FI123558B - Menetelmä ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi - Google Patents

Menetelmä ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi Download PDF

Info

Publication number
FI123558B
FI123558B FI20110375A FI20110375A FI123558B FI 123558 B FI123558 B FI 123558B FI 20110375 A FI20110375 A FI 20110375A FI 20110375 A FI20110375 A FI 20110375A FI 123558 B FI123558 B FI 123558B
Authority
FI
Finland
Prior art keywords
stainless steel
weight
temperature
austenite
process according
Prior art date
Application number
FI20110375A
Other languages
English (en)
Swedish (sv)
Other versions
FI20110375L (fi
FI20110375A0 (fi
Inventor
Juho Talonen
Rachel Pettersson
Jan-Olof Andersson
James Oliver
Jan Y Jonsson
Original Assignee
Outokumpu Oy
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from PCT/FI2011/050345 external-priority patent/WO2011135170A1/en
Priority to KR1020127028249A priority Critical patent/KR20120132691A/ko
Application filed by Outokumpu Oy filed Critical Outokumpu Oy
Priority to FI20110375A priority patent/FI123558B/fi
Publication of FI20110375A0 publication Critical patent/FI20110375A0/fi
Priority to CA2832921A priority patent/CA2832921C/en
Priority to CN201280024642.4A priority patent/CN103547695A/zh
Priority to MX2013012101A priority patent/MX348779B/es
Priority to AU2012246194A priority patent/AU2012246194B2/en
Priority to ES12774657T priority patent/ES2713998T3/es
Priority to JP2014505688A priority patent/JP6141828B2/ja
Priority to KR1020157030090A priority patent/KR101957549B1/ko
Priority to SI201231546T priority patent/SI2699704T1/sl
Priority to TW101113727A priority patent/TWI609971B/zh
Priority to MYPI2013701966A priority patent/MY185071A/en
Priority to US14/112,441 priority patent/US10407746B2/en
Priority to EP12774657.6A priority patent/EP2699704B1/en
Priority to KR1020137029756A priority patent/KR20130140180A/ko
Priority to CN201710658172.1A priority patent/CN107419169A/zh
Priority to PCT/FI2012/050379 priority patent/WO2012143610A1/en
Priority to BR112013026911-1A priority patent/BR112013026911B1/pt
Priority to EA201391330A priority patent/EA029031B1/ru
Publication of FI20110375L publication Critical patent/FI20110375L/fi
Priority to ZA2013/07742A priority patent/ZA201307742B/en
Publication of FI123558B publication Critical patent/FI123558B/fi
Application granted granted Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/34—Methods of heating
    • C21D1/42—Induction heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/02—Superplasticity
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

