SE524952C2 - Duplex stainless steel alloy - Google Patents

Duplex stainless steel alloy

Info

Publication number
SE524952C2
SE524952C2 SE0102931A SE0102931A SE524952C2 SE 524952 C2 SE524952 C2 SE 524952C2 SE 0102931 A SE0102931 A SE 0102931A SE 0102931 A SE0102931 A SE 0102931A SE 524952 C2 SE524952 C2 SE 524952C2
Authority
SE
Sweden
Prior art keywords
weight
content
alloy according
ferrite
alloy
Prior art date
Application number
SE0102931A
Other languages
Swedish (sv)
Other versions
SE0102931D0 (en
SE0102931L (en
Inventor
Ann Sundstroem
Pasi Kangas
Anna-Lena Nystroem
Original Assignee
Sandvik Ab
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
Application filed by Sandvik Ab filed Critical Sandvik Ab
Priority to SE0102931A priority Critical patent/SE524952C2/en
Publication of SE0102931D0 publication Critical patent/SE0102931D0/en
Priority to EP06113879A priority patent/EP1722002B1/en
Priority to EP02763168A priority patent/EP1423548B1/en
Priority to ES02763168T priority patent/ES2266557T3/en
Priority to AT02763168T priority patent/ATE335867T1/en
Priority to DK06113879T priority patent/DK1722002T3/en
Priority to PCT/SE2002/001564 priority patent/WO2003020994A1/en
Priority to KR1020047003155A priority patent/KR100989022B1/en
Priority to DE60213828T priority patent/DE60213828T2/en
Priority to ES06113879T priority patent/ES2300088T3/en
Priority to CNB028206177A priority patent/CN100465325C/en
Priority to CA002459253A priority patent/CA2459253A1/en
Priority to MXPA04002017A priority patent/MXPA04002017A/en
Priority to DE60225951T priority patent/DE60225951T2/en
Priority to AU2002328002A priority patent/AU2002328002B9/en
Priority to OA1200400067A priority patent/OA12657A/en
Priority to KR1020097023792A priority patent/KR20090128568A/en
Priority to BRPI0212270-7A priority patent/BR0212270B1/en
Priority to DK02763168T priority patent/DK1423548T3/en
Priority to AT06113879T priority patent/ATE391192T1/en
Priority to PL368230A priority patent/PL199387B1/en
Priority to JP2003525691A priority patent/JP4234592B2/en
Priority to US10/232,726 priority patent/US20030086808A1/en
Publication of SE0102931L publication Critical patent/SE0102931L/en
Priority to NO20040900A priority patent/NO338090B1/en
Publication of SE524952C2 publication Critical patent/SE524952C2/en

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/52—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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
  • Load-Engaging Elements For Cranes (AREA)
  • Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Contacts (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Glass Compositions (AREA)

Abstract

The present invention relates to a duplex stainless steel alloy, with high resistance to corrosion in combination with good structural stability and hotworkability. The duplex stainless steel has the following composition in percent by weight: C max 0,03% Si max 0,5% Mn 0 - 3,0% Cr 24,0 - 30,0% Ni 4,9 - 10,0% Mo 3,0 - 5,0% N 0,28 - 0,5% B 0 - 0,0030% S max 0,010% W 0 - 3,0% Cu 0 - 2,0% Ru 0 - 0,3% Al 0 - 0,03% Ca 0 - 0,010% Ti 0 - 0,35 % V 0 - 0,55 % balance Fe and normal occurring impurities

Description

nu..- »ones 10 15 20 25 30 524 952 2 På senare tid har även elementen Cu och W visat sig vara effektiva legeringstillsatser för ytterligare optimering av stålets korrosionsegenskaperna i kloridmiljöer. Elementet W har då använts som ersättning för en del av Mo, som till exempel iden kommersiella legeringen DP3W (U NS S39274) eller Zeron100, som innehåller 2,0% respektive 0,7% W. nu ..- »ones 10 15 20 25 30 524 952 2 Recently, the elements Cu and W have also been shown to be effective alloy additives for further optimization of the steel's corrosion properties in chloride environments. The element W has then been used as a replacement for a part of Mo, such as in the commercial alloy DP3W (U NS S39274) or Zeron100, which contains 2.0% and 0.7% W respectively.

