SE436576C

SE436576C - FERRITIC STAINLESS STEEL AND APPLICATION OF CAP

Info

Publication number: SE436576C
Application number: SE8001868A
Authority: SE
Inventors: H E Deverell; T H Mccunn
Original assignee: Allegheny Ludlum Steel
Priority date: 1980-01-03
Filing date: 1980-03-11
Publication date: 1986-12-23
Also published as: PL226697A1; GB2066847B; JPS5698458A; DE3011048A1; IT8048292A1; NL8001740A; AU5641980A; BE882793A; KR850000980B1; AU535783B2; CA1163470A; ATA268880A; ES492374A0; PL124420B1; SE436576B; NO155351C; JPH0321624B2; BR8001877A; CS216241B2; ES8104832A1

Description

15 20 25 30 35 u halten av kol och kväve är över 0,0275%. Titan, 8001868-2 2 med benämningen "Ferritic Stainless Steel Corrosion Resistance and Economy", som författats av Remus A. Lula och återfinnas i tidskriften Metal Progress, juli 1976, sid 24-29. Denna artikel anger icke något ferritiskt rost- fritt stål enligt föreliggande uppfinning. The content of carbon and nitrogen is above 0.0275%. Titanium, 8001868-2 2 entitled "Ferritic Stainless Steel Corrosion Resistance and Economy", written by Remus A. Lula and found in the journal Metal Progress, July 1976, pages 24-29. This article does not disclose any ferritic stainless steel according to the present invention.

Ett ändamål med föreliggande uppfinning är att åstadkomma ett ferritiskt stål. 0 Det ferritiska stålet enligt föreliggande uppfin- ning särpräglas av överlägsen seghet både före och efter svetsning, av överlägsen motståndsförmåga mot spaltkorro- sion och intergranulär korrosion och av god svetsbarhet.An object of the present invention is to provide a ferritic steel. The ferritic steel according to the present invention is characterized by superior toughness both before and after welding, by superior resistance to crack corrosion and intergranular corrosion and by good weldability.

Stâlet består, räknat efter vikt, väsentligen av upp till 0,08% kol, upp till 0,06% kväve, 25,00-35,00% krom, 3,60- 5,60% molybden, upp till 2,00% mangan, mellan 2,00 och 5,00% nickel, upp till 2,00% kisel, upp till 0,5% aluminium, upp till 2,00% element ur gruppen titan, zirkonium och niob, varvid resten är väsentligen järn. Den sammanlagda _ zirkonium och niob ingår i legeringen i enlighet med följande ekva- tion: æwi/e + %zr/7 + sub/s _>_ æc + %N Kol och kväve föreligger vanligtvis i en mängd av minst 0,005% resp 0,0lO%, varvid den sammanlagda kol- och kväve- halten är över 0,0300%. Krom och molybden ingår företrä- desvis i mängden 28,50-30,50% resp 3,75-4,75%. Mangan och 'kisel ingår vanligtvis vardera i en mängd av under 1,00%.The steel consists, calculated by weight, essentially of up to 0.08% carbon, up to 0.06% nitrogen, 25.00-35.00% chromium, 3.60-5.60% molybdenum, up to 2.00 % manganese, between 2.00 and 5.00% nickel, up to 2.00% silicon, up to 0.5% aluminum, up to 2.00% elements from the group titanium, zirconium and niobium, the remainder being essentially iron . The total _ zirconium and niobium are included in the alloy according to the following equation: æwi / e +% zr / 7 + sub / s _> _ æc +% N Carbon and nitrogen are usually present in an amount of at least 0.005% and 0 respectively .010%, the total carbon and nitrogen content being over 0.0300%. Chromium and molybdenum are preferably included in the amount of 28.50-30.50% and 3.75-4.75%, respectively. Manganese and silicon are usually each present in an amount of less than 1.00%.

Aluminium, som kan vara närvarande på grund av sin funk- tion såsom ett desoxidationsmedel, är vanligtvis närvaran- de i mängder under 0,l%.Aluminum, which may be present due to its function as a deoxidizing agent, is usually present in amounts below 0.1%.