MENETELMÄ FERRIITTIS-AUSTENIITTISEN RUOSTUMATTOMAN TERÄKSEN VALMISTAMISEKSI JA HYÖDYNTÄMISEKSI
TEKNIIKAN ALUE
5 Tämä keksintö kohdistuu menetelmään niukkaseosteisen korkean lujuuden, erinomaisen muokattavuuden ja hyvän korroosiokestävyyden ja hyvän hitsattavuuden omaavan ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi. Muokattavuus aikaansaadaan niin kutsutun faasimuutoksen indusoiman plastisuuden (TRIP) tuloksena kontrolloidulla austeniitti-10 faasin faasimuutoksella martensiittiseksi. Matala hiilipitoisuus parantaa edelleen muokattavuutta samoin kuin valmistetun teräksen hitsattavuutta.
TEKNIIKAN TASON TAUSTA
Lukuisia niukkaseosteisia ferriittis-austeniittisia tai dupleksiseoksia on ehdotettu 15 kamppailemaan raaka-aineiden, kuten nikkelin ja molybdeenin korkeita kustannuksia vastaan pääasiallisena päämääränä aikaansaada riittävä lujuus ja kor-roosiosuorite. Kun viitataan seuraaviin julkaisuihin, alkuainepitoisuudet ovat paino-%:na, ellei muuta ole mainittu.
20 US-patentti 3736131 kuvaa 10-50 % austeniittia sisältävää austeniittis-ferriittistä ruostumatonta terästä, jossa on 4-11 % Mn, 19-24 % Cr, enintään 3,0 % Ni ja 0,12-0,26 % N ja joka on stabiili ja omaa korkean iskusitkeyden. Korkea iskusit-
C\J
5 keys on saatu estämällä austeniitin faasimuutos martensiitiksi.
CNJ
i δ 25 US-patentti 4828630 kuvaa dupleksisia ruostumattomia teräksiä, jossa on 17-x 21,5 % Cr, 1-4 % Ni, 4-8 % Mn ja 0,05-0,15 % N ja joka on termisesti stabiili cc martensiittifaasimuutosta vastaan. Ferriittipitoisuus täytyy pitää alle 60 % ai-
LO
kaansaamaan hyvä sitkeys, o δ ^ 30 EP-patentti 1327008 kuvaa niukkaseosteista dupleksiseosta, jolla on korkea lujuus, hyvä sitkeys ja korkea rakenteellinen stabiliteetti ja jossa on 20-23 % Cr, 3-8 % Mn, 1,1-1,7 % Ni ja 0,15-0,30 % N.
2 WO-patenttihakerrms 2006/071027 kuvaa alhaisen nikkelipitoisuuden dupleksi-terästä, jossa on 19,5-22,5 % Cr, 0,5-2,5 % Mo, 1,0-3,0 % Ni, 1,5-4,5 % Mn ja 0,15-0,25 % N ja jolla on parannettu kuumasitkeys samanlaisiin teräksiin verrattuna.
5 EP-patentti 1352982 julkisti välineen viivästyneen halkeilun välttämiseen aus-teniittisissa Cr-Mn-teräksissä esittelemällä määrättyjä määriä ferriittifaasia.
Viime vuosina niukkaseosteisia dupleksiteräksiä on käytetty enenemässä mää-10 rin ja US-patentin 4848630, EP-patentin 1327008, EP-patenttihakemuksen 1867748 ja US-patentin 6623569 mukaisia teräksiä on käytetty kaupallisesti suuressa määrässä sovelluksia. SE 517449:n mukaista Outokummun LDX 2101® dupleksiterästä EP-patentin 1327008 mukaisesti on laajalti käytetty va-rastotankeissa, kuljetusvälineissä, jne. Näillä niukkaseosteisilla dupleksiteräksil-15 lä on sama ongelma kuin muilla dupleksiteräksillä, rajoitettu muokattavuus, joka tekee ne vähemmän soveltuviksi korkeasti muokatuissa osissa kuin austeniitti-set ruostumattomat teräkset. Dupleksiteräksillä on siksi rajoitettu soveltuvuus komponenteissa kuten levylämmönsiirtimissä. Kuitenkin, niukkaseosteisilla dupleksiteräksillä on ainutlaatuinen potentiaali parannettuun sitkeyteen, kun aus-20 teniittifaasi voidaan tehdä riittävän alhaiseksi seospitoisuudessa olemaan metastabiili ja antamaan kohoavaa muokattavuutta mekanismilla, joka kuvataan alla.
CM
δ C\l ^ On muutamia referenssejä, jotka käyttävät metastabiilia austeniittifaasia dup es 25 leksiteräksissä parantamaan lujuutta ja sitkeyttä. US-patentti 6096441 kohdis-x tuu korkean murtovenymän omaaviin austeniittis-ferriittisiin teräksiin, jotka sisäl-
IX
^ tävät olennaisesti 18-22 % Cr, 2-4 % Mn, vähemmän kuin 1 % Ni ja 0,1-0,3 %
LO
£5 N. Martensiittifaasimuutoksen stabiilisuuteen liittyvä parametri pitää olla tietyllä o X alueella aikaansaamaan parannettu murtovenymä. US-patenttihakemus
O
^ 30 2007/0163679 kuvaa hyvin laajaa austeniittis-ferriittisten seosten valikoimaa, joilla on korkea muokattavuus pääasiassa kontrolloimalla C+N-pitoisuutta aus-teniittifaasissa.
3
Faasimuutoksen indusoima plastisuus (TRIP) on tunnettu efekti metastabiileille austeniittisille teräksille. Esimerkiksi paikallinen murtokurouma vetokoenäyte-kappaleessa tuotetaan pehmeän austeniitin venymäindusoituneella faasimuu-5 toksella kovaksi martensiitiksi siirtämällä muodonmuutos näytekappaleen toiseen paikkaan ja aikaansaamaan korkeampi tasainen muodonmuutos. TRIP-efektiä voidaan käyttää myös ferriittis-austeniittisille (dupleksisille) teräksille, jos austeniittifaasi mitoitetaan oikein. Klassinen tapa mitoittaa austeniittifaasi tietylle TRIP-efektille on käyttää tuotettuja tai modifioituja kemialliseen koostumuk-10 seen perustuvia austeniitin stabiilisuuden kokeellisia lausekkeita, joista yksi on Md3o-lämpötila. Md3o-lämpötila määritetään lämpötilana, jossa 0,3 todellisesta venymästä aiheuttaa 50 %:sesti austeniitin faasimuutoksen martensiittiseksi. Kuitenkin kokeelliset lausekkeet on tuotettu austeniittisille teräksille ja on riski soveltaa niitä dupleksisille ruostumattomille teräksille.
15
On monimutkaisempaa mitoittaa dupleksisten terästen austeniittistabiliteetti, koska austeniittifaasin koostumus riippuu sekä teräskemiasta että lämpökäsitte-lyhistoriasta. Edelleen faasimorfologia ja koko vaikuttavat faasimuutoskäyttäy-tymiseen. US-patentissa 6096441 on käytetty lauseketta bulkkikoostumukselle 20 ja vaatii määrättyä aluetta (40-115), joka vaaditaan aikaansaamaan haluttu efekti. Kuitenkin tämä informaatio on käypä vain lämpökäsittelyhistorialle, jota käytetään teräksille tässä erityisessä tutkimuksessa, kun austeniittikoostumus
C\J
5 vaihtelee hehkutuslämpötilan mukaan. US-patenttihakemuksessa
CNJ
^ 2007/0163679 austeniitin koostumus mitattiin ja yleinen austeniittifaasin Md- δ ^ 25 kaava määritettiin alueelle -30-90 teräksille, jotka osoittavat haluttuja ominai- x suuksia.
CC
CL
LO
Kokeelliset kaavat austeniittistabiilisuudelle ovat peräisin tutkimuksista aus- o ^ teniittisille standarditeräksille ja niillä voi olla rajoitettu käytettävyys dupleksite- o ^ 30 räksen austeniittifaasille, koska stabiilisuusehtoja ei ole rajoitettu vain koostu mukseen vaan myös jäännösjännityksille ja faasi- tai raeparametreille. Kuten kuvataan US-patenttihakemuksessa 2007/0163679, suorempi tapa on arvioida 4 martensiitin stabiilisuus mittaamalla austeniittifaasin koostumus ja sitten laskea martensiittimuodostuksen määrä kylmämuokkauksessa. Kuitenkin tämä on hyvin pitkällinen ja kustannuksia vaativa menetelmä ja vaatii hyvän luokan metallurgista laboratoriota. Toinen tapa on käyttää termodynaamisia tietokantoja en-5 nostamaan tasapainoinen faasitasapaino ja jokaisen faasin koostumukset. Kuitenkin sellaiset tietokannat eivät kuvaa ei-tasapainoisia olosuhteita, jotka vallitsevat termomekaanisten käsittelyjen jälkeen monissa käytännön tapauksissa. Laaja työskentely osittain metastabiilia austeniittifaasia sisältävien eri dupleksis-ten koostumusten kanssa osoitti, että hehkutuslämpötiloilla ja jäähdytysnope-10 uksilla oli hyvin laaja vaikutus austeniittipitoisuuteen ja koostumukseen tehden ennusteet kokeellisiin lausekkeisiin perustuvasta martensiitin muodostumisesta vaikeiksi. Voidakseen täydellisesti kontrolloida martensiitin muodostumista dup-leksiteräksissä tieto austeniitin koostumuksesta yhdessä mikrorakenneparamet-rien kanssa näyttäisi olevan välttämätöntä, mutta ei riittävää.
15
KEKSINNÖN SELITYS
Tekniikan tason ongelmiin nähden keksinnön varsinainen tapa on sen sijaan mitata eri terästen Md3o-lämpötila ja käyttää tätä informaatiota mitoittamaan op-timikoostumukset ja valmistusvaiheet korkean sitkeyden omaaville dupleksite-20 räksille. Md3o-lämpötilan mittauksesta saatava lisäinformaatio on eri terästen lämpötilariippuvuus. Kun muokkausprosessit tapahtuvat eri lämpötiloissa, on tärkeää tietää tämä riippuvuus ja käyttää sitä muokkauskäyttäytymisen mallin-^ tamisessa.
O
C\J
^ 25 Esilläolevan keksinnön pääasiallinen tarkoitus on aikaansaada niukkaseostei- sessa dupleksisessa ruostumattomassa teräksessä venymäindusoidulla mar-
CC
tensiittifaasimuutoksella kontrolloitu valmistusmenetelmä saamaan erinomainen m £5 muokattavuus ja hyvä korroosiokestävyys samoin kuin hyvä hitsattavuus. Halu- o tut efektit voidaan toteuttaa seoksella, joka pääasiassa sisältää (paino %:na): o ™ 30 vähemmän kuin 0,05 % hiiltä (C), 0,2-0,7 % piitä (Si), 2-5 % mangaania (Mn), 19-20,5 % kromia (Cr), 0,8-1,35 % nikkeliä (Ni), vähemmän kuin 0,6 % molybdeenia (Mo), vähemmän kuin 1 % kuparia (Cu), 0,16-0,22 % typpeä (N), tasaus 5 rautaa (Fe) ja väistämättömiä ruostumattomissa teräksissä esiintyviä epäpuhtauksia. Summa C+N on alueella 0,17-0,295 %, jossa summassa C+N matalampi hiilipitoisuus välttää herkistyminen hitsauksen aikana kompensoidaan kasvaneella typpipitoisuudella ylläpitämään muokattavuus. Valinnaisesti seos 5 voi lisäksi sisältää yhden tai useamman tietoisesti lisättyjä alkuaineita: 0-0,5 % volframia (W), 0-0,2 % niobia (Nb), 0-0,1 % titaania (Ti), 0-0,2 % vanadiinia (V), 0-0,5 % kobolttia, 0-50 ppm booria (B) ja 0-0,04 % alumiinia (AI). Teräs voi sisältää väistämättöminä epäpuhtauksina vähemmän kuin 0,010 paino % , mieluummin vähemmän kuin 0,005 paino-% rikkiä (S) ja vähemmän kuin 0,040 10 paino-% fosforia (P) niin, että rikin ja fosforin summa (S+P) on vähemmän kuin 0,04 paino-%, ja kokonaishappipitoisuus (O) on alle 100 ppm. Metallisen jauheen tapauksessa maksimi happipitoisuus voi olla 250 ppm asti.
Keksinnön mukainen dupleksiteräs sisältää 45-75 % austeniittia lämpökäsitel-15 lyssä olotilassa, jäljellä olevan faasin ollessa ferriittiä eikä yhtään termistä mar-tensiittia. Lämpökäsittely voidaan suorittaa käyttäen eri lämpökäsittelymenetelmiä, kuten liuoshehkutus, korkea-taajuushehkutus tai paikallishehkutus, lämpötila-alueella 900-1200 °C, edullisesti 1000-1150 °C. Halutun sitkeysparannuk-sen saamiseksi mitattu Md3o-lämpötila on välillä nolla ja +50 °C. Kokeellisia te-20 räskoostumusten ja termomekaanisten käsittelyjen välistä korrelaatiota kuvaavia kaavoja käytetään mitoittamaan sanottujen terästen optimimuokattavuus. Esilläolevan keksinnön olennaiset tunnusmerkit selviävät oheisista patenttivaa-
CVJ
5 timuksista.
C\l
O
25 Esilläolevan keksinnön tärkeä tunnusmerkki on austeniittifaasin käyttäytyminen x dupleksisessa mikrorakenteessa. Työskentely eri seosten kanssa osoitti, että
CC
halutut ominaisuudet saadaan ainoastaan kapealla koostumusalueella. Kuiten-
LO
6 kin pääidea esilläolevassa keksinnössä on esittää menettelytapa saamaan tiet-o g tyjen dupleksiseosten optimisitkeys paremmalla hitsattavuudella, missä ehdote- ^ 30 tut teräkset edustavat tämän efektin esimerkkejä. Sittenkin seosalkuaineiden välinen tasapaino on kriittinen, koska kaikki alkuaineet vaikuttavat austeniittipi-toisuuteen, lisäävät austeniitin stabiilisuutta ja tehostavat lujuutta ja kor- 6 roosiokestävyyttä. Lisäksi mikrorakenteen koko ja morfologia vaikuttavat faasi-stabiilisuuteen samoin kuin materiaalin lujuuteen ja täytyy rajoittua kontrolloituun prosessiin.
5 Metastabiilien ferriittis-austeniittisten terästen muokattavuuskäyttäytymisen en-nustettavuushäiriöiden takia esitellään uusi konsepti tai malli. Tämä malli perustuu mitattuihin metallurgisiin ja mekaanisiin arvoihin liitettyinä kokeellisiin kuvauksiin valita asianmukaiset termomekaaniset käsittelyt räätälöidyt ominaisuudet sisältäville tuotteille.
10
Eri alkuaineiden vaikutukset mikrorakenteeseen on kuvattu seuraavassa, alku-ainepitoisuuksien ollessa kuvattuna paino-%:na:
Hiili (C) erottuu austeniittifaasiin ja sillä on voimakas vaikutus austeniitin stabiili-15 suuteen. Vastoin normaalia käyttäytymistä ruostumattomissa teräksissä, jossa karbidit erkautuvat vain, kun lämpökäsittelylämpötilaa alennetaan, on löydetty, että esillä olevassa keksinnössä karbideja voi erkautua myös, kun lämpökäsittelylämpötilaa korotetaan kriittisen arvon yläpuolelle. Sellainen käyttäytyminen on haitallista mekaanisiin ja korroosio-ominaisuuksiin nähden, jotka aikaansaa-20 daan autogeenisissä hitsauksissa ja lähellä kaikentyyppisten hitsauksien läm-pövaikutusaluetta. Tämä yllättävä vaikutus voidaan ymmärtää austeniitti-faasikentän muodosta lämpötilan funktiona, tässä kolmoispisteen edustavan
C\J
5 kolmifaasitasapainoausteniittia, ferriittiä ja karbidikäyriä takaisin kohti suurem-
CNJ
± paa hiilipitoisuutta ja matalampaa kromia korkeammissa lämpötiloissa. Tämä o 25 vaikutus aiheuttaa jonkin verran suuremman hiilipitoisuuden omaavan koostu-x muksen seoksille siirtymistä kolmifaasialueen sisään aiheuttaen karbidien er-