Den senare innehåller även 0,7% Cu med ändamålet att förhöja legeringens korrosionsresistens i syramiljöer. lnlegering av volfram ledde till en vidareutveckling av måttet för korrosionsbeständigheten och därmed PRE-formeln till PREW-formeln, som även förtydligar sambandet mellan inverkan av Mo och W på legeringens korrosionsbeständighet: PREW=%Cr+3,3(%Mo+O,5%W)+16%N, såsom beskrivet till exempel i EP 0 545 753. Denna skrift avser en duplex rostfri legering med allmänt förbättrade korrosionsegenskaper.The latter also contains 0.7% Cu for the purpose of increasing the alloy's corrosion resistance in acid environments. Alloy of tungsten led to a further development of the measure of corrosion resistance and thus the PRE formula to the PREW formula, which also clarifies the relationship between the effect of Mo and W on the corrosion resistance of the alloy: PREW =% Cr + 3.3 (% Mo + 0.5) % W) + 16% N, as described for example in EP 0 545 753. This document relates to a duplex stainless steel alloy with generally improved corrosion properties.

De ovan beskrivna stålsorterna har ett PRE-tal, oavsett beräkningsmetod, som ligger över 40.The steels described above have a PRE number, regardless of calculation method, which is over 40.

Av de legeringar med god korrosionsbeständighet i kloridmiljöer skall även nämnas SAF 2906, vars sammansättning framgår av EP 0 708 845.Of the alloys with good corrosion resistance in chloride environments, SAF 2906 should also be mentioned, the composition of which is stated in EP 0 708 845.

Denna legering, som karakteriseras av högre halter av Cr och N jämfört med till exempel SAF2507, har visat sig vara speciellt lämplig för användning i miljöer där beständigheten mot interkristallin korrosion och korrosion i ammonium karbamat är av vikt, men den har även ett högt korrosionsmotstånd i kloridhaltiga miljöer.This alloy, which is characterized by higher levels of Cr and N compared to, for example, SAF2507, has been found to be particularly suitable for use in environments where resistance to intercrystalline corrosion and corrosion in ammonium carbamate is important, but it also has a high corrosion resistance in chloride-containing environments.

US-A-4 985 091 beskriver en legering avsedd för användning i salt- och svavelsyramiljöer, där framförallt interkristallin korrosion uppstår. Den är huvudsakligen avsedd som alternativ till hittills använda austenitiska stål.US-A-4 985 091 describes an alloy intended for use in hydrochloric and sulfuric acid environments, where especially intercrystalline corrosion occurs. It is mainly intended as an alternative to hitherto used austenitic steels.

US-A-6 048 413 beskriver en duplex rostfri legering som alternativ till austenitiska rostfria stål, avsedd för användning i kloridhaltiga miljöer.US-A-6,048,413 discloses a duplex stainless steel alloy as an alternative to austenitic stainless steels, intended for use in chloride-containing environments.

Nackdelen med de ovan beskrivna legeringarna, alla med höga PRE-tal, är uppträdandet av hårda och spröda intermetalliska utskiljningar i 10 15 20 25 30 524 952 >wev§;¿;= 3 stålet, som till exempel sigmafas, speciellt efter värmebehandling, såsom till exempel vid svetsning under senare bearbetning. Det leder till ett hårdare material med sämre bearbetbarhet och slutligen en försämrad korrosionsresistens.The disadvantage of the alloys described above, all with high PRE numbers, is the appearance of hard and brittle intermetallic precipitates in the steel, such as sigma phase, especially after heat treatment, such as for example during welding during later processing. This leads to a harder material with poorer machinability and finally a deteriorated corrosion resistance.

För att ytterligare förbättra bl.a. punktkorrosionsbeständigheten hos duplexa rostfria stål krävs en ökning av PRE talet i både ferritfasen och austenitfasen utan att för den skull äventyra strukturstabiliteten eller bearbetbarheten hos materialet. Om sammansättningen i de två faserna inte är likvärdig med avseende på de aktiva legeringskomponenterna, blir den ena fasen mer känslig för punkt- och spaltkorrosion. Således styr den mer korrosionskänsliga fasen legeringens beständighet, medan strukturstabiliteten styrs av den högst legerade fasen.To further improve i.a. The point corrosion resistance of duplex stainless steels requires an increase in the PRE number in both the ferrite phase and the austenite phase without compromising the structural stability or machinability of the material. If the composition of the two phases is not equivalent with respect to the active alloy components, one phase becomes more susceptible to point and crevice corrosion. Thus, the more corrosion-sensitive phase controls the durability of the alloy, while the structural stability is controlled by the highly alloyed phase.