Titan, niob och/eller zirkonium tillsättes för att öka legeringens motståndsförmåga mot spaltkorrosion och intergranulär korrosion, och legeringen är på sitt sätt en en hög kol-+kväveha1t uppvisande version av stålet enligt den amerikanska patentskriften 3 929 473. Det har konstaterats, att stabilisatorer kan tillsättas till så- dana en hög kol- och/eller kvävehalt uppvisande version av stålet enligt den amerikanska patentskriften 3 929 473 utan att legeringens seghet och/eller svetsbarhet förstöras. 10 15 20 25 30 35 8001868-2 3 Eftersom närvaron av niob ensamt kan skadligt påverka legeringens svetsbarhet är det visserligen föredraget att tillsätta minst 0,15% titan, men inom ramen för upp- finningen ligger tanken att tillsätta den erforderliga mängden stabilisator antingen såsom titan eller såsom niob. Jämfört med titan har niob en fördelaktig inverkan på legeringens seghet. En särskild utföringsform av upp- finningen utnyttjar minst 0,15% niob och minst 0,15% ti- tan. Titan, niob och zirkonium är företrädesvis närvaran- de i mängder upp till l,00% enligt följande ekvation: %Ti/6 + %Zr/7 + %Nb/8 = I,0-4,0 (%C + %N) Nickel sättes till legeringen enligt föreliggande uppfinning för att öka legeringens seghet. Nickeln till- sättes i mängder mellan 2,00 och 5,00%, företrädesvis mel- lan 3,00 och 4,50%. ' Det ferritiska rostfria stålet enligt föreliggande uppfinning är särskilt användbart som en svetsad artikel.Titanium, niobium and / or zirconium are added to increase the alloy's resistance to crevice corrosion and intergranular corrosion, and the alloy is in its own way a high carbon + nitrogen-containing version of the steel according to U.S. Pat. No. 3,929,473. It has been found that stabilizers can be added to such a high carbon and / or nitrogen content version of the steel according to U.S. Pat. No. 3,929,473 without destroying the toughness and / or weldability of the alloy. Since the presence of niob alone can adversely affect the weldability of the alloy, it is admittedly preferred to add at least 0.15% titanium, but within the scope of the invention is the idea of adding the required amount of stabilizer either as titanium or as niobium. Compared to titanium, niobium has a beneficial effect on the toughness of the alloy. A particular embodiment of the invention utilizes at least 0.15% niobium and at least 0.15% titanium. Titanium, niobium and zirconium are preferably present in amounts up to 100.00% according to the following equation:% Ti / 6 +% Zr / 7 +% Nb / 8 = I, 0-4.0 (% C +% N Nickel is added to the alloy of the present invention to increase the toughness of the alloy. The nickel is added in amounts between 2.00 and 5.00%, preferably between 3.00 and 4.50%. The ferritic stainless steel of the present invention is particularly useful as a welded article.

Följande exempel avser att belysa åtskilliga aspek- ter av uppfinningen.The following examples are intended to illustrate several aspects of the invention.

Göt av tjugofyra hetor (hetorna A-X) upphettades till ll2l°C, varmvalsades till 3,2 mm bandmaterial, glödga- des vid temperaturer av 1066 eller ll2l°C, kallvalsades till ca 1,6 mm bandmaterial och glödgades till temperaturer av 1066 eller ll2l°C. Varmvalsade och kallvalsade prov- stycken utsattes sedan för provning av seghet. Andra prov- stycken TIG-svetsades och undersöktes i fråga om seghet.Twenty-four hot ingots (hots AX) were heated to 111 ° C, hot rolled to 3.2 mm strip material, annealed at temperatures of 1066 or 111 ° C, cold rolled to about 1.6 mm strip material and annealed to temperatures of 1066 or 111 ° C. Hot-rolled and cold-rolled specimens were then subjected to toughness testing. Other specimens were TIG-welded and examined for toughness.

De olika hetornas kemiska sammansättning framgår av tabell l.The chemical composition of the different heats is shown in Table 1.

I tabell 1 ligger hetorna A-F utanför uppfinnings- ramen, emedan de icke har någon nickelhalt mellan 2,00 och 5,00%. Stållegeringar enligt föreliggande uppfinning har en nickel över 2,00%.In Table 1, the names A-F are outside the scope of the invention, since they have no nickel content between 2.00 and 5.00%. Steel alloys of the present invention have a nickel above 2.00%.