CC
kautumista ennemmin kuin jäämistä halutun kaksifaasialueen, austeniitti-ferriitti, m £5 sisäpuolelle. Tämän vaikutuksen välttämiseksi hiilipitoisuus rajoitetaan alueelle o ^ vähemmän kuin 0,05 %, mieluummin alueelle vähemmän kuin 0,035 %.
o
Typpi (N) on tärkeä austeniitin stabiloija dupleksiseoksissa ja kuten hiili se lisää stabiilisuutta martensiittia vastaan. Typpi lisää myös lujuutta, venymäkar- ™ 30 7 kenevuutta ja korroosiokestävyyttä. Julkaistut yleiset kokeelliset Md3o-lausekkeet osoittavat, että typellä ja hiilellä on sama voimakas vaikutus aus-teniitin stabiilisuuteen, mutta esilläoleva työskentely osoittaa typen heikomman vaikutuksen dupleksiseoksissa. Typpeä voidaan lisätä ruostumattomiin teräksiin 5 suuremmassa määrin kuin hiiltä ilman haitallisia vaikutuksia korroosiokestävyy-teen. Edelleen on tärkeää pitää austeniittifaasi niin suurena kuin mahdollista välttämään karbidierkautumisen haitallinen hitsausvaikutus, hiilen, typen ja nikkelin lisälisäys on edullista austeniitin stabiilisuudelle. Yllämainittu hiilirajoitus tekee välttämättömäksi muutoin stabiloida austeniitti alennetuilla hiilitasoilla. 10 Rajoitetun hiilimahdollisuuden yhdistelmässä sekä typpeä että nikkeliä lisätään hiukan. Sekä typellä että hiilellä on voimakas vaikutus TRIP-efektiin ja liian suuret arvot voivat vähentää haluttua TRIP-optimia; 0,16 % - 0,26 % typpeä voidaan hyväksyä ja hiilen ja typen summa C+N pitää olla alueella 0,17 - 0,295 %, mieluummin 0,2 - 0,29 % ja mieluiten 0,23 - 0,27 % ylläpitämään austeniitin 15 stabiilisuus tai jopa parantaa austeniitin käyttäytymistä muokkauksen aikana.
Piitä (Si) lisätään normaalisti ruostumattomiin teräksiin deoksidointitarkoituksis-sa sulatossa ja sen ei pidä olla alle 0,2 %. Pii stabiloi ferriittifaasia dupleksite-räksissä, mutta sillä on voimakkaampi stabiloiva vaikutus austeniitin stabiilisuu-20 teen martensiitin muodostusta vastaan kuin on esitetty tämänhetkisissä lausekkeissa. Tästä syystä pii maksimoidaan 0,7 %:iin, mieluummin 0,6 %:iin, mieluiten 0,4 %:iin. c\j δ
CM
^ Mangaani (Mn) on tärkeä lisäys stabiloimaan austeniittifaasia ja lisäämään ty- δ 25 pen liukoisuutta teräkseen. Tällä mangaani voi osittain korvata kalliin nikkelin ja x tuoda teräkseen oikean faasitasapainon. Liian korkeat tasot pienentävät kor-
CC
roosiokestävyyttä. Mangaanilla on voimakkaampi vaikutus austeniitin stabiiliin £5 suuteen martensiittimuodonmuutosta vastaan kuin on osoitettu julkaistussa kir- o ^ jallisuudessa ja mangaanipitoisuuteen täytyy keskittyä huolellisesti. Man- o 00 30 gaaniväli on 2,0-5,0 %.
8
Kromi (Cr) on pääasiallinen lisäys tekemään teräs korroosiota kestäväksi. Ollen ferriitin stabiloija kromi on myös pääasiallinen lisäys luomaan tosiasiallinen faasitasapaino austeniitin ja ferriitin välille. Luodakseen nämä toiminnot kromitaso pitäisi olla ainakin 19 % ja rajoittaakseen ferriittifaasin tarkoituksenmukaisille 5 tasoille olemassa olevaa tarkoitusta varten maksimipitoisuus pitäisi olla 20,5 %.
Nikkeli (Ni) on olennainen seosalkuaine stabiloimaan austeniittifaasia ja hyvälle sitkeydelle ja ainakin 0,8 % täytyy lisätä teräkseen. Suuren vaikutuksen ollessa austeniitin stabiilisuuteen martensiitin muodostusta vastaan nikkeliä pitää olla 10 läsnä kapealla välillä. Nikkelin korkean kustannuksen ja hintavaihtelun takia nikkeli pitää maksimoida olemassa olevissa teräksissä 1,5 %:iin ja mieluummin 1,35 %:iin.
Kupari (Cu) on normaalisti läsnä 0,1-0,5 %:in jäänteenä useimmissa ruostumat-15 tornissa teräksissä, kun raaka-aine suurelta osin on ruostumattoman romun muodossa sisältäen tätä alkuainetta. Kupari on heikko austeniittifaasin stabiloija, mutta sillä on voimakas vaikutus martensiittimuodostuksen vastustukseen ja se täytyy huomioida olemassa olevien seosten muokattavuuden arvioinnissa. Tarkoituksenmukainen lisäys 1,0 %:iin asti voidaan tehdä.
20
Molybdeeni (Mo) on ferriitin stabiloija, jota voidaan lisätä kohottamaan kor-roosiokestävyyttä. Molybdeeni lisää austeniitin stabiilisuutta, ja yhdessä muiden
C\J
5 lisäysten kanssa molybdeenia ei voi lisätä enempää kuin 0,6 %.
CM
δ 25 Esilläolevaa keksintöä kuvataan lähemmin viitaten piirustuksiin, joissa x Kuvio 1 on diagrammi, joka esittää tuloksia Md3o-lämpötilan mittauksesta Sat-
CC
magan-laitetta käyttäen, m £$ Kuvio 2 esittää Md30-lämpötilan ja martensiittipitoisuuden vaikutusta venymä- o karkenemisessa ja 1050 °C:ssa hehkutettujen keksinnön terästen tasa-o ™ 30 venymää,
Kuvio 3a esittää mitatun Md30-lämpötilan vaikutusta venymään,
Kuvio 3b esittää lasketun Md30-lämpötilan vaikutusta venymään, 9
Kuvio 4 esittää austeniittipitoisuuden vaikutusta venymään,
Kuvio 5 esittää keksinnön mukaisen seoksen A mikrorakennetta elektronita-kaisinsirontadiffraktion (EBSD) arviointia käyttäen 1050 °C:ssa tapahtuneen hehkutuksen jälkeen, 5 Kuvio 6 esittää keksinnön mukaisen seoksen B mikrorakenteita 1050 °C:ssa tapahtuneen hehkutuksen jälkeen, ja Kuvio 7 on kaavamainen kuvaus työkalupakkimallista.
Yksityiskohtaisia tutkimuksia martensiittimuodostuksesta suoritettiin muutamille 10 niukkaseosteisille dupleksiseoksille. Erityistä huomiota kohdistettiin martensiit-timuodostuksen ja Md3o-lämpötilan vaikutuksesta mekaanisiin ominaisuuksiin. Tämä tieto, kriittinen optimiominaisuuksisen teräslaadun mitoituksessa, puuttuu tekniikan tason patenteista. Testejä tehtiin muutamalle valikoidulle seokselle taulukon 1 mukaisesti.
15
Seos C% N % C+N % Si % Mn % Cr% Ni% Cu % Mo% A 0.039 0.219 0,258 0.30 4.98 19.81 1.09 0.44 0.00 B 0.040 0.218 0,258 0.30 3.06 20.35 1.25 0.50 0.49 C 0.046 0.194 0,24 0.30 2.08 20.26 1.02 0.39 0.38 D 0.042 0.217 0,259 0.42 2,93 20.19 1,23 0.33 0.40 E 0,023 0,230 0,253 0,43 3.18 20.14 1.26 0.38 0.41
Ref1 0,063 0,230 0,293 0,31 4.80 20.10 0.70 0.50 0.01 LDX2101 0.025 0.226 0,251 0.70 5.23 21.35 1.52 0.31 0.30
Taulukkol. Testattujen seosten kemiallinen koostumus δ
CNJ
5 Seokset A, B, C, D ja E ovat esillä olevan keksinnön esimerkkejä. Seos Ref1 on i US-patenttihakemuksen 2007/0163679 mukainen, kun taas LDX 2101 on kau-i 20 pallisesti valmistettu EP 1327008:n esimerkki, niukkaseosteinen dupleksiteräs,
CL
lq jossa on austeniittifaasi, jolla on hyvä stabiilisuus martensiittimuodostuksen § muodonmuutokseen.
δ c\j
Teräkset A-C valmistettiin vakuumi-induktiouunissa 60 kg:n panoksena pieniksi 25 aihioiksi, jotka kuumavalssattiin ja kylmävalssattiin 1,5 mm:n paksuuteen. Seoksia D ja E tuotettiin 100 tonnin mittakaavassa ja niitä kuumavalssattiin ja 10 kylmävalssattiin keloiksi, joilla oli vaihtelevia loppudimensioita. Seos 2101 tuotettiin kaupallisesti 100 tonnin panoksena, kuumavalssattiin ja kylmävalssattiin rullamuotoon. Kaikille testatuille seoksille suoritettiin lämpökäsittely liuoshehku-tusta käyttäen eri lämpötiloissa 1000-1150 °C, ja sitä seurasi nopea ilmajäähdy-5 tys tai vesisammutus.
Austeniittifaasin kemiallinen koostumus mitattiin käyttämällä pyyhkäisyelektronimikroskoopin (SEM) energiadispersiivistä ja aallonpituusdispersiivistä spekt-roskooppianalyysia ja pitoisuudet on listattu taulukossa 2. Austeniittifaasin 10 osuus (% y) mitattiin syövytetyistä näytteistä käyttäen valo-optisen mikroskoopin kuva-analyysia.
Seos/ Γ7 I M I e; o/ I Mn nr o, Ni Cu Mo _ M 0/ I 0/
Käsittely C% N% Sl% % Cr/° %__% % C+N% *Y
A (1000°C) 0.05 0.28 0.28 5.37 18.94 1.30 0.59 0.00 0.33 73 A (1050°C) 0.05 0.32 0.30 5.32 18.89 1.27 0.55 0.00 0.37 73 A (1100°C) 0.06 0.35 0.28 5.29 18.67 1.32 0.54 0.00 0.41 68 B (1000°C) 0.05 0.37 0.27 3.22 19.17 1.47 0.63 0.39 0.42 62 B (1050°C) 0.06 0.37 0.27 3.17 19.17 1.52 0.57 0.40 0.43 62 B (1100°C) 0.06 0.38 0.26 3.24 19.38 1.46 0.54 0.38 0.44 59 C (1050°C) 0.07 0.40 0.26 2.25 19.41 1.32 0.51 0.27 0.47 53 C(1100°C) 0.08 0.41 0.28 2.26 19.40 1.26 0.48 0.28 0.49 49 C (1150°C) 0.09 0.42 0.25 2.27 19.23 1.27 0.46 0.29 0.51 47 (M ----------- o 0.08 0.34 0.31 4.91 19.64 0.80 0.60 0.01 0.42 73 cm (1050 C)___________ o (1?Q0”C) 0 09 °‘35 °‘31 500 1951 0-79 0-52 0 01 °'44 72 ^ (1050 "C) 004 039 064 5-30 205 1-84 0,29 0,26 043 54 ir Taulukko 2. Seosten austeniittifaasin koostumus eri käsittelyjen jälkeen [C 15 Todelliset Md30-lämpötilat (Md30 koelämpötila) selvitettiin venyttämällä vetonäyt- co ° teitä 0,30:een oikeasta venymästä eri lämpötiloissa ja mittaamalla muodostu- ™ neen martensiitin osuus (Martensite %) Satmagan-laitteella. Satmagan on magneettinen tasapaino, jossa ferromagneettisen faasin osuus määritetään sijoittamalla näyte kyllästettyyn magneettikenttään ja vertaamalla näytteen indu- 11 soimia magneetti- ja gravitaatiovoimia. Mitatut martensiittipitoisuudet ja tuloksina saadut todelliset Md3o-lämpötilat (Md3o mitattu) mukaan lukien ennustettavat lämpötilat käyttäen Nohara-lauseketta Md3o= 551 - 462(C+N) - 9,2Si - 8,1Mn -13,7Cr - 29(Ni+Cu) - 18,5Mo - 68Nb (Md30 Nohara) austeniittikoostumukselle 5 on listattu taulukossa 3. Martensiitiksi muuttuneen austeniitin mitattu osuus 0,3 oikeasta venymästä testilämpötilan suhteen on kuvattu kuviossa 1.
Seos/ Alkuper. Md30 koe- Marten- Alkuner Md30 Md30 °C
Käsittely % γ lämpötila siitti % G/ " mitattu (Nohara) A (1000°C) 73 —fp§--1--|f- 29 37 23°C__36__50 A(1050°C) 73 40°C__17__23 23 22 ___60°C__4__5___ A(1100aC) 68 -§§- - ^--1— 26 8.5 B (1000°C) 62 —§§--ff--%— 27 -4 23°C__28__45 B (1050°C) 62 40°C__13__27 17 -6 ___60°C__4__6___ B (1100°C) 59 fg— —j— 23,5 -13 C (1050°C) 53 g§— Il —f— 44 -12 C (1100°C) 49 gg- — -g----ff— 45 -18 C(1150°C) 47 Hf§— -j ----iW- 40 ~24 D (1060°C) 56 —ffl--f|--1- 27 23 ^ Ref1 0°C__38__53 II (1050°C)___23°C__23__32___ c\J Ref1 0°C__37__52 ^ (1100°C)__ 23°C__19__26_____ 9 LDX2101 _ -40°C 22 40 (1050°C) 54 ÖX 7 U '52 ~38 f LDX2101 _.-4Q!C__18__34_ | (1100°C) | 0°C l 8 15 [
Taulukko 3. Yksityiskohtia Md3o-nnittauksista m co 9 10 Ferriitti- ja austeniittipitoisuuksien mittauksia tehtiin käyttäen valo-optista kuvani analyysia Beraha-syövytteellä suoritetun syövytyksen jälkeen ja tulokset rapor toidaan taulukossa 4. Mikrorakenteet arvioitiin myös rakennehienouden mukaan ilmaistuina austeniittilaajuutena (y-width) ja austeniittivälinä (y-spacing).
12 Nämä arvot sisältyvät taulukkoon 4 samoin kuin tasavenymän (Ag) ja murto-venymän (A50/A8o) tulokset pitkittäissuunnassa (long) ja poikittaissuunnassa (trans).
Seos/ %v Y-width onagri a Mi30°C *A5o% *A50 % Ag (%) Ag (%) Käsittely Y (pm) 9 mitattu (long) (trans) (long) (trans) ~Ä(1000°C) ~ 73 5.0 2.5 29 ~ ~ 44.7 41 A (1050°C) 73 4.2 2.2__23__47.5 46.4 43 42 A (1100°C) 68 5.6__3,5__26___46A___42 B(1000°C) 62 2.8 2.2__27___43J5___38 B (1050°C) 62 4.2 3.0__17__45.2 44.6 40 40 B (1100°C) 59 4.7__4J__23J5___46A___41 C (1050°C) 53 3.3 3.4__44__41.1 40.3 38 37 C(1100°C) 49 4.5__4/7__45___408___37 C (1150°C) 47 5.5 5.9__40___41Ό___37
Djg60C) 56 - 40.2 42.2 36.2 37.8 O.o mm___________ D (1060 C) 56 27 44 6 42-1 4Q j 37 8 z mm___ (1050 C) 73 4 9 2·4 5 38 39 p»f1 (1100°C) 72 64 28 3____40 39 OOSO^C) 54 2-9 3-3 '52 36 30 0 24 21 LDX2101 “77 77 77 ~ (1100°C) 52 3-3 4,2 ~59 ____ 5 ‘Vetokokeet suoritettu standardin EN10002-1 mukaisesti
Taulukko 4. Mikrorakenneparametrit, Md30-lämpötilat ja sitkeysarvot
Esimerkkejä tuloksena saaduista mikrorakenteista on esitetty kuvioissa 5 ja 6.
^ Tulokset vetokokeista (standardi venymänopeus 0,001 s'1 / 0,008 s‘1) esitetään o 10 taulukossa 5.
i δ x tr
CL
LO
CO
O
O
C\l 13
Seos/Käsittely Suunta Rpl-O(MPa) Rm(MPa) Ag(%) A50(%) A(1000°C) Trans 480 553 825 ~ 45 A (1050°C) Trans 490__538__787___46 A (1050°C) Long 494__542__819 43 48 A (1100°C) Trans 465__529__772___46 B (1000°C) Trans 492__565__800___44 B (1050°C) Trans 494__544__757___45 B (1050°C) Long 498__544__787__40 45 B(1100°C) Trans 478__541__750___46 C (1050°C) Trans 465__516__778___40 C (1050°C) Long 474__526__847__38 41 C(1100°C) Trans__454__520__784___41 C (1150°C) Trans__460__525__755___41 D<1°60°C> Trans 603 674 839 38 42 _0,8 mm_______ D (1060 C) Trans 672 836 1 mm_______ D (1060 C) Trans 2 mm_______ D<™00°C> Trans 488 559 806 39 44 4 mm_______ D<™50°C> Trans 480 552 782 40 45 4 mm_______1) D<1100°C> Trans 490 558 763 42 48 _4 mm_____
Ref1 (1050°C) Trans11 548__587__809 452) ~
Ref1 (1050°C) Long1’ 552__590__835 3 8 442>
Ref1 (1100°C) Trans1) 513__556__780__ 462)
