SE464089B - Superplastisk varmbearbetningsmetod foer ett duplexfasigt rostfritt staal - Google Patents

Description

464 089 z tion kvävehalten till en extremt låg nivå vilket påverkar superplasticiteten hos stålet ofördelaktigt. I en icke-oxide- rande atmosfär innehållande primärt kväve uppkommer däremot icke någon sådan denitrifikation. Vidare kommer med ett duplexfasigt rostfritt stål med mycket låg kvävehalt även kväveadsorption från kvävgasatmosfären att äga rum på ytan av stålet.

Såsom beskrivits i SE-B-8601468-5 för en järnlegering innehållande en förhållandevis stor mängd N är närvaron av N i ett stâlmaterial effektivt för att påskynda fasomvandling~ i materialet, i vilket Uk-fas blir två eller fler faser av typen (ok. + (I) eller (oL + 'f + (f). Av detta skäl kommer, om denitrifikationen icke äger rum i ytområdet av materialet, superplastisk deformation att fortskrida lättare i detta område och gränsen för superplastisk bearbetning, d.v.s. brottförlängningen, ökar markant.

Allmänt antages att under superplastisk bearbetning bildas inre porer i materialet i det område som undergår superplas- tisk bearbetning och töjning, vilket slutligen leder till brott. Av de resultat som erhållits enligt föreliggande upp- finning antages emellertid, såsom beskrivits ovan, att när superplastisk bearbetning genomföres i ett högt vakuum eller i en atmosfär bestående av Ar, H2 eller He-gas eller en blandning därav, att denitrifikation äger rum i ytområdet och förväntas orsaka en minskning av deformerbarheten åt- följd av en minskning av den superplastiska bearbetnings- gränsen vid materialytan.

Därför bör avsevänddenitrifikation undvikas vid superplas- tisk bearbetning av ett duplexfasigt rostfritt stål med mycket låg N-halt. När emellertid det duplexfasiga rostfria stålet har en förhållande hög N-halt inom området som anges nedan kan superplastisk bearbetning av detta genomföras med gott resultat i en kvävefri eller kvävefattig icke-oxiderande atmosfär, eller i vakuum eller i luft. s 464 089 Vidare kan även om superplastisk bearbetning genomföres i en kvävgasatmosfär, om daggpunkten hos kvävgasatmosfären är hög, oxidationen av ytan av ett material som undergår superplas- tisk bearbetning, vara kraftig, och i vissa fall finnes en tendens att den superplastiska bearbetningsgränsen sänkes.

För att undvika en sådan sänkning av den superplastiska be- arbetningsgränsen är daggpunkten hos atmosfären företrädesvis 00 C eller lägre.

Det duplexfasiga rostfria stålet som skall varmbearbetas enligt föreliggande uppfinning innefattar Cr: 10,0 - 35,0 %, Ni: 2,0 - 18,0 %, Mo: O - 6,0 % och N: 0,005 - 0,3 %. Det duplexfasiga rostfria stålet som bearbetas utgöres sålunda väsentligen av: C : högst 0,05 % si; 0 _ 5,0 % Mn: 0 - 20,0 % P : högst 0,05 % S = högst 0,02 % cr; 10,0 - 35,0 % Ni: 2,0 - 18,0 % M0; 0 - 6,0 % N : 0,005 - 0,3 % och en eller fler av W, Zr, Cu, Nb och V inom de nedan angivna gränserna, varvid resten är Fe och tillfälliga föroreningar.

W : O - 5,0 %, Zr: O - 3,0 %, Nb: 0 - 3,0 % V : 0 - 5,0 % och Cu : 0 - l,0 %.