Ytterligare data i fråga om den kemiska uppbyggnaden av stållegeringarna enligt hetorna i tabell l framgår av tabell 2. 8001868 -26 4 TABELL 1 ' KOMTOSITION (víktz) ' Heta Q E Cr _M_0 ärí Si; A1 EQ Eg 0,030 0,025 28,96 4,20 0,34 0,45 0,36 0,029 A 0,50 resten B 0,030 0,026 29,05 4,18 0,34 0,46 0,37 0,029 0,20 0,32 resten C 0,031 0,025 28,96 4,06 0,36 0,45 0,29 0,027 0,09 0,45 resten 0 0,034 0,027 28,95 4,20 0,43 0,46 0,37 0,040 0,19 0,41 resten E 0,035 0,026 28,75 4,20 0,40 0,47 -0,45 0,025 0,20 0,42 resten F 0,032 0,024 29,52 4,10 0,37 0,51 0,28 0,030 0,31 0,44 resten G 0,013 0,018 29,00 4,00 0,35 4,00 0,37 0,023 0,31 - resten H 0,027 0,018 29,00 4,00 50,35 4,15 0,36 0,026 0,31 - resten I 0,029 0,018 29,00 4,00 0,35 4,16 0,36 0,029 0,60 - resten J 0,025 0,020 28,74 3,90 0,35 4,00 0,36 0,037 - 0,37 resten K 0,034 0,016 29,10 4,00 0,36 4,10 0,38 0,010 - 0,52 resten L 0,032 0,018 29,10 4,00 0,35 4,10 0,39 0,014 0,20 0,38 resten M 0,018 0,025 29,23 4,04 0,32 3,00 0,34 0,050 0,11 0,29 resten N 0,021 0,021 29,08 4,05 0,32 3,01 0,34 0,046 0,20 0,28 resten 0 ' 0,019 0,023 28,95 4,10 0,32 3,00 0,35 0,021 0,10 0,42 resten P 0,021 0,024 28,81 4,10 0,31 3,05 0,34 0,043 0,20 0,42 resten Q 0,022 0,020 29,47 4,04 0,33 3,03 0,32 0,017 - 0,43 resten R 0,020 0,023 29,20 4,04 0,33 3,03 0,31 0,040 - 0,64 resten S 0,025 0,023 28,94 3,91 0,34 3,91 0,34 0,051 0,12 0,29 resten T 0,020 0,020 29,23 4,03 0,33 4,18 0,33 0,046 0,20 0,28 resten U _0,017 0,020 29,15 4,04 0,30 4,00 0,28 0,055 0,12 0,43 resten V 0,018 0,022 29,10 4,04 0,30 4,00 0,28 0,021 0,18 0,43 resten W 0,022 0,021 28,94 3,94 0,33 4,08 0,35 0,037 - 0,44 resten X 0,024 0,022 28,96 3,93 0,33 4,10 0,32 0,040 - 0,64 resten TABELL 2 Heta ZC + %N 2Tí/6 + ZZr/7 + ZNb/8 A 0,055 0,083 B 0,056 .0,073 C 0,056 0,071 D 0,061 0,083 E 0,061 0,086 F 0,056 0,107 G 0,031 0,052 H 0,045 0,052 I 0,047 ' 0,100 J 0,045 0,046 K 0,050 0,065 L 0,050 0,081 M 0,043 0,054 N 0,042 0,068 0 0,042 0,069 P 0,045 0,086 Q 0,042 0,054 R 0,043 0,080 s 0,048 0,056 T 0,040 0,068 U 0,037 0,074 V 0,040 0,084 W 0,043 0,055 X 0,046 0,080 8001868-2 5 Segheten bedömdes genom bestämning av övergångstem- peraturen under utnyttjande av små tvärprovstavar för Charpy-V-slagprovning, varvid segheten bedömdes för varm~ valsat och glödgat material (provstavar med dimensioner- na 3,175 x 10,008 mm), kallvalsat och glödgat material (provstavar med dimensionerna 1,575 x 10,008 mm), i svet- sat tillstånd föreliggande material (provstavar med dimen- sionerna 1,575 x 10,008 mm) och som svetsat och glödgat material (provstavar med dimensionerna 1,575 x 10,008 mm). övergångstemperaturen baserades på uppträdandet av ett brott, som var 50% duktilt och 50% sprött. övergângstem- peraturen för de varmvalsade och kallvalsade provstavarna framgår av tabell 3. Hetorna A-L glödgades vid l066°C. ne övriga heterna glöagaaes vid 1_121°c.Additional data regarding the chemical structure of the steel alloys according to the heatings in Table 1 are given in Table 2. 