Ref1 (1100°C) Long1> 515__560__812 40 472) (?050°C) TranS 602 632 797 21 30 Π050°0) L°n9 578 611 790 24 36 ° Venymänopeus 0.00075s'1 / 0.005s'1 2) A80
Taulukko 5. Täysi vetokoeaineisto o ^ 45 Korroosiokestävyyden tutkimiseksi seosten kuoppakorroosiopotentiaalit mitattiin £ näytteistä, jotka märkäjauhettiin 320 meshin pintaviimeistelynä 1M NaCI-
CL
^ liuoksessa 25 °C:ssa käyttäen standardi Calomel-elektrodia jännitepyyhkäisyllä g 10 mV/min. Kolme yksittäistä mittausta tehtiin jokaiselle laadulle. Tulokset esi- o tetään taulukossa 6.
C\J
50 14
Tulosi Tulos 2 Tulos 3 Keski- Std dev Max Min
Seos____määrin____
mV mV mV mV mV mV mV
Ä 34Ϊ 32Ö 3Ϊ1 324 15 17 13 B 380 4ÖÖ 390 14 1Ö 10 C 328 326 276 3Ϊ0 29 18 34
Ref1 275 283 235 264 16 19 29 304L 373 3Ö6 3Ö7 329 38 44 23
Taulukko 6. Kuoppakorroosiotestit
Kriittinen kuoppakorrosiolämpötila (CPT) mitattiin seoksille ASTM G150:n mukaan 0,1 M NaChssa vastaanottokunnossa oleville pinnoille. Tulokset on esitetty 5 taulukossa?.
Tulosi Tulos 2 Keskiarvo A 1,5 mm 9,2 8,2 8,7 B 1,5 mm 19jÖ Ϊ9£ 19£ C 1,5 mm 9,8 9,8 9,8 D 0,8 mm 17^5 19^0 18^3 D 1,0 mm ΪΛ6 19^6 18^6 D 2,0 mm 21 23 22 D 4,0 mm 22J 23/Ϊ 22^9 LDX2101 26 304L 14
Taulukko 7 Kriittiset kuoppakorroosiolämpötilat C\1
Tulokset osoittavat, että useimmat keksinnön mukaisten seosten kriittisten 5 10 kuoppakorroosiolämpötilojen arvot ovat vertailuseosten kriittisten kuoppakor- i roosiolämpötilojen tyypillisten arvojen välissä.
X
tr □_
Lo Kriittinen kuoppakorroosiolämpötila mitattiin myös seokselle D autogeenisen o TIG-levypaltehitsauksen jälkeen. Tulokset on annettu taulukossa 8.
δ 15 CM ____
Tulosi Tulos 2 keskiarvo D 1.0mm <5 <5 <5
Taulukko 8 CPT-lämpötila 15
Edelleen alttius rakeensisäiseen korroosioon levymateriaalien palteessa arvioitiin tarkastamalla ja luokittelemalla syöpyneet mikrorakenteet ASTM A262:n käytännön A mukaisesti. Tulokset on annettu taulukossa 9.
ASTM A262:n mukaisesti määritetty mikrorakenne D 1 .Omm Ojarakenne (Ditch structure) 5 Taulukko 9 Alttius rakeensisäiseen korroosioon
Taulukon 9 ojarakenne (Ditch structure) tarkoittaa, että mikrorakenteessa yksi tai useampi rae on kokonaan ojien (ditches) ympäröimä.
10 Taulukko 2 ilmaisee, että faasitasapaino ja austeniittifaasin koostumus vaihte-levat liuoshehkutuslämpötilan mukaan. Austeniittipitoisuus laskee nousevan lämpötilan mukana. Koostumuksellinen muutos korvaavilla alkuaineilla on pieni, kun taas välisija-alkuaineet hiili ja typpi osoittavat suurempaa vaihtelua. Kun hiili- ja typpialkuaineilla käytettävissä olevien kaavojen mukaan on voimakas 15 vaikutus austeniitin stabiilisuuteen martensiitin muodostusta vastaan, näyttää olevan kriittistä kontrolloida niiden tasoa austeniitissa. Kuten esitetään taulukossa 3, lasketut Md3o-lämpötilat ovat selvästi matalampia lämpökäsittelyissä korkeammassa lämpötilassa, osoittaen suurempaa stabiilisuutta. Mitatut Md30-lämpötilat eivät kuitenkaan näytä tällaista riippuvuutta. Seoksille A, B ja C Md30- ™ 20 lämpötila on hiukan laskeva vain 3 - 4 °C:lla, kun liuoslämpötilaa nostetaan 100 o ™ C:lla. Tämä ero voidaan liittää useaan efektiin. Esimerkiksi korkeampi hehku- 9 tuslämpötila aikaansaa karkeamman mikrorakenteen, jonka on tunnettu vaikut- ^ tavan martensiitin muodostukseen. Testatuilla esimerkeillä on austeniittilaajuus
X
£ tai austeniittiväli noin 2-6 pm. Karkeamman mikrorakenteen tuotteet osoittavat [C 25 erilaista stabiilisuutta ja poikkeavaa laatua. Tulokset osoittavat, että martensiitin
CO
° muodostuksen arviointi nykyisiä muodostettuja lausekkeita käyttäen ei ole toi- ° miva, vaikka edistyneitä metallografisia menetelmiä käytetään.
16
Kuviossa 1 esitetään tulokset taulukosta 3 ja käyrät osoittavat, että lämpötilan vaikutus martensiitin muodostumiseen on samanlainen testatuilla seoksilla. Sellainen riippuvuus on tärkeä osa kokeellisia selityksiä mitoitetulle muokattavuudelle, kun teollisissa muokkausprosesseissa lämpötila voi vaihdella huomatta-5 vasti.
Kuvio 2 kuvaa austeniitin (mitattu) Md30-lämpötilan ja faasimuutoksisen veny-mäindusoituneen martensiitin (ca) määrän voimakasta vaikutusta mekaanisiin ominaisuuksiin. Kuviossa 2 testattujen terästen tosiasialliset jännitysvenymä-10 käyrät esitetään ohuina viivoina. Paksut viivat vastaavat terästen venymäkar-kenemisnopeuteen, jotka viivat on saatu eriyttämällä jännitysvenymäkäyrät. Consideren kriteerin mukaan murtokurouman alkaminen vastaten tasavenymää tapahtuu jännitysvenymäkäyrän ja venymäkarkenemiskäyrän leikkauspisteessä, minkä jälkeen venymäkarkeneminen ei voi kompensoida ohentamisella ai-15 heutetun materiaalin kuorman kantokapasiteetin vähennystä.
Testattujen terästen Md3o-lämpötilat ja martensiittipitoisuudet tasavenymässä on myös esitetty kuviossa 2. On selvää, että teräksen venymäkarkenemisnopeus on olennaisesti riippuvainen martensiitin muodostuksen laajuudesta. Mitä 20 enemmän martensiittia muodostuu, sitä korkeampi venymäkarkenemisnopeus saavutetaan. Täten säätämällä Md3o-lämpötila huolellisesti mekaaniset ominaisuudet, nimittäin murtolujuuden ja tasavenymän yhdistelmä voidaan optimoida.
C\J
δ
CM
+ Itse asiassa esilläolevien kokeellisten tulosten perusteella optimi Md3o-lämpötila- o ,1 25 alue on olennaisesti kapeampi kuin on ilmoitettu tekniikan tason patenteissa.
x Liian korkea Md3o-lämpöti!a aiheuttaa nopeaa venymäkarkenemisnopeuden cc “ nousua. Nousun jälkeen venymäkarkenemisnopeus putoaa nopeasti aikaisen
LO
£$ murtokurouman alkamisen ja alhaisen tasavenymän tuloksena. Kokeellisten o tulosten perusteella teräksen C Md3o-lämpötila näyttää olevan lähellä ylärajaa, o ^ 30 Jos Md3o-lämpötila olisi paljon korkeampi, tasavenymä laskisi olennaisesti.
17
Toisaalta jos Md3o-lämpötila olisi liian alhainen, martensiittia ei muodostuisi riittävästi muodonmuutoksen aikana. Siksi venymäkarkenemisnopeus pysyy alhaisena ja sen seurauksena murtokurouman alkaminen tapahtuu alhaisella ve-nymätasolla. Kuviossa 2 LDX 2101 edustaa stabiilin dupleksisen teräslaadun 5 tyypillistä käyttäytymistä alhaisella tasavenymällä. Teräksen B Md3o-lämpötila oli 17 °C, joka oli riittävän korkea aikaansaamaan riittävää martensiitin muodostumista varmistaen korkean murtovenymän. Kuitenkin jos Md3o-lämpötila olisi vieläkin matalampi, muodostuisi liian vähän martensiittia ja murtovenymä olisi selvästi matalampi.
10
Kokeiden perusteella kemiallinen koostumus ja termomekaaniset käsittelyt mitoitetaan siten, että tuloksena saatava teräksen Md3o-lämpötila-alue on välillä 0 ja +50 °C, mieluummin välillä 10 °C ja 45 °C, mieluiten 20 - 35 °C.
15 Vetokoetestiaineisto taulukossa 5 osoittaa, että murtovenymä on korkea kaikille keksinnön mukaisille teräksille, kun taas kaupallinen stabiilimman austeniitin omaava niukkaseosteinen dupleksiteräs (LDX 2101) näyttää alhaisempia ve-nymäarvoja, jotka ovat tyypillisiä standardidupleksiteräksille. Kuvio 3a kuvaa austeniitin mitattujen Md3o-lämpötilojen vaikutusta sitkeyteen. Käsilläoleville 20 esimerkeille optimisitkeys saadaan Md3o-lämpötiloilla välillä 10 ja 30 °C. Kuviossa 3b on esitetty laskettujen Md30-lämpötilojen vaikutus sitkeyteen.
g Molemmat diagrammit, kuvio 3a ja kuvio 3b, kuvaavat selvästi, että on melkein
CM
^ parabolinen korrelaatio Md3o-lämpötila-arvojen ja murtovenymän välillä riippu-
O
25 matta, miten Md30-lämpötila on määritetty. On selvä poikkeama mitattujen ja x laskettujen Md30-lämpötila-arvojen välillä erityisesti seokselle C. Diagrammit cc “ osoittavat, että Md30-lämpötilan haluttu alue on paljon kapeampi kuin laskelmat
LO
ennustavat, mikä tarkoittaa, että prosessin ohjaus tarvitsee optimoida paljon o paremmin aikaansaamaan haluttu TRIP-efekti. Kuvio 4 osoittaa, että austeniit- o ^ 30 tipitoisuus optimisitkeysalueille on 50 - 70 % käytetyissä esimerkeissä. Kuvios sa 5 seoksen A Md3o-lämpötila on testattu 40 °C:ssa, jolloin mikrorakenteessa 18 on 18 % martensiittia (harmaa kuvassa) ja noin 30 % austeniittia (musta kuvassa) lopun ollessa ferriittiä (valkoinen kuvassa).
Kuvio 6 esittää seoksen B mikrorakenteita 1050 °C:ssa tapahtuneen hehkutuk-5 sen jälkeen. Kuvion 6 faasit ovat ferriitti (harmaa), austeniitti (valkoinen) ja mar-tensiitti (tumman harmaa, jossa on austeniitin (valkoinen) juovia). Kuviossa 6 osa a) kohdistuu referenssimateriaaliin, osa b) kohdistuu huonelämpötilassa suoritettuun Md3o-lämpötilakokeeseen, osa c) kohdistuu 40 °C:ssa suoritettuun Md3o-lämpötilakokeeseen ja osa d) kohdistuu 60 °C:ssa suoritettuun Md3o-10 lämpötilakokeeseen.
Md3o-lämpötilan kontrolli on kriittinen aikaansaamaan korkea muodonmuutos-venymä. On myös tärkeää ottaa huomioon materiaalin lämpötila muodonmuutoksen aikana, kun se suuresti vaikuttaa martensiitin määrään, joka voi muo-15 dostua. Aineisto taulukossa 5 ja kuvioissa 3a ja 3b viittaavat kokeisiin huoneenlämpötilassa, mutta vähäistä lämpötilan nousua ei voi välttää adiabaattisen lämmityksen vuoksi. Sen seurauksena alhaisen Md3o-lämpötilan omaavat teräkset eivät voi osoittaa TRIP-efektiä, jos muodonmuutos on korotetussa lämpötilassa, kun taas ilmeisesti liian korkean Md3o-lämpötilan optimisitkeydelle huone-20 lämpötilassa omaavat teräkset osoittavat erinomaista murtovenymää korotetuissa lämpötiloissa. Vetokokeet seoksille A ja C eri lämpötiloissa (taulukko 10) osoittivat seuraavia suhteellisia muutoksia murtovenymässä:
CVJ
δ CNJ -- 1 Lämpötila 0 Seos ___
20 °C 45 °C 65 °C
^ Ä 100% 100% 85% 1 ____ £ C 100% 120% 115%
Taulukko 10. Vetokokeet seoksille A ja C eri lämpötiloissa
CO
° 25 ° Tulokset osoittavat, että alhaisemman Md3o-lämpötilan omaava seos A osoittaa vähennystä murtovenymässä korotetussa lämpötilassa, kun taas korkeamman 19
Md3o-lämpötilan omaava seos näyttää nousevaa murtovenymää, kun lämpötila nousee.
Taulukko 6 osoittaa, että kuoppakorroosiokestävyys, ilmaistuna kuoppakor-5 roosiopotentiaalina 1 M NaCkssa, on ainakin yhtä hyvä kuin austeniittisen stan-darditeräksen 304L:n kuoppakorroosiopotentiaali.
Tekniikan taso ei anna riittävää potentiaalia mitoittaa TRIP-efektiä hyödyntäviä dupleksiteräksiä oikein, kun ennustettavuudet teräskäyttäytymisestä käyttäen 10 vakiintuneita kaavoja ovat epävarmoja ja antavat liian laajoja koostumusalueita ja muita spesifikaatioalueita. Keksinnön mukaisesti niukkaseosteisia dupleksiteräksiä voidaan turvallisimmin mitoittaa ja valmistaa optimisitkeydellä kuin myös hyvillä hitsausominaisuuksilla valitsemalla tietyt koostumusalueet ja käyttäen erityismenettelyä, joka sisältää todellisen Md3o-lämpötilan mittaamisen ja käyt-15 tää erityistä kokeellista tietoa kontrolloimaan valmistusprosesseja. Tämä uusi innovatiivinen lähestymistapa on välttämätöntä voidakseen käyttää todellista TRIP-efektiä korkeasti muokattavissa olevien tuotteiden mitoituksessa. Kuten kuvataan kuviossa 7, työkalupakkikonseptia käytetään siinä, missä mittauksiin perustuvia kokeellisia malleja faasitasapainolle ja austeniitin stabiilisuudelle 20 käytetään valitsemaan seoskoostumukset, jotka ovat kohteena mitoitetun muokattavuuden (austeniittifraktio ja Md3o-lämpötila) erityisille lämpömekaanisille käsittelyille. Tällä mallilla on mahdollista mitoittaa austeniitin stabiilisuus anta-
C\J
^ maila optimimuokattavuus tietylle asiakas- tai ratkaisusovellukselle suuremmal-
CNJ
^ la joustavuudella kuin TRIP-efektiä osoittaville austeniittisille ruostumattomille o 25 teräksille. Sellaisille austeniittisille ruostumattomille teräksille ainoa tie säätää x TRIP-efektiä on valita toinen sulakoostumus, kun taas esilläolevan keksinnön
CC
mukaisesti käyttäen TRIP-efektiä dupleksiseoksessa lämpökäsittely kuten liu- m oshehkutuslämpötila antaa tilaisuuden viimeistellä TRIP-efekti ilman välttämä- o töntä uuden sulan tuomista. Kuitenkin, kuten kuvataan hiiltä ja typpeä koske- o ^ 30 vassa kappaleessa, erityisiä tarkasteluja koskien hiilen ja typen pitoisuutta täy tyy ottaa huomioon. Hiilipitoisuus täytyy valita siten, että korkean lämpötilan karbideja voidaan välttää ja hitsattavuutta parantaa.
20
Keksinnön mukainen dupleksi ferriittis-austeniittinen teräs voidaan valmistaa valukappaleina, valuharkkoina, levyaihioina, putkiaihioina, teelminä ja Iitteinä tuotteina kuten levyt, ohutlevyt, rullat, ja pitkinä tuotteina, kuten tangot, lattatan-5 got, langat, profiilit ja muototangot, saumattomat ja hitsatut putket ja/tai putkistot. Edelleen lisätuotteita, kuten metallipulveri, muotoillut kappaleet ja profiilit, voidaan tuottaa.
C\1 δ c\j δ x cc Q- LT> r-~ co o δ
CVJ