Si-ekv = Si + (2/3) (Cr + Mo), och Mn-ekv = Mn + 2Ni + 60C + 50N skall uppfylla formeln (5/6)(Si-ekv) - 15/2 í Mn-ekv í (ll/5)(Si-ekv) _ 77/5 Företrädesvis är sammansättningen av det duplexfasiga rost- fria stålet följande: 464 089 4 C : högst 0,03 % Si: 0,05 - 5,0 % Mn: 0,05 - 20,0 % P : högst 0,04 % S : högst 0,01 % Cr: 15,0 - 30,0 % Ni: 3,0 - 10,0 % M0: l,0 - 4,0 % N : 0,01 - 0,25 % Och en eller flera av W: 0,01 - 5,0 %, Zr: 0,01 - 3,0 %, Nb: 0,01 - 3,0 %, V: 0,01 - 5,0 % och Cu: 0,01 - 1,0 % samt resten Fe och tillfälliga föroreningar.

Skälen till begränsningen av vart och ett av elementen av det duplexfasiga rostfria stålet kommer att förklaras.

C: kol (C) bildar kromkarbider och minskar den effektiva mängden av krom, och kan därför stadigt påverka korrosions- beständigheten hos stålet. I det rostfria stålet enligt uppfinningen är därför den övre gränsen av C 0,05 % och företrädesvis högst 0,03 %.

Si: kisel (Si) är ett effektivt desoxideringselement. Dess- utom bidrar det till att öka oxidationsbeständigheten vid höga temperaturer. Närvaron av överskott av Si tenderar emellertid att försämra bearbetbarheten hos stålet. I stål enligt uppfinningen är därför mängden Si icke mer än 5,0 % och företrädesvis 0,05 - 5,0 %. Vanligen ligger halten inom området 0,1 - 3,0 %.

Mn: mangan (Mn) är ett effektivt element för fixering av S i stålet och när det närvarar tillsammans med Si har det en desoxiderande effekt. Dessutom är Mn ett effektiv auste- nitbildande element liksom-Ni och N och verkar till att öka lösligheten av N i stålet. I stålet enligt uppfinningen är mängden av Mn icke större än 20,0 % och företrädesvis 0,05 - 20,0 %. Vanligen användes det inom området O,l - 5,0 %.

P: fosfor (P) är en förorening och dess övre gräns är angi- ven till 0,05 %. Företrädesvis är mängden P högst 0,04 % och speciellt högst 0,03 %. 5 464 089 S: svavel (S) är även en förorening och har såsom effekt minskning av korrosionsbeständigheten. Mängden av S är före- trädesvis så ringa som möjligt. Enligt en föredragen utfö- ringsform är den övre gränsen för S angiven till 0,02 % och speciellt är den högst 0,01 %.

Cr: krom (Cr) är ett fundamentalt element för påverkan av korrosionsbeständighten. Den lägre gränsen anges till 10,0 %.

Korrosionsbeständigheten förbättras i den utsträckningen att Cr-halten ökar, men å andra sidan försprödar det stålet.

Den övre gränsen för Cr är angiven till 35,0 %. Företrädesvis är Cr-halten 15,0 - 30,0 % och speciellt 17,0 - 20,0 %.

Ni: nickel (Ni) räknas tillsammans med Cr och Mo såsom ett element som påverkar korrosionsbeständigheten och samtidigt är det ett effektivt austenitbildande element. Med en Cr-halt av 10,0 - 35,0 % är det nödvändigt att ha 2,0 - 18,0 % Ni för att hålla en duplexfasig struktur. Företrädesvis är mängden Ni 3,0 - 10,0 % och speciellt 4,0 - 10,0 %.

Mo: molybden (Mo) räknas tillsammans med Cr och Ni såsom ett element som påverkar korrosionsbeständigheten och det är extremt effektivt för att öka korrosionsbeständigheten. Av detta skäl rekommenderas minst 0,01 % även om det icke be- höver tillsättas alls. Den övre gränsen är 6,0 % av ekono- miska skäl. Företrädesvis är Mo-halten 0,5 - 4,0 % och spe- ciellt 1,0 - 4,0 %.