Sammanfattning av uppfinningen Det är därför ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla en duplex rostfri stållegering, som visar högt korrosionsmotstånd i kombination med förbättrade mekaniska egenskaper och som är mest lämpligt för användning l miljöer där ett högt motstånd krävs mot allmän korrosion och lokal korrosion, såsom till exempel i kloridhaltiga miljöer.SUMMARY OF THE INVENTION It is therefore an object of the present invention to provide a duplex stainless steel alloy which exhibits high corrosion resistance in combination with improved mechanical properties and which is most suitable for use in environments where high resistance to general corrosion and local corrosion is required, such as for example in chloride-containing environments.

Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla en duplex rostfri stållegering med en ferrithalt i intervallet 40 till 65 volym-% och ett PRE-tal på minst mellan 46 och 50 i både austenitfas och ferritfas och med ett optimalt förhållande mellan PRE austenit och PRE ferrit i intervallet 0,90 till 1,15; företrädesvis mellan 0,9 och 1,05.It is a further object of the present invention to provide a duplex stainless steel alloy having a ferrite content in the range of 40 to 65% by volume and a PRE number of at least between 46 and 50 in both austenite phase and ferrite phase and with an optimal ratio of PRE austenite to PRE ferrite in the range 0.90 to 1.15; preferably between 0.9 and 1.05.

Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla en duplex rostfri stållegering med en Critical Pittingcorrosion Temperature (hädanefter förkortad CPT) värde större än 90°C, företrädesvis större än 95°C och en Critical Crevicecorrosion Temperature (hädanefter förkortad CCT) värde på minst 50°C i 6% FeCl-ß, företrädesvis minst 60°C i 6% FeClg.It is a further object of the present invention to provide a duplex stainless steel alloy having a Critical Pitting Corrosion Temperature (hereinafter abbreviated CPT) value greater than 90 ° C, preferably greater than 95 ° C and a Critical Crevice Corrosion Temperature (hereinafter abbreviated CCT) value of at least 50 ° C in 6% FeCl 3, preferably at least 60 ° C in 6% FeCl 3.

Det är ytterligare ett syfte med föreliggande uppfinning att tillhandahålla en legering med en slagseghet på minst 100 J vid n~-.- 10 15 20 25 30 524 952 4 rumstemperatur och en förlängning vid dragprovning av minst 25% vid rumstemperatur.It is a further object of the present invention to provide an alloy having an impact strength of at least 100 J at room temperature and an elongation at tensile test of at least 25% at room temperature.

Materialet enligt föreliggande uppfinning uppvisar för dess höga legeringsinnehåll synnerligen god bearbetbarhet, i synnerhet varmbearbetbarhet och skall därmed vara mycket lämpligt att användas för till exempel tillverkning av stång, rör, såsom svetsade och sömlösa rör, plåt, band, tråd, svetstråd, konstruktionsdelar, såsom till exempel flänsar och kopplingar.Due to its high alloy content, the material according to the present alloy exhibits extremely good machinability, in particular hot machinability and should thus be very suitable for use in, for example, the manufacture of rods, tubes, such as welded and seamless tubes, sheet metal, strip, wire, welding wire, structural parts, such as for example flanges and couplings.

Dessa syften uppfylls enligt föreliggande uppfinning med duplexa rostfria stållegeringar som innehåller (i vikt-%) upp till 0,03% C, upp till O,5% Si, 24,0-30,0% Cr, 4,9-10,0% Ni, 3,0-5,0% Mo, 0,28-0,5% N, O-3,0% Mn, 0- 0,0030% B, upp till 0,010% S, 0-0,03% Al, O-0,010% Ca, O-3,0% W, 0-2,0% Cu, 0-3,5% Co, 0-0,3% Ru, resten Fe jämte oundvikliga föroreningar.These objects are achieved according to the present invention with duplex stainless steel alloys containing (in% by weight) up to 0.03% C, up to 0.5% Si, 24.0-30.0% Cr, 4.9-10. 0% Ni, 3.0-5.0% Mo, 0.28-0.5% N, O-3.0% Mn, 0- 0.0030% B, up to 0.010% S, 0-0, 03% Al, O-0.010% Ca, O-3.0% W, 0-2.0% Cu, 0-3.5% Co, 0-0.3% Ru, the remainder Fe and unavoidable impurities.

Kort beskrivning av figurerna Figur 1 visar CPT värden från test av försökschargerna i det modifierade ASTM G48C testet i "gröna-döden"-lösningen jämfört med de duplexa stålen SAF2507, SAF 2906 samt det högt legerade austenitiska stålet 654SMO.Brief Description of the Figures Figure 1 shows CPT values from tests of the test batches in the modified ASTM G48C test in the "green-death" solution compared to the duplex steels SAF2507, SAF 2906 and the high alloy austenitic steel 654SMO.