Claims (20)

1. Menetelmä hyvän muokattavuuden, hyvän hitsattavuuden ja korkean venymän omaavan ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi, 5 tunnettu siitä, että ruostumatonta terästä, joka sisältää hiilen ja typen muodostaman summan C+N alueella 0,17 - 0,295 paino-%, jossa summassa C+N matalampi hiilipitoisuus herkistymisen välttämiseksi hitsauksen aikana on korvattu korotetulla typpipitoisuudella ylläpitämään muokattavuus, lämpökäsitellään niin, että ruostumattoman teräksen mikrorakenne sisältää 45 - 75 % austeniittia 10 lämpökäsitellyssä tilassa, jäljellejääneen mikrorakenteen ollessa ferriittiä, ja ruostumattoman teräksen mitattu Md3o-lämpötila säädetään välille 0 ja 50 °C hyödyntääkseen faasinmuutoksen indusoivaa plastisuutta (TRIP) parantaen ruostumattoman teräksen muokattavuutta.
2. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että ruostumattoman teräksen Md3o-lämpötila mitataan venyttämällä ruostumatonta terästä ja mittaamalla faasimuutetun martensiitin osuus.
3. Patenttivaatimuksen 1 tai 2 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että läm-20 pökäsittely suoritetaan liuoshehkutuksena.
4. Patenttivaatimuksen 1 tai 2 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että läm- C\J o pökäsittely suoritetaan korkeataajuisena induktiohehkutuksena. CM O
5. Patenttivaatimuksen 1 tai 2 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että läm-x pökäsittely suoritetaan paikallishehkutuksena. tr CL LO co
6. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen mukainen menetelmä, tunnettu sii- O ^ tä, että hehkutus suoritetaan lämpötila-alueella 900 - 1200 °C, mieluummin ^ 30 1000-1150 °C.
7. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että mitattu Md3o-lämpötila säädetään välille 10 ja 45 °C, mieluummin 20 -35 °C.
8. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että ruostumaton teräs sisältää summaa C+N 0,2 - 0,29 paino-%.
9. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että ruostumaton teräs sisältää summaa C+N 0,23 - 0,27 paino-%. 10
10. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että ruostumaton teräs sisältää paino-%:na vähemmän kuin 0,05 %C, 0,2-0,7 %Si, 2-5 %Mn, 19-20,5 %Cr, 0,8-1,35 %Ni, vähemmän kuin 0,6 %Mo, vähemmän kuin 1 %Cu, 0,16-0,24 %N, tasaus Fe ja väistämättömiä epäpuhtauk- 15 siä.
11. Patenttivaatimuksen 10 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että ruostumaton teräs sisältää valinnaisesti yhtä tai useampaa alkuainetta; 0-0,5 paino-% W, 0-0,2 paino-% Nb, 0-0,1 paino-% Ti, 0-0,2 paino-% V, 0-0,5 paino-% Co, 0- 20 50 ppm B, ja 0-0,04 paino-% AI.
12. Patenttivaatimuksen 10 tai 11 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että CM 5 ruostumaton teräs sisältää väistämättöminä epäpuhtauksina vähemmän kuin CM ^ 0,005 paino-% S, vähemmän kuin 0,040 paino-% P niin, että summa (S+P) on δ 25 vähemmän kuin 0,04 paino-%, ja kokonaishappi on alle 100 ppm. X CC
“ 13. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen 10-12 mukainen menetelmä, LO n tunnettu siitä, että ruostumaton teräs sisältää paino-%:na vähemmän kuin 0,035 %C. o
14. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen 10-13 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että ruostumaton teräs sisältää paino-%:na 1,0-1,35 %Ni. ™ 30
15. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen 10-13 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että ruostumaton teräs sisältää paino-%:na 0,18-0,24 %N.
16. Menetelmä hyödyntää hyvän muokattavuuden, hyvän hitsattavuuden ja hyvän venymän omaavaa ferriittis-austeniittista terästä sovellusratkaisuissa, tunnettu siitä, että ferriittis-austeniittista terästä, joka sisältää hiilen ja typen muodostaman summan C+N alueella 0,17 - 0,295 paino-%, jossa summassa C+N matalampi hiilipitoisuus herkistymisen välttämiseksi hitsauksen aikana on kor-10 vattu korotetulla typpipitoisuudella ylläpitämään muokattavuus, lämpökäsitel-lään Md3o-lämpötilaan ja austeniittifraktioon perustuen säätämään faasimuutoksen indusoimaa plastisuusefekti (TRIP) halutulle sovellusratkaisulle.
17. Patenttivaatimuksen 16 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että lämpö-15 käsittely suoritetaan liuoshehkutuksena.
18. Patenttivaatimuksen 16 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että lämpökäsittely suoritetaan korkeataajuisena induktiohehkutuksena.
19. Patenttivaatimuksen 16 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että lämpökäsittely suoritetaan paikallishehkutuksena. C\J
20. Jonkin edelläolevan patenttivaatimuksen 10-13 mukainen menetelmä, -A tunnettu siitä, että ruostumaton teräs valmistetaan valukappaleina, valuhark- i T- 25 koina, levyaihioina, putkiaihioina, teelminä, levyinä, ohutlevyinä, rullina, tankoi- x na, lattatankoina, lankoina, profiileina, ja muototankoina, saumattomina ja hit- Q_ sattuina putkina ja/tai putkistoina, metallipulverina, muotoiltuina kappaleina ja g profiileina. δ c\j
FI20110375A 2010-04-29 2011-10-28 Menetelmä ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi FI123558B (fi)