8001868 -26 4 TABLE 1 'COMMITMENT (víktz)' Hot Q E Cr _M_0 is Si; A1 EQ Eg 0.030 0.025 28.96 4.20 0.34 0.45 0.36 0.029 A 0.50 residues B 0.030 0.026 29.05 4.18 0.34 0.46 0.37 0.029 0.20 0, 32 residues C 0.031 0.025 28.96 4.06 0.36 0.45 0.29 0.027 0.09 0.45 residues 0 0.034 0.027 28.95 4.20 0.43 0.46 0.37 0.040 0.19 0.41 residues E 0.035 0.026 28.75 4.20 0.40 0.47 -0.45 0.025 0.20 residues F 0.032 0.024 29.52 4.10 0.37 0.51 0.28 0.030 0.31 0.44 residue G 0.013 0.018 29.00 4.00 0.35 4.00 0.37 0.023 0.31 - residue H 0.027 0.018 29.00 4.00 50.35 4.15 0.36 0.026 0.31 - residue I 0.029 0.018 29.00 4.00 0.35 4.16 0.36 0.029 0.60 - residue J 0.025 0.020 28.74 3.90 0.35 4.00 0.36 0.037 - 0 , 37 residues K 0.034 0.016 29.10 4.00 0.36 4.10 0.38 0.010 - 0.52 residues L 0.032 0.018 29.10 4.00 0.35 4.10 0.39 0.14 0.14 0.20 0 , 38 residues M 0.018 0.025 29.23 4.04 0.32 3.00 0.34 0.050 0.11 0.29 residues N 0.021 0.021 29.08 4.05 0.32 3.01 0.34 0.046 0, 20 0.28 residues 0 '0.019 0.023 28.95 4.10 0.32 3.00 0.35 0.021 0.10 0.42 residues P 0.021 0.024 28.81 4.10 0.31 3.05 0.34 0.043 0.20 0.42 residues Q 0.022 0.020 29.47 4.04 0.33 3.03 0.32 0.017 - 0.43 residue R 0.020 0.023 29.20 4.04 0.33 3.03 0.31 0.040 - 0.64 residue S 0.025 0.023 28.94 3.91 0.34 3.91 0.34 0.051 0.12 0.29 residues T 0.020 0.020 29.23 4.03 0.33 4.18 0.33 0.046 0.20 0.28 residues U _0.017 0.020 29.15 4.04 0.30 4.00 0.28 0.055 0.12 0.43 residues V 0.018 0.022 29.10 4.04 0.30 4.00 0.28 0.021 0.18 0.43 residues W 0.022 0.021 28.94 3.94 0.33 4.08 0.35 0.037 - 0.44 residues X 0.024 0.022 28.96 3.93 0.33 4.10 0.32 0.040 - 0, 64 residues TABLE 2 Hot ZC +% N 2Ti / 6 + ZZr / 7 + ZNb / 8 A 0.055 0.083 B 0.056 .0.073 C 0.056 0.071 D 0.061 0.083 E 0.061 0.086 F 0.056 0.107 G 0.031 0.052 H 0.045 0.052 I 0.047 '0.1100 J 0.045 0.046 K 0.050 0.065 L 0.050 0.081 M 0.043 0.054 N 0.042 0.068 0 0.042 0.069 P 0.045 0.086 Q 0.042 0.054 R 0.043 0.080 s 0.048 0.056 T 0.040 0.068 U 0.037 0.074 V 0.040 0.084 W 0.043 0.055 X 0.046 0.080 8001868-2 5 The toughness was assessed by determining the transition temperature using small cross-bar for Charp YV impact test, in which the toughness was assessed for hot-rolled and annealed material (test rods with the dimensions 3.175 x 10.008 mm), cold-rolled and annealed material (test rods with the dimensions 1.575 x 10.008 mm), in the welded state present material (test rods with dimensions 1,575 x 10,008 mm) and as welded and annealed material (test rods with the dimensions 1,575 x 10,008 mm). the transition temperature was based on the occurrence of a fracture, which was 50% ductile and 50% brittle. the transition temperature of the hot-rolled and cold-rolled test rods is shown in Table 3. The heats A-L were annealed at 1066 ° C. ne other heats glöagaaes at 1_121 ° c.

