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Schweißbarkeitstests
wurden im Wege des TIG-Schweißens
einer Platte ohne Zugabe eines Füllmetalls
und im Wege des TIG-Schweißens
in einer Schweißverbindung
unter Verwendung eines Füllmetalls
des Typs AWS ER 2209 durchgeführt,
das ein ferritischaustenitisches Füllmaterial ist, das üblicherweise
beim Schweißen
höher legierter
Duplex-Stähle
verwendet wird. Der Ferritgehalt im letzten Fall wurde in der Verschweißung und
in der durch Wärme
beeinflussten Zone gemessen.
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Die
Schweißbarkeit
der Testlegierungen war vergleichbar mit derjenigen des Referenzmaterials
Ref. A und UNS S 31803. Zerstörungsfreies
Testen mit Röntgenstrahlkontrollen
konnten keine hohen Porositätswerte
feststellen. Das Material der Erfindung besaß einen hohen Grad einer austenitischen
Umbildung in der durch Wärme
beeinflussten Zone, HAZ, und in der Verschweißung im Vergleich mit dem Referenzmaterial
Ref. A und UNS S 31803. Der Ferritgehalt in dem Fall des manuellen
TIG-Schweißens
eines Stahls des Typs UNS S 31803, des Referenzstahls Ref. A und
des Stahls V258 der Erfindung mit einem Füllmetall des Typs AWS ER2209
ist im Diagramm in 5 gezeigt. Bei der Durchführung von
Zuguntersuchungen brachen alle Verschweißungen im Ausgangsmaterial
und nicht in den Verschweißungen.
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Auf
der Grundlage der Erfahrungen, die sich aus den Tests von Materialien
im Labormaßstab
ergaben, die im vorausgehenden Teil beschrieben worden sind, ist
ein 90 t Charge Nr. 804030 hergestellt worden, die die nachfolgend
angegebene chemische Zusammensetzung in Gew.-% aufwies, Tabelle
3. Neben den in Tabelle 3 angegebenen Elementen enthielt der Stahl
nur Eisen und andere Verunreinigungen als diejenigen, die in der
Tabelle angegeben sind, in normalen Mengen.
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Tabelle
3 Chemische
Zusammensetzung, Gew.-%, Charge, Nr. 804030
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Durch
kontinuierliches Gießen
des geschmolzenen Stahls wurde ein Strang hergestellt. Der Strang wurde
zu Brammen zerschnitten. Einige Brammen wurden zu der Form von Platten
mit einer Dicke von 8 mm bzw. 15 mm heißgewalzt, während andere Brammen zu der
Form von Coils mit einer Dicke von 4 mm heißgewalzt wurden. Einige der
Coils wurden weiter zu einer Dicke von 3 mm, 1,5 mm bzw. 1 mm kaltgewalzt.
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Testprobenstücke wurden
aus verschiedenen Teilen der Platten bzw. Coils entnommen. Die mechanischen
Eigenschaften der heißgewalzten,
4 nun dicken Coil wurden bei 20 ° getestet.
Die Ergebnisse der Tests (Durchschnittswerte) sind in Tabelle 4
angegeben.
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Tabelle
4 Mechanische
Eigenschaften bei 20 °C,
Lösungsanlasszustand,
T = 1.050 °C
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Die
Tests zeigten, dass der Stahl, der im Produktionsmaßstab hergestellt
wird, stärker
als die Materialien ist, die im Labormaßstab hergestellt werden. Der
Streckwert entsprach gut den Ergebnissen aus den Labortests, und
die Härte
war etwas höher
als bei den Materialien des Labormaßstabs, was mit der höheren Ausbeute
und der Bruchfestigkeit im Einklang steht.
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Testprobenstücke der
Materialien, die heißgewalzt
bzw. heißgewalzt
+ kaltgewalzt worden waren, wurden Tests zur Grübchenbildungskorrosion entsprechend
ASTM G 150 unterzogen. Die Platten mit einer Abmessung von 8 und
15 mm besaßen
eine kritische Grübchenbildungstemperatur.
CPT, von 17 °C,
während
die Coils unabhängig
davon, ob sie kaltgewalzt worden waren oder nicht, eine kritische
Grübchenbildungstemperatur
von 22 °C
besaßen.
Die Ergebnisse zeigen, dass das Produktionsmaterial verglichen mit
den Labormaterialien auch eine verbesserte Beständigkeit gegenüber einer
Grübchenbildungskorrosion
besaß.