N: kväve (N) räknas tillsammans med Ni och C såsom ett extremt effektivt austenitbildande element och det verkar även till att stabilisera austenitstrukturen i synnerhet vid höga temperaturer. Av detta skäl regleras mängden N till området 0,005 - 0,3 %. Företrädesvis ligger den inom området 0,01 - 0,25 %, mer speciellt 0,02 - 0,25 % och mest föredraget 0,05 - 0,25 %.

W: volfram (W) har såsom effekt förbättring av korrosionsbe- ständigheten och om så erfordras tillsättes minst 0,01 %. 464 089 e Den övre gränsen är 5,0 %. Ett föredraget område för W-halten är 0,1 - 0,7 % vid tillsats.

Nb, Zr: niob (Nb) och zirkonium (Zr) stabiliserar C i stål och om så erfordras tillsättes minst 0,01 % av vardera. Den övre gränsen för vart och ett är 3,0 %. En föredragen halt av vart och ett av 0,1 - 0,3 % vid tillsats.

V:vanaåiH(V) förbättrar korrosionsbeständigheten på samma sätt som Cr och verkar även till att öka lösligheten av N i stål. Om så erfordras tillsättes V i en mängd av minst 0,01 % och högst 5,0 % och företrädesvis i en mängd av 0,1 - 1,0 %.

Cu: koppar (Cu) verkar till att förbättra korrosionsbestän- digheten. Om det tillsättes i stora mängder blir stålet försprödat. Om så erfordras tillsättes minst 0,01 % Cu under det att den övre gränsen är 1,0 %. Ett föredraget om- råde av Cu-halten är 0,1 - 0,5 %.

Dessutom, såsom element i form av föroreningar, finnes fall i vilka högst 0,1 % Al såsom desoxiderande element och små mängder av sällsynta jordartselement, Ca, Ce, Mg och lik- nande kan närvara i stålet.

Syre bildar oxider i stålet och påverkar bildningen av porer under superplastisk bearbetning. Företrädesvis är syrehalten begränsad till högst 0,008 %.

Företrädesvis, för att proportionerna av ferrit och austenit (d.v.s. N.- och W”-faser) skall vara nära lika stora nära 10000 C vid vilket varmbearbetning genomföres, är värdet av Cr-ekv cirka tre gånger värdet av Ni-ekv, varvid Cr-ekv och Ni-ekv definieras på följande sätt: Cr-ekv Cr + Mo + 1,5 Si, Ni + 0,5 Mn 0 30C + 25N Ni-ekv 'if- 1 y 464 089 Skälet till detta är att det icke endast är betydelsefullt att göra varmdeformationen gynnsam utan även är betydelse- fullt med hänsyn till säkerställande av de önskade egen- skaperna hos produkten, och gynnsamma resultat kan erhållas genom säkerställande av de ovan beskrivna betingelserna be- träffande Cr-ekv och Ni-ekv.

Såsom angivits i det föregående kommer, om viktproportionerna av' <1-fas och 'V-fas är approximativt lika, med ökande mängder av de mer lätt fördelade elementen C och N bland de W"-fasbildande elementen Ni, Mn, C, N och liknande, fördelningen och sfäroidiseringen av "f-fasen under deforma- tion att gynnas, vilket har fördelaktiga effekter pâ den superplastiska deformationen. Av detta skäl kan närvaro av N i en förhållandevis stor mängd upp till 0,3 % utnyttjas.

Eftersom emellertid C lätt bildar karbider som påverkar egen- skaperna hos produkten oförmånligt bör mängden kol vara så ringa som möjligt. Av detta skäl är, såsom redan angivits, kolhalten i allmänhet högst 0,05 %.