TABELL 3 övERGANGsTmPERATUR (°c) Varmvalsat och glödgat material Kallvalsat och glödgat material Heta Vattensläckt Luftslâckt Vattensläckt Luftsläckt A 54,4 148,9 1,7 - 46,1 B 48,9 126,7 -28,9 18,3 C 43,3 110,0 -12,2 10 D 57,2 160,0 4,4 29,4 E 60,0 160,0 -12,2 -29,4 F 98,9 98,9 4,4 32,2 G -37,2 - -117,8 -73,3 H -43,3 - -115,0 -73,3 I -15 - -117,8 -67,8 J -84,4 - -123,3 -112,2 K -56,7 - -128,9 -76,1 L -40 - -115,0 -90 M 10 37,8 -90,0 - N 1,7 18,3 -84,4 - O -15 12,8 -87,2 - P -1,1 21,1 -92,8 - Q -37,2 15,6 -101,1 - R -9,4 15,6 ~109,4 - S -37,2 -9,4 -120,6 - T -31,7 -9,4 -117,8 - U -53,9 -23,3 -115,0 - V -56,7 -31,7 -117,8 - W -67,8 -31,7 -128,9 - X -73,3 -31,7 -142,8 ~ - 8001868-2 6 övergångstemperaturerna för provstyckena i det svetsade tillståndet samtidigt-svetsade och glödgade tillståndet framgår av tabell 4. Hetorna A-F glödgades vid l066°C före svetsningen. De övriga hetorna glödgades vid ll2l°C.TABLE 3 TRANSITION TEMPERATURE (° c) Hot rolled and annealed material Cold rolled and annealed material Hot Water quenched Air quenched Water quenched Air quenched A 54.4 148.9 1.7 - 46.1 B 48.9 126.7 -28.9 18.3 C 43 .3 110.0 -12.2 10 D 57.2 160.0 4.4 29.4 E 60.0 160.0 -12.2 -29.4 F 98.9 98.9 4.4 32, 2 G -37.2 - -117.8 -73.3 H -43.3 - -115.0 -73.3 I -15 - -117.8 -67.8 J -84.4 - -123, 3 -112.2 K -56.7 - -128.9 -76.1 L -40 - -115.0 -90 M 10 37.8 -90.0 - N 1.7 18.3 -84.4 - O -15 12.8 -87.2 - P -1.1 21.1 -92.8 - Q -37.2 15.6 -101.1 - R -9.4 15.6 ~ 109.4 - S -37.2 -9.4 -120.6 - T -31.7 -9.4 -117.8 - U -53.9 -23.3 -115.0 - V -56.7 -31 7 -117.8 - W -37.8 -31.7 -128.9 - X -73.3 -31.7 -142.8 ~ - 8001868-2 6 the transition temperatures of the specimens in the welded state simultaneously-welded and the annealed state is shown in Table 4. The hot AFs were annealed at 1066 ° C before welding. The other heats were annealed at 112 ° C.