Priority Applications (20)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020127028249A KR20120132691A (ko) 2010-04-29 2011-04-18 높은 성형성을 구비하는 페라이트-오스테나이트계 스테인리스 강의 제조 및 사용 방법
FI20110375A FI123558B (fi) 2011-04-18 2011-10-28 Menetelmä ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
EA201391330A EA029031B1 (ru) 2011-04-18 2012-04-18 Способ изготовления ферритно-аустенитной нержавеющей стали
SI201231546T SI2699704T1 (sl) 2011-04-18 2012-04-18 Postopek za izdelavo in uporabo feritnega-avstenitnega nerjavnega jekla
EP12774657.6A EP2699704B1 (en) 2011-04-18 2012-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel
MX2013012101A MX348779B (es) 2011-10-28 2012-04-18 Metodo para la fabricacion y utilzacion de acero inoxidable ferritico-austenitico.
AU2012246194A AU2012246194B2 (en) 2011-04-18 2012-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel
ES12774657T ES2713998T3 (es) 2011-04-18 2012-04-18 Método para fabricar y utilizar acero inoxidable ferrítico-austenítico
JP2014505688A JP6141828B2 (ja) 2011-04-18 2012-04-18 フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の製造および利用方法
KR1020157030090A KR101957549B1 (ko) 2011-04-18 2012-04-18 페라이트-오스테나이트계 스테인리스 강을 제조 및 이용하는 방법
CA2832921A CA2832921C (en) 2011-04-18 2012-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel
TW101113727A TWI609971B (zh) 2011-04-18 2012-04-18 肥粒鐵－沃斯田鐵系不鏽鋼之製造及使用方法
MYPI2013701966A MY185071A (en) 2011-04-18 2012-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel
US14/112,441 US10407746B2 (en) 2010-04-29 2012-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel
CN201280024642.4A CN103547695A (zh) 2011-04-18 2012-04-18 用于制造和利用铁素体-奥氏体不锈钢的方法
KR1020137029756A KR20130140180A (ko) 2011-04-18 2012-04-18 페라이트-오스테나이트계 스테인리스 강을 제조 및 이용하는 방법
CN201710658172.1A CN107419169A (zh) 2011-04-18 2012-04-18 用于制造和利用铁素体‑奥氏体不锈钢的方法
PCT/FI2012/050379 WO2012143610A1 (en) 2011-04-18 2012-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel
BR112013026911-1A BR112013026911B1 (pt) 2011-04-18 2012-04-18 Método para a manufatura e utilização de aço inoxidável ferríticoaustenítico
ZA2013/07742A ZA201307742B (en) 2011-10-28 2013-04-17 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/FI2011/050345 WO2011135170A1 (en) 2010-04-29 2011-04-18 Method for manufacturing and utilizing ferritic-austenitic stainless steel with high formability
FI2011050345 2011-04-18
FI20110375A FI123558B (fi) 2011-04-18 2011-10-28 Menetelmä ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
FI20110375 2011-10-28