Den superplastiska deformationen av ett duplexfasigt rost- fritt stål äger huvudsakligen rum i ett duplexfasigt till- stånd bestående av U.-fas och 'T-fas, och denna superplas- ticitet uppnås genom sönderbrytning och sfäroidisering av den förhållandevis hårda 'f-fasen och den dynamiska re- kristalliseringen under deformation av den förhållandevis mjuka GL-fasen. Vid förfarandet enligt föreliggande uppfin- ning, i synnerhet när stålet har låg N-halt, är det betydelse- fullt att förhindra denitrifikation eller att gynna kväve- adsorption för bibehållande av en hög halt av N i ytområdet av det stål som underkastas deformeringen.

Superplastisk deformering av ett duplexfasigt rostfritt stål äger även rum under betingelser vid vilka Gflfasen utskiljes under deformationen inom ett lågt temperaturområde under 10000 C. I allmänhet äger detta rum vid en temperatur av minst 7000 C. I detta fall uppträder en samutskiljningsreak- tion vid vilken Gk-fas omvandlas till 'T-fas + CT-fas 464 089 s under deformation, och reaktionen åstadkommer en typ av transformations-superplasticitetseffekt så att materialet erhåller duktilitet. Efteråt försvinner Ck-fasen och ett ('V +- d)-duplexfasigt tillstånd uppkommer, varefter disper- ' sion eller fördelning och sfäroidisering av den förhållandevis hårda 0'-fasen i den förhållandevis mjuka W"-fasen äger ° rum. Deformationen av stålet fortskrider när 'T-fasen under- går dynamisk rekristallisering på samma sätt som UC-fasen i den duplexa- fas som består av (Ci + 7"). I duplexfasen av ('T + 0')-typ har likaledes en större mängd av det lätt för- delbara T'-bildande elementet N en fördelaktig effekt vad beträffar rekristalliseringsprocessen av T'-fasen. På detta sätt är, vid försök att aktivt utnyttja utskiljning av O'-fas, värdet av Cr-ekv företrädesvis minst 25 och Cr-ekv är approximativt 3 x Ni-ekv.

Ett rostfritt stål av duplexfastyp med en sammansättning en- ligt definition ovan kräver icke nödvändigtvis en speciell förbehandlingsprocess före den superplastiska deformationen och stålet har därför stort industriellt värde. Stål som är användbart för superplastisk bearbetning kan utgöras av göt eller plattämnen som erhållits genom vanlig götframställning eller kontinuerlig gjutning, som vanligen förformas till ämnen, såsom plåtar, stänger, rör, eller andra former genom varmsmidning eller varmvalsning. Sådana ämnen kan användas för superplastisk bearbetning utan ytterligare behandling.

Efter förformningen underkastas ämnena emellertid företrädes- vis vattenstörtkylning eller underkastas på nytt upplösnings- behandling och underkastas därefter, om så erfordras, en lätt bearbetning i ett lågtemperaturområde av högst 7000 C, i vilket fall en större superplasticitet kan åstadkommas.

Temperaturområdet för deformation av minst 7000 C och högst 1000 C under den temperatur vid vilken omvandling till enbart ' U.-fas äger rum eftersom om temperaturen är under 7000 C är inverkan av den termiska aktiveringsprocessen för åstadkomman- de av den ovannämnda utskiljningen av 1”-fas och rekristalli- sering av d.-fas (eller i vissa fall utskiljning av CV-fas 9 464 Û89 och rekristallisering av 'T-fas) som erfordras för super- plasticitet otillräcklig och det är svårt att erhålla super- plasticitet. Om å andra sidan den ovan angivna övre tempera- turgränsen överskrides blir mängden av 'T-fas kraftigt _ minskad och den önskade effekten med gynnande av rekristalli- sering av G--fas som orsakas av dispergering och sfäroidi- sering av 1*-fas såsom andra fas blir icke uppnådd i till- räcklig grad. Normalt äger omvandling till en enda Ch-fas rum vid 1200 - 13500 C. Ett föredraget temperaturområde för superplastisk deformation är 800 - ll00o C. 6 l - 101 s' eftersom, om hastigheten ligger utanför detta område, erhål- Töjningshastigheten (É_) under deformationen är 10- les den ovan beskrivna fasomvandlingen icke lätt eller i tillräcklig grad under deformationen och det blir svårt att uppnå superplasticitet. I allmänhet är, med hänsyn till 4 - 100 s'l. praktisk användning, det föredragna området 10- Även om superplastisk bearbetning av det duplexfasiga rost- fria stålet allmänt kan genomföras i luft eller i någon icke-oxiderande atmosfär är det föredraget att använda en kväverik icke-oxiderande atmosfär, såsom nämnts tidigare.