Alla hetorna utsattes för vattensläckning. Glödgning ef- ter svetsningen utfördes vid l066°C för hetorna A-F och vid ll2l°C för övriga hetor. Alla hetorna vattenkyldes efter den glödgning, som utfördes efter svetsningen.All the heaters were subjected to water extinguishing. Annealing after welding was performed at 106 ° C for the heats A-F and at 112 ° C for the other heaters. All the heaters were water cooled after the annealing carried out after welding.

TABELL 4 ÖVERGÅNGSTEWERAIUR (°c) Heta 'Svetsat tillstånd Svetsat och glödgat tillstånd A 43,3 *l,1 B! 15,6 1,7 C 32,2 _4,4 D 40,6 - '3,9 E 68,3 4,4 - F 54,4 10,0 G -76,1 -76,1 H ~62,2 - -70,6 I -42,8 -70,6 J -78,9 'l37,2 K -67,8 -I03,9 L ~51,1 -84,4 M -51,1 -53,9 N ~17,8 -40,0 O -28,9 -65,0 P -23,3 “59,4 Q “5l,1 -78,9 R -28,9 -59,4 S -40,0 ~92,8 T -51,1 *73,3 U -78,9 -81,7 v -s1, 7 434,4 W *73,3 -106,7 X *95,6 -128,9 Av tabellerna 3 och 4 framgår tydligt den fördelak- tiga verkan av nickel. Hetorna G-X hade väsentligt lägre övergångstemperaturer och är därför väsentligt segare än hetorna A-F. Hetorna G-X ligger inom ramen för uppfinningen, medan hetorna A-F inte gör detta. Hetorna G-X har över 2,00% nickel. ' De lägre övergångstemperaturerna för hetorna G-X åskâdliggöres i tabell 5, som är en sammanställning av tabellerna 3 och 4. 8001868-2 7 TABELL S övERGANGsTEr/IPERATUR (°c) I Hetorna A-F Hetorna G-X Varmvalsat och glödgat (vattensläckt) +43 till +99 -84 till +10 Varmvalsat och glödgat (luftkylt) +99 till +l60 -32 till +38 Kallvalsat och glödgat _ " (vattensläckt) -29 till +5 -143 till -84 Kallvalsat_och glödgat (luftkylt) +10 till +46 -ll2 till -68 Svetsat till- > stånd +15 till +68 -96 till -18 Svetsat och glöd- ' gat tillstånd -4 till +10 -137 till -40 I tabell 5 bör man lägga märke till att den maximala övergângstemperaturen för hetorna G-X vid varje tillfälle är lägre än den minimala övergângstemperaturen för hetorna A-F. Angivna data visar tydligt, att hetorna G-X är segare än hetorna A-F.TABLE 4 TRANSITIONAL TERVEIR (° c) Hot 'Welded condition Welded and annealed condition A 43,3 * 1, 1 B! 15.6 1.7 C 32.2 _4.4 D 40.6 - '3.9 E 68.3 4.4 - F 54.4 10.0 G -76.1 -76.1 H ~ 62, 2 - -70.6 I -42.8 -70.6 J -78.9 '137.2 K -67.8 -I03.9 L ~ 51.1 -84.4 M -51.1 -53, N ~ 17.8 -40.0 O -28.9 -65.0 P -23.3 "59.4 Q" 5l, 1 -78.9 R -28.9 -59.4 S -40, 0 ~ 92.8 T -51.1 * 73.3 U -78.9 -81.7 v -s1.7434.4 W * 73.3 -106.7 X * 95.6 -128.9 Av Tables 3 and 4 clearly show the beneficial effect of nickel. The heaters G-X had significantly lower transition temperatures and are therefore significantly tougher than the heaters A-F. The names G-X are within the scope of the invention, while the names A-F do not. The G-X heaters have over 2.00% nickel. The lower transition temperatures for the GX heats are illustrated in Table 5, which is a compilation of Tables 3 and 4. 8001868-2 7 TABLE S TRANSITION / IPERATURE (° c) I Hots OF Hots GX Hot rolled and annealed (water extinguished) +43 to + 99 -84 to +10 Hot rolled and annealed (air cooled) +99 to + l60 -32 to +38 Cold rolled and annealed _ "(water extinguished) -29 to +5 -143 to -84 Cold rolled_and annealed (air cooled) +10 to +46 -ll2 to -68 Welded condition-> condition +15 to +68 -96 to -18 Welded and annealed condition -4 to +10 -137 to -40 In Table 5 it should be noted that the maximum transition temperature for the hotspots GX at each time are lower than the minimum transition temperature for the hotspots AF.The data clearly show that the hotspots GX are tougher than the hotspots AF.

Ytterligare provstycken av hetorna G-X utnyttjades för bedömning av motståndsförmågan mot spaltkorrosion och intergranulär korrosion. Dessa provstycken bereddes och framställdes på samma sätt som de ovan beskrivna provstycke- na. ' Motståndsförmågan mot spaltkorrosion bedömdes genom att provstycken, som hade dimensionerna 25,4 x 50,8 mm och var ytslipade, neddoppades i en 10% järn(III)kloridlösning under 72 h. Provningen utfördes vid temperaturen 50°C.Additional specimens of the heats G-X were used to assess the resistance to crevice corrosion and intergranular corrosion. These specimens were prepared and prepared in the same manner as the specimens described above. The resistance to crevice corrosion was assessed by immersing test pieces measuring 25.4 x 50.8 mm and surface sanded in a 10% ferric chloride solution for 72 hours. The test was performed at a temperature of 50 ° C.

Spalter âstadkoms genom utnyttjande av polytetrafluoreten- block, som anbringades på fram- och baksidan och hölls på plats med hjälp av par av gummiband, vilka sträckts med 900 vinkel mot varandra i både längd- och tvärriktningarna.Gaps were created using polytetrafluoroethylene blocks, which were applied to the front and back and held in place by pairs of rubber bands, which were stretched at an angle of 900 to each other in both longitudinal and transverse directions.