Publications (3)

Publication Number Publication Date
FI20110375A0 FI20110375A0 (fi) 2011-10-28
FI20110375L FI20110375L (fi) 2012-10-19
FI123558B true FI123558B (fi) 2013-07-15

Family

ID=44883632

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
FI20110375A FI123558B (fi) 2010-04-29 2011-10-28 Menetelmä ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi

Country Status (17)

Country Link
US (1) US10407746B2 (fi)
EP (1) EP2699704B1 (fi)
JP (1) JP6141828B2 (fi)
KR (3) KR20120132691A (fi)
CN (2) CN103547695A (fi)
AU (1) AU2012246194B2 (fi)
BR (1) BR112013026911B1 (fi)
CA (1) CA2832921C (fi)
EA (1) EA029031B1 (fi)
ES (1) ES2713998T3 (fi)
FI (1) FI123558B (fi)
MX (1) MX348779B (fi)
MY (1) MY185071A (fi)
SI (1) SI2699704T1 (fi)
TW (1) TWI609971B (fi)
WO (1) WO2012143610A1 (fi)
ZA (1) ZA201307742B (fi)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FI126798B (fi) * 2013-07-05 2017-05-31 Outokumpu Oy Viivästynyttä murtumaa kestävä ruostumaton teräs ja menetelmä sen tuotantoon
WO2015074802A1 (en) * 2013-11-25 2015-05-28 Exxonmobil Chemical Patents Inc. Lean duplex stainless steel as construction material
SI3080311T1 (sl) 2013-12-13 2020-02-28 Outokumpu Oyj Postopek za proizvodnjo visokotrdnostnega dupleks nerjavnega jekla
CN104451406B (zh) * 2014-11-18 2017-10-03 山东省源通机械股份有限公司 高耐盐碱腐蚀不锈钢铸件及其制备方法
US9975170B2 (en) * 2014-12-11 2018-05-22 Posco Method for manufacturing duplex stainless steel sheet having high nitrogen content and good surface quality
KR101650258B1 (ko) * 2014-12-26 2016-08-23 주식회사 포스코 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
JP6484716B2 (ja) * 2014-12-26 2019-03-13 ポスコＰｏｓｃｏ リーン二相系ステンレス鋼及びその製造方法
CN105821346B (zh) * 2015-01-06 2017-11-03 宝钢特钢有限公司 一种经济型双相不锈钢线材及其制造方法
WO2016152622A1 (ja) * 2015-03-26 2016-09-29 新日鐵住金ステンレス株式会社 せん断端面の耐食性に優れるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板
DE102015112215A1 (de) * 2015-07-27 2017-02-02 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochlegierter Stahl insbesondere zur Herstellung von mit Innenhochdruck umgeformten Rohren und Verfahren zur Herstellung derartiger Rohre aus diesem Stahl
AU2017274993B2 (en) * 2016-06-01 2019-09-12 Nippon Steel Corporation Duplex stainless steel and duplex stainless steel manufacturing method
JP6708482B2 (ja) * 2016-06-02 2020-06-10 日鉄ステンレス株式会社 貯蔵槽用二相ステンレス鋼
EP3333275B1 (en) * 2016-12-07 2020-11-11 Höganäs AB (publ) Stainless steel powder for producing sintered duplex stainless steel
KR20180090932A (ko) * 2017-02-03 2018-08-14 삼성전자주식회사 3차원 반도체 메모리 소자
SE540488C2 (en) * 2017-03-21 2018-09-25 Valmet Oy Method for hydrolysis of lignocellulosic materials
CN107779788A (zh) * 2017-10-31 2018-03-09 福州大学 一种双相不锈钢及其固溶处理工艺
KR102160735B1 (ko) * 2018-08-13 2020-09-28 주식회사 포스코 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강
KR102326044B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-15 주식회사 포스코 자화특성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법