När N-halten i stålet är mycket låg inom det ovan definierade området är en atmosfär innehållande huvudsakligen N2 sär- skilt lämplig. Såsom även nämnts tidigare är daggpunkten för atmosfären företrädesvis Oo C eller lägre, speciellt -100 C eller lägre och i synnerhet -300 C eller lägre. Genom sänkning av daggpunkten är det möjligt att förhindra oxida- tion av ytan under superplastisk bearbetning och i det fal- let när materialet har metallglans före den superplastiska bearbetningen är det möjligt att bibehålla metallglansen efter bearbetningen. Missfärgning av ytan på grund av oxida- tion kan förhindras genom att man bringar daggpunkten till -100 C eller lägre och om man sänker daggpunkten till -300 C eller lägre kan metallglans bibehållas efter bearbetning.

Den superplastiska bearbetningen av ett rostfritt stål enligt definition ovan kan genomföras genom smidning, trycksvarv- 464 089 10 ning, tråddragning, strängpressning och liknande och det är avsett att inkludera alla bearbetningsmetoder som genom- föras under de ovan angivna betingelserna. Diffusionsbind- ning med användning av superplasticitet innefattas även.

Efterbehandlingar är i allmänhet icke nödvändiga för rost- fria stålprodukter framställda enligt föreliggande uppfin- ning, men i vissa fall kan det vara nödvändigt att genomföra betning för avlägsnande av oxidskikt eller upplösningsbehand- ling för omvandling av den utskilda sigma-fasen.

Föremål av rostfritt stål erhållna på detta sätt har en myc- ket förfinad struktur på grund av superplastisk bearbetning och är därför överlägsna vad beträffar mekaniska egenskaper och korrosionsbeständighet jämfört med likartade föremål tillverkade med konventionella metoder.

I det följande åskådliggöres föreliggande uppfinning ytter- ligare med utföringsexempel. Det bör förstås att dessa endast är avsedda för âskâdliggörande och icke är avsedda att omo- tiverat begränsa uppfinningen.

Exempel l (jämförelseexempel enligt SE-B-8601468-5) Detta exempel åskådliggör användningen av prisbilliga duplex- fasiga järnlegeringar baserade på ett ternärt system av Fe-Mn-Si. En serie järnlegeringar med de sammansättningar som visas i tabell l nedan framställdes med en vanlig metod och efter götvalsning underkastades de varmsmidning eller varmvalsning för erhållande av stänger med en diameter av 20 mm av vilka runda dragprovstavar skars.

Varje provstav underkastades dragdeformation under de beting- elser som visas i tabell 2 nedan, och förlängningen liksom maximispänningen från spännings-töjningskurvan bestädes, och sambandet mellan superplastisk töjning och olika faktorer bestämdes. Samtidigt erhölls små provstycken och efter upp- hettning till 10000 C störtkyldes dessa i vatten och förhål- 9\ 11 464 089 landet av Gk-fas till 'T-fas bestämdes med en metallo- grafisk provning. Sambandet mellan förlängningen vid brott och förhållandet 'T/(| + 0") visas i form av ett diagram på fig. l.

Av de resultat som visas i fig. l framgår att ju närmare lzl förhållandet av GL-fas till 'T-fas är, desto större är förlängningen som erhålles, och om minst cirka 20 % av var- dera närvarar samtidigt (d.v.s. förhållandet W^/(U- + 7') ligger inom området 0,2 - 0,8) erhålles en superplastisk förlängning av mer än 100 %.