Provet beskrivas i American Society for Testing and Mate- rials, ASTM-metod G 48-76. t Resultaten av spaltkorrosionsproven framgår av tabell 6. Provstyckena förelåg i det kallvalsade och glödgade till- 8001868-2 8 ståndet, i det svetsade tillståndet och i det svetsade och glödgade tillståndet..The sample is described in the American Society for Testing and Materials, ASTM Method G 48-76. The results of the crack corrosion tests are shown in Table 6. The specimens were in the cold-rolled and annealed state, in the welded state and in the welded and annealed state.

TABELL 6 §paltkorrosionsprov i 10% järn(III)k1oríd1ösníng Viktförlust (g) Kallvalsat och Svetsat tillstånd Svetsat och K Heta glödgat glödgat tillstånd G - 0,000l 0,0008 H - O,l588 0,0005 I - 0,0 0,0004 J - 0,0 0,000l K 4 0,0, 0,00l5 L - o,ooo1 o,ooo1 M 0,0 0,0004 0,0003 N 0,0009 0,0027 0,0009 O 0,0 0,0007 _ 0,0001 P 0,0001 0,0004 0,0004 Q 0,0 0,0005 0,0039 R 0,0007 0,0032 0,0068 S 0,0056 0,0007 0,0 T 0,0 0,000l 0,0056 U Û,0002 0,0001 0,0 v o,ooo1 o,oo7a - o,ooo2 W 0,Û00l 0,0 Û,0O63 x o,o o,oooa o,ooeo xclöagat vid 1121°c - vancensläckc Av tabell 6 framgår, att spaltkorrosionsmotstânds- förmågan hos hetorna G-X är utmärkt. Legeringen enligt fö- religgande uppfinning särpräglas förvisso av överlägsen motstândsförmåga mot spaltkorrosion.TABLE 6 Section plate corrosion test in 10% iron (III) corrosion solution Weight loss (g) Cold rolled and Welded condition Welded and K Hot annealed annealed state G - 0.000l 0.0008 H - 0.158 0.0005 I - 0.0 0.0004 J - 0.0 0.000l K 4 0.0, 0.00l5 L - o, ooo1 o, ooo1 M 0.0 0.0004 0.0003 N 0.0009 0.0027 0.0009 O 0.0 0, 0007 _ 0.0001 P 0.0001 0.0004 0.0004 Q 0.0 0.0005 0.0039 R 0.0007 0.0032 0.0068 S 0.0056 0.0007 0.0 T 0.0 0.000 l 0.0056 U Û, 0002 0.0001 0.0 vo, ooo1 o, oo7a - o, ooo2 W 0, Û00l 0.0 Û, 0O63 xo, oo, oooa o, ooeo xclöagat at 1121 ° c - vancensläckc Av Table 6 shows that the crevice corrosion resistance of the hots GX is excellent. The alloy according to the present invention is certainly characterized by superior resistance to crevice corrosion.

Motståndsförmågan mot intergranulär korrosion prova- des genom att provstycken, som hade dimensionerna 25,4 x 50,8 mm och var ytslipade, neddoppades i en kokande lös- ning av kopparsulfat och 50% svavelsyra under 120 h. Det vanliga kriteriet för gränsen mellan "godtagbar" och "oacceptabel" vid detta prov är korrosionshastigheten 0,051 mm/mån och ett tillfredsställande utseende vid mikro- skopisk undersökning. Detta prov rekommenderas för stabili- serade ferritiska rostfria stål med,hög kromhalt.The resistance to intergranular corrosion was tested by immersing test pieces measuring 25.4 x 50.8 mm and surface sanded in a boiling solution of copper sulphate and 50% sulfuric acid for 120 hours. The usual criterion for the boundary between " acceptable "and" unacceptable "in this test, the corrosion rate is 0,051 mm / month and a satisfactory appearance on microscopic examination. This test is recommended for stabilized ferritic stainless steels with a high chromium content.

Resultaten av proven för fastställande av motstånds- förmågan mot intergranulär korrosion framgår av tabell 7. aoo1a6s-2 9 Provstyckena förelåg i det svetsade tillståndet och i det svetsade och glödgade tillståndet.The results of the tests to determine the resistance to intergranular corrosion are shown in Table 7. aoo1a6s-2 9 The specimens were in the welded state and in the welded and annealed state.