Family Cites Families (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3567434A (en) * 1967-03-17 1971-03-02 Langley Alloys Ltd Stainless steels
US3736131A (en) 1970-12-23 1973-05-29 Armco Steel Corp Ferritic-austenitic stainless steel
US4047941A (en) * 1974-09-23 1977-09-13 Allegheny Ludlum Industries, Inc. Duplex ferrit IC-martensitic stainless steel
CA1242095A (en) * 1984-02-07 1988-09-20 Akira Yoshitake Ferritic-austenitic duplex stainless steel
US4740254A (en) * 1984-08-06 1988-04-26 Sandusky Foundry & Machine Co. Pitting resistant duplex stainless steel alloy
US4612069A (en) * 1984-08-06 1986-09-16 Sandusky Foundry & Machine Company Pitting resistant duplex stainless steel alloy
DE3543846A1 (de) 1985-12-12 1987-06-19 Kammann Maschf Werner Verfahren und vorrichtung zum positionieren einer absatzweise vorzutransportierenden materialbahn
JPS62238333A (ja) * 1986-04-08 1987-10-19 Nippon Steel Corp ウエハスライサ用極薄オ−ステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
US4816085A (en) * 1987-08-14 1989-03-28 Haynes International, Inc. Tough weldable duplex stainless steel wire
US4828630A (en) 1988-02-04 1989-05-09 Armco Advanced Materials Corporation Duplex stainless steel with high manganese
SE461191B (sv) * 1988-04-21 1990-01-22 Sandvik Ab Anvaendning av en rostfri ferrit-austenitisk staallegering som implantat i fysiologisk miljoe
JP2500162B2 (ja) * 1991-11-11 1996-05-29 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた高強度二相ステンレス鋼
JPH1088288A (ja) * 1996-09-18 1998-04-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 高純度ガス用二相ステンレス鋼材およびその製造方法
TW426753B (en) * 1997-06-30 2001-03-21 Sumitomo Metal Ind Method of oxidizing inner surface of ferritic stainless steel pipe
FR2765243B1 (fr) 1997-06-30 1999-07-30 Usinor Acier inoxydable austenoferritique a tres bas nickel et presentant un fort allongement en traction
US6033497A (en) * 1997-09-05 2000-03-07 Sandusky International, Inc. Pitting resistant duplex stainless steel alloy with improved machinability and method of making thereof
SE514044C2 (sv) * 1998-10-23 2000-12-18 Sandvik Ab Stål för havsvattentillämpningar
JP3508095B2 (ja) * 1999-06-15 2004-03-22 株式会社クボタ 耐熱疲労性・耐腐食疲労性およびドリル加工性等に優れたフェライト−オーステナイト二相ステンレス鋼および製紙用サクションロール胴部材
JP3691341B2 (ja) * 2000-05-16 2005-09-07 日新製鋼株式会社 精密打抜き性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板
SE517449C2 (sv) * 2000-09-27 2002-06-04 Avesta Polarit Ab Publ Ferrit-austenitiskt rostfritt stål
WO2002088411A1 (en) * 2001-04-27 2002-11-07 Research Institute Of Industrial Science & Technology High manganese duplex stainless steel having superior hot workabilities and method for manufacturing thereof
KR100834595B1 (ko) 2001-10-30 2008-06-02 에이티아이 프로퍼티즈, 인코퍼레이티드 듀플렉스 스테인리스 스틸
US6761777B1 (en) * 2002-01-09 2004-07-13 Roman Radon High chromium nitrogen bearing castable alloy
DE10215598A1 (de) 2002-04-10 2003-10-30 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Nichtrostender Stahl, Verfahren zum Herstellen von spannungsrißfreien Formteilen und Formteil
SE527175C2 (sv) * 2003-03-02 2006-01-17 Sandvik Intellectual Property Duplex rostfri ställegering och dess användning
KR20090005252A (ko) * 2004-01-29 2009-01-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 오스테나이트·페라이트계 스테인레스 강
JP4760031B2 (ja) * 2004-01-29 2011-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼
JP4760032B2 (ja) 2004-01-29 2011-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼
JP5109233B2 (ja) * 2004-03-16 2012-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼
KR20060074400A (ko) 2004-12-27 2006-07-03 주식회사 포스코 니켈 절감형 고내식성 2상 스테인리스강
JP5021901B2 (ja) * 2005-02-28 2012-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 耐粒界腐食性に優れるオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼
JP4787007B2 (ja) * 2005-11-25 2011-10-05 住友金属工業株式会社 尿素製造プラント用二相ステンレス鋼、溶接材料及び尿素製造プラント
EP1867748A1 (fr) 2006-06-16 2007-12-19 Industeel Creusot Acier inoxydable duplex
JP5165236B2 (ja) * 2006-12-27 2013-03-21 新日鐵住金ステンレス株式会社 衝撃吸収特性に優れた構造部材用ステンレス鋼板
WO2009017258A1 (ja) * 2007-08-02 2009-02-05 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation 耐食性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
AU2008341063C1 (en) * 2007-12-20 2014-05-22 Ati Properties, Inc. Austenitic stainless steel low in nickel containing stabilizing elements
CN101903549B (zh) * 2007-12-20 2013-05-08 Ati资产公司 耐腐蚀的低组分奥氏体不锈钢
JP5337473B2 (ja) * 2008-02-05 2013-11-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR101767017B1 (ko) * 2008-03-26 2017-08-09 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 용접 열 영향부의 내식성과 인성이 양호한 저합금 2상 스테인리스강
FI121340B (fi) * 2008-12-19 2010-10-15 Outokumpu Oy Dupleksinen ruostumaton teräs
FI122657B (fi) * 2010-04-29 2012-05-15 Outokumpu Oy Menetelmä korkean muokattavuuden omaavan ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
CN102560285B (zh) * 2012-02-29 2014-09-24 宝山钢铁股份有限公司 一种软态奥氏体不锈钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20140041766A1 (en) 2014-02-13
KR101957549B1 (ko) 2019-03-12
AU2012246194B2 (en) 2017-10-05
TWI609971B (zh) 2018-01-01
KR20150123342A (ko) 2015-11-03
FI20110375L (fi) 2012-10-19
EA201391330A1 (ru) 2014-03-31
CA2832921A1 (en) 2012-10-26
CN107419169A (zh) 2017-12-01
FI20110375A0 (fi) 2011-10-28
KR20130140180A (ko) 2013-12-23
EP2699704A1 (en) 2014-02-26
SI2699704T1 (sl) 2019-04-30
KR20120132691A (ko) 2012-12-07
BR112013026911B1 (pt) 2023-09-26
EA029031B1 (ru) 2018-01-31
ZA201307742B (en) 2015-01-28
EP2699704A4 (en) 2015-03-11
BR112013026911A2 (pt) 2018-01-30
JP6141828B2 (ja) 2017-06-07
MY185071A (en) 2021-04-30
US10407746B2 (en) 2019-09-10
MX348779B (es) 2017-06-28
CN103547695A (zh) 2014-01-29
EP2699704B1 (en) 2018-11-28
WO2012143610A1 (en) 2012-10-26
MX2013012101A (es) 2014-05-27
CA2832921C (en) 2020-03-31
TW201247883A (en) 2012-12-01
JP2014511944A (ja) 2014-05-19
AU2012246194A1 (en) 2013-10-31
ES2713998T3 (es) 2019-05-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
FI123558B (fi) Menetelmä ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
FI122657B (fi) Menetelmä korkean muokattavuuden omaavan ferriittis-austeniittisen ruostumattoman teräksen valmistamiseksi ja hyödyntämiseksi
AU2012306232B2 (en) Duplex stainless steel
KR102382398B1 (ko) 듀플렉스 스테인레스 강
CA2951867C (en) Duplex stainless steel

Legal Events

Date Code Title Description
FG Patent granted

Ref document number: 123558

Country of ref document: FI

Kind code of ref document: B