Därefter bestämdes de betingelser som erfordrades för er- hållande av ett ternärt system som uppvisar två faser be- stående av ü~-fas och ï'-fas i närheten av 10000 C och som har ett värde av 'T/( d» + 'ï') inom området 0,2 - 0,8 genom metallografiska provningar av sammanlagt 50 charger med an- vändning av de legeringssammansättningar som visas i tabell l och genom multipel regressionsanalys. Förutom Si, med beak- tande icke endast av de ferritbildande elementen Cr och Mo utan även de austenitbildande elementen C, N, Ni och Mn, visade det sig att de nödvändiga betingelserna definieras av Si-ekv och Mn-ekv, såsom visas i fig. 2, med uppfyllande av följande formel: (5/6)(Si-ekv) - 15/2 3 Mn-ekv í (ll/5)(Si-ekv) - 77/5 Området mellan de två raka linjerna på fig. 2 uppfyller de betingelser som definieras av ovanstående formel. Ett före- draget området visas även på fig. 2, vilket är l,l(Si-ekv) - 10,8 § Mn-ekv 3 l,7(Si-ekv) - l4 och Si ekv = från 14 till 26 Detta föredragna område anges med romboiden på fig. 2. 464 089 12 Exempel 2 Duplexfasiga rostfria stål med de sammansättningar som visas i tabell 3 nedan framställdes med en konventionell metod och formades därefter till 12 mm tjocka plåtar genom göt- valsning, smidning och varmvalsning.

Med användning av dessa plåtar genomfördes preliminär värme- behandling och preliminär bearbetning under de betingelser som visas i tabell 4, varefter dragdeformation i hett till- stånd genomfördes och förlängningen vid brott uppmättes.

Av de resultat som visas i tabell 4 framgår att vid förfaran- det enligt föreliggande uppfinning erhölls mycket god för- längning av minst 100 % även om det duplexfasiga rostfria stålet deformerades med hög töjningshastighet, och under dessa betingelser kan större deformationer lätt uppnås. Även vid försöket enligt exempel 2 (enligt uppfinningen) erhölls värden som gav en kurva med den form som visas på figur l.

Till skillnad mot detta är det vid jämförelseförsöken i dessa tabeller, som anges med asterisk och vid vilka antingen lege- ringssammansättningen eller varmdeformationsbetingelserna faller utanför området för föreliggande uppfinning, klart att vid inget av dessa försök erhölls ett högt förlängnings- värde av minst 100 %.

I duplexfasiga rostfria stål kan genom användning av förfa- randet enligt föreliggande uppfinning förbättrad superplasti- citet vid hög töjningshastighet uppnås konstant.

På grund av den höga töjningshastigheten är det enligt före- liggande uppfinning i allmänhet icke nödvändigt att genom- föra superplastisk varmbearbetning med upphettning av det rostfria stålet under deformationen.

B 464 Û89 Även om föreliggande uppfinning har beskrivits med hänvis- ning till föredragna utföringsformer bör det förstås att olika modifikationer kan användas utan att man avviker från uppfinningstanken som definieras av de bifogade patentkraven. 14 464 089 .ummnflcwhühmu flmflflfiwufififlu 300 mh Hm Gflumwm .>Mw|GZ«« .OS + Ö. m\w + .mm u. ...fx0|..Nm« Tänd..

ZOm+UOw+flZN+G2N æ 3 ...N 3.. 3 N. ...N N.... S... ...m 3 N... H l N.ä .N 3.. m 3 ...3 ä... mä.. 3 3 N... m .m N.3 3 3.. 3 . ..N N.... ä... . _. N... u J .N .N 3.. 3.. N 3 N N.... .N... 3 3 ä.. ... f.. ...3 .N N.... m... S.. 3.. N 3 3 ä... 3... 3 3 N... u 8 w N... .N 3.. N 3 3 S... 3... .. 3 N... n 1 m N.NN .....N m... .. 3. . ä... ..ä.. 3 3.3 N... o .T 3.3 ...N 3.. . 3 N N.... 3... 3 S.. ä.. m..