TABELL 7 Korrosíonsprov i koppar(II)su1fat - 502 svavelsyra Korrosions- Míkroskopísk undersökning hastighet (mm/mag) (vid förstoríngsgraden 30:1) Svetsat och Svetsat och Heta Svetsat glödgat 3 Svetsat glödgat :i11s:åna :i11scåna tillstånd ci11S:ånd“ G o,o1zs73 o,o1eo7s NA“” NA H 0,0l6408 0,014783 NA NA I 0,0l29Û3 0,01717O NA NA J o,o11049 o,o16o27 NA NA K 0,009347 0,0l8669 NA NA L 0,009601 0,0l5113 NA NA S 0,0l2725 0,015799 NA NA T 0,01l912 0,012649 NA NA U 0,0l0l85 0,016027 NA NA V 0,0122l7 0,0123l9 ' NA NA W 0,0122l7 0,0l2827 NA NA X 0,012903 0,0l3843 NA NA “slangar vid 11z1°c - vaucensläcku x§NA: Inget íntergranulärt angrepp eller kornbortfall Av tabell 7 kan man konstatera, att hetorna G-L och S-X uppvisar överlägsen motståndsförmâga mot intergra- nulär korrosion. Varje provstycke klarade provet.TABLE 7 Corrosion test in copper (II) sulphate - 502 sulfuric acid Corrosion microscopic examination speed (mm / mag) (at the degree of magnification 30: 1) Welded and Welded and Hot Welded annealed 3 Welded annealed: i11s: åna: i11scåna: i11scåna G o, o1zs73 o, o1eo7s NA “” NA H 0.0l6408 0.014783 NA NA I 0.0l29Û3 0.01717O NA NA J o, o11049 o, o16o27 NA NA K 0.009347 0.0l8669 NA NA L 0, 009601 0.0l5113 NA NA S 0.0l2725 0.015799 NA NA T 0.01l912 0.012649 NA NA U 0.0l0l85 0.016027 NA NA V 0.0122l7 0.0123l9 'NA NA W 0.0122l7 0.0l2827 NA NA X 0.012903 0.0l3843 NA NA “hoses at 11z1 ° c - vaucen leakage x§NA: No intergranular attack or grain loss From Table 7 it can be stated that the hotspots GL and SX show superior resistance to intergranular corrosion. Each test piece passed the test.

För fackmannen är det uppenbart, att de ovan beskriv- na och i samband med speciella utföringsexempel utnyttjade uppfinningsprinciperna är möjliga att modifiera inom ra- men för uppfinningen. Utföringsexemplen får därför icke anses begränsa uppfinningens omfattning.It is obvious to the person skilled in the art that the inventive principles described above and used in connection with special exemplary embodiments can be modified within the scope of the invention. The embodiments should therefore not be construed as limiting the scope of the invention.

Claims

1. 0 l5 20 25 30 8001969-9. 10 Patent patent Ferritic stainless steel, characterized in that it, calculated by weight, consists essentially of up to 0.08% carbon, up to 0.06% nitrogen, 28.50-30, SO 0 chromium , 3.60-5.60% molybdenum, up to 2.00% manganese, between 2.00 and 5.00% nickel, up to 2.00% silicon, and up to 0.5% aluminum for deoxidation purposes , and up to 2.00% titanium, zirconium and / or niobium and the remainder essentially iron, the titanium, zirconium and niobium contents satisfying the following equation: free / e + zzr / 7 + sub / a 3 æc + sm and wherein the total carbon and nitrogen content is above 0.0275%.

Steel according to claim 1, characterized in that it contains 3.00-4.50% nickel.

Steel according to claim 1 or 2, characterized in that it contains at least 0.005% carbon and at least 0,010% nitrogen, the total carbon and nitrogen content being over 0.0300%.

Steel according to claim 1, 2 or 3, characterized in that it contains 3.75-4.75% molybdenum.

5. A steel according to claim 1, characterized in that it contains 1.00% titanium, zirconium and / or niobium provided that zTi / s + szr / v + ann / e = 1, o-4, o (æc + m).

Steel according to one of Claims 1 to 5, characterized in titanium.

Steel according to one of Claims 1 to 6, in that it contains at least 0.15% of the content of which it contains at least 0.15% of niobium.

Steel according to one of Claims 1 to 7, characterized in that it contains at least 0.005% of carbon, at least 0.010% of nitrogen, 28.50-30.50% of chromium, 3.75. -4.75% molybdenum, 3.00-4.50% nickel and up to 1.00% titanium, zirconium and / or niobium, the titanium, zirconium and niobium contents meeting the following equation: “àTi / ö +% Zr / 7 +% Nb / 8 = 1.0-4.0 (% C +% N) and wherein the total carbon and nitrogen content is over 0.0300%.

The use of the steel according to any one of claims 1-8 for welded articles.