E s N.3 N... S... N... N 3 ...N ä... mä.. .. .... N... 4 än.. ...šmrš .šwåw wo 8 ...z ä .o z Q. ö. .z w n. .z .m u Ei *vä å. .u:muOumuxN>.

H .HHUQME 15 4 6 4 Û 8 9 Tabell 2 Vänmhfmmatnxm- Vänmhaqmxwnüçß- För- Stål- betinqelser eqeqggapey . } Anm. typ 12:11:04; :f-:fiääflg- <°c> 1 A 1000 10'3 1,5 250 B 1100 10'3 1,0 600 3 13 900 10'3 2,0 540 ä 4 a 1000 0.sx10° 10 115 ï, s c 1000 10'2 s 350 å 6 c 7s0 10'5 9 ¶ 215 É 7 D 1000 1o"3 1,7 450 w 0 E 1000 10'3 1,0 300 9 F 1000 10°3 1,5 200 10* B 1000 101» 20 ss Q 11* a 1250” 10'3 1,2 70 12* s* 1000 10'3 2,0 3s å: 1.3* a* 1000 10'3 3,0 40 g 14* I* 1000 10'3 1_,s 7s (Anm.) * anger jämförelseförsök ** anger betingelser utom området för SE-B-8601468-5 16 464 089 zom + now + flzw + az Acz + »uy m\~ + flm ll ll' 3 .>xw|cE««« .>M®|fiwææ .Hmmfimwfionww mfiïwïfififl» :Bo mm »w cwpmwm.. Taøš cmwfi >@~wH «H~mH | mm°.= Ho°.° 1 ~m«w» ~°.« °m.° «@°c~= ~u.o =.m =.m @~=.c m Qmmfl mm-~ Hm~H~ nzflm~° mH°.° ~°=.° m«.~ ~°~@~ ~@~m mm.= ~=°=.° @H=.° mm.= °ø.~ >H=.= Q cmwfi mm.~H m~mH >~ø.= mo°.= Ho°~° m@.~ @«~mH ~ø.m Hm.o mo==.= m~o~Q m@.° @~.« °~°.o o °>~H w«.- w~.ßH | @«H~= ~o°~° m@- m~.- ~@.m m=.Q @°=°~° «H°.c ~@.H mmdo m~=.Q m QNMH ~.- mH«m~ Qum.= m~fi.° ~=°.° ~m- ~m.m~ m=.> ~H.° w°°=~° m~Q.Q HQNQ mm.° m~=~° .< Mwwwuwflwwww *wwxwu h»¥w|flm *mgwnm z o 0: H ¶«z :U m m :z Mm o mwu :wxHfl> Ufi> |Hwum uäumnwgšwfi ^u:wo0Hmuxfi>v mcfløuuwmcmëämm xmfläwm m Hfiwflmfi l7 Tabell 4 464 089 E Eššààgà âââ1ingS.Betingel§er för gä{¶gâä¶rgations- XÉämgfa9“ så stål-be ÉéššàïÉšlnlngs-gââršgågââg Atmos- Dagg~Temp.Töj' egegäkaper :Ü 'CYP bïting- (RT = mns- fär pmm, Rååïïghåïålang' 19. (°C e ser ** term) <°c> vc) (ä) 1 1350 v.s. 30: kallbearlm/Ru Luft -35 950 2:10* 420 2 1350 V . s . 30: " H2 -35 950 mo* 220 3 1350 V . S . 30: " Ar -35 950 2x10'3 330 4 1350 V - S . 30: " ne -35 950 73:10* 250 5 1350 v.s. 30: " 75:a2+25:m2 -35 950 mo* 425 e p. 1350 v.s. 30: 2 2:o249a:m2 -35 950 mo* 590 7 1350 V . S . 30: " m2 -35 950 75:10* 700 8 1350 \/.S. 30: " m2 -40 950 2x10'3 710 9 B50 V - S - 30: " m2 0 950 24410* 715 10 1350 V . S . 30: " m2 -10 950 2x10'3 730 11 1350 v . s . 30: " m2 -50 950 2x10“3 790 12* 1.300 V.S. so: " m2 -35 550* mo* 70 13 B 1300 V. S . 50% " NZ _35 950 ' 310% 430 14* 1300 V . S . 50: " m2 -35 950 5x101** 65 15 C 1250 V - 5 - K - Inga m2 -35 950 m0* 530 15 0 1350 v.s. mkallbearb-/RT m2 -35 950 mo* ^ 730 17 E 12°° V - S - Inga m2 -35 950 mo* 450 10 1200 V.S. 50:ka11bearb./RT m2 -35 950 4x10'3 050 (Anm.) * anger jämförelseförsök. ** anger betingelser utanför uppfinningens område.

*** Kylningsbetingelser: V.S. = vattensläckning; V.S.K. = vattensprutkylning.

Claims (5)

1. 464 089 ß PATENTKRAV l. Superplastisk varmbearbetningsmetod för ett duplexfasigt rostfritt stål som utgöres väsentligen av, räknat på vikten: C : högst 0,05 % Si: 0 - 5,0 % Mn: 0 - 20,0 % P : högst 0,05 % S : högst 0,02 % Cr: 10,0 - 35,0 % Ni: 2,0 - 18,0 % Mo: 0 - 6,0 % N : 0,005 - 0,3 % och en eller flera av W: 0 - 5,0 %, Zr: 0 - 3,0 %, varvid resten utgöres av Fe och tillfälliga föroreningar, varvid Si-ekv och Mn-ekv, som definieras såsom Si-ekv Si + (2/3) (Cr + Mo), och Mn-ekv Mn + 2Ni + 60C + 50N uppfyller formeln (5/6)(Si-ekv) - 15/2 3 Mn-ekv 3 (ll/5)(Si-ekv) - 77/5 varvid förfarandet innefattar deformering av stålet med en 6 s'l till 1 x lol s'1 med stålet upphettat till en temperatur av minst 7000 C töjningshastighet av från l x l0_ och högst 1000 C under den temperatur vid vilken stålet omvandlas till en enkel ferritfas.

2. Superplastisk varmbearbetningsmetod enligt patent- krav l varvid det duplexa rostfria stålet utgöres väsentligen av, på vikten, C : högst 0,03 % Si: 0,05 - 5,0 % Mn: 0,05 - 20,0 % P : högst 0,04 % S : högst 0,01 % Cr: 15,0 - 30,0 % 'V 464 089 Ni: 3|O _ % 015 _ 410 % eventuellt en eller fler av W: 0,01 - 5,0 %, Zr: 0,01 - 3,0 %, Nb: 0,01 - 3,0 %, V: 0,01 - 5,0 % och Cu: 0,01 - 1,0 % samt resten Fe och tillfälliga föroreningar.

3. Superplastisk varmbearbetningsmetod enligt patentkrav leller 2 varvid stålet upphettas i en icke-oxiderande kväv- gasatmosfär. »-

4. Superplastisk varmbearbetningsmetod enligt defi- nition i patentkrav 3 varvid den icke-oxiderande kvävgas- atmosfären har en daggpunkt av 00 C eller lägre, företrädes- vis -l0o C eller lägre, och i synnerhet -300 C eller lägre.

5. Superplastisk varmbearbetningsmetod enligt defi- nition i något av patentkraven l till 4 varvid Cr-ekv och Ni-ekv i stålet, som definieras såsom Cr + MO + 1,5 Si Cr-ekv Ni + 0,5 Mn + 30C + 25N Ni-ekv är sådana att värdet av Cr-ekv är approximativt tre gånger värdet av Ni-ekv.