Figur 2 visar CPT-värden framtagna med hjälp av det modifierade ASTM G48C testet i ”gröna-döden”-|ösning för försökschargerna jämfört med det duplexa stålet SAF2507 samt det austenitiska stålet 654SMO.Figure 2 shows CPT values produced using the modified ASTM G48C test in the "green-death" solution for the test batches compared to the duplex steel SAF2507 and the austenitic steel 654SMO.

Figur 3 visar medelvärdet för avfrätningen i mm/år i 2%HCl vid temperaturen 75°C.Figure 3 shows the mean value of the etching in mm / year in 2% HCl at the temperature 75 ° C.

Figur 4 visar resultaten från varmduktilitetsprovning för de flesta av chargerna.Figure 4 shows the results from hot ductility testing for most of the charges.

Detaljerad beskrivning av uppfinningen Ett systematiskt utvecklingsarbete har överraskande visat att man genom en väl avvägd kombination av elementen Cr, Mo, Ni, N, Mn och Co kan erhålla optimal fördelning av elementen iferriten och i austeniten, vilket möjliggör ett mycket korrosionsbeständigt material med endast försumbar mängd sigmafas i materialet. Materialet erhåller även god bearbetbarhet som 10 15 20 25 30 524 952 möjliggör extrudering till sömlösa rör. Det visar sig att i syfte att erhålla kombinationen hög korrosionbeständighet i samband med god strukturstabilitet så krävs en mycket snäv kombination av iegeringselementen i materialet.Detailed description of the invention A systematic development work has surprisingly shown that through a well-balanced combination of the elements Cr, Mo, Ni, N, Mn and Co one can obtain optimal distribution of the elements iferrite and in the austenite, which enables a very corrosion-resistant material with only negligible amount of sigma phase in the material. The material also obtains good machinability which enables extrusion into seamless tubes. It turns out that in order to obtain the combination high corrosion resistance in connection with good structural stability, a very narrow combination of the alloying elements in the material is required.

Legeringen enligt uppfinningen innehåller (i vikt-°/°): C Max 0,03% Si Max 0,5% Mn O - 3,0% Cr 24,0 - 30,0% Ni 4,9 - 10,0% Mo 3,0 - 5,0% N 0,28 - 0,5% B 0-0,0030% S max 0,010% Co 0-3,5% W _ 0-3,0% Cu 0-2,0% Ru 0-0,3% Al O-0,03% Ca 0-0,010% resten Fe jämte normalt förekommande föroreningar och tillsatser varvid ferrithalten är 40-65 volym-%. 591 (C) har begränsad löslighet i både ferrit och austenit. Den begränsade lösligheten innebär en risk för utskiljning av kromkarbider och därför bör halten inte överstiga 0,03 vikt-%, företrädesvis inte överstiga 0,02 vikt-%. ßjsggl (Si) utnyttjas som desoxidationsmedel vid ståltillverkningen samt ökar flytbarheten vid tillverkning och svetsning. Emellertid leder för höga halter av Si till utskiljning av oönskad intermetallisk fas, varför halten bör begränsas till max 0,5 vikt-%, företrädesvis max 0,3 vikt-%. 10 15 20 25 30 524 952 6 Mangan (Mn) tillsätts för att öka N-lösligheten i materialet. Emellertid har det visat sig att Mn endast har en begränsad inverkan på N-lösligheten i den aktuella legeringstypen. Istället finns andra element med högre inverkan på lösligheten. Dessutom kan Mn i kombination med höga svavelhalter ge upphov till bildning av mangansulfider som fungerar som initieringspunkter för punktkorrosion. Mn-halten bör därför begränsas till mellan 0-3,0 vikt-%, företrädesvis 0,5-1,2 vikt-%. _l§_r_c¿rg (Cr) är ett mycket aktivt element för att förbättra resistensen mot flertalet korrosionstyper. En hög kromhalt innebär dessutom att man får en mycket god N-löslighet i materialet. Det är alltså önskvärt att hålla Cr halten så hög som möjligt för att förbättra korrosionsbeständigheten. För mycket goda värden på korrosionsbeständigheten bör kromhalten vara minst 24,0 vikt-%, företrädesvis 27,0 -29,0 vikt~%. Höga halter Cr ökar emellertid risken för intermetalliska utskiljningar, varför kromhalten måste begränsas uppåt till max 30,0 vikt-%. fli_c_k_el (Ni) används som austenitstabiliserande element och tillsätts i lämpliga halter så att önskvärd ferrithalt uppnås. För att uppnå det önskade förhållandet mellan den austenitiska och den ferritiska fasen med på mellan 40-65 volym-% ferrit krävs en tillsats av mellan 4,9-10,0 vikt-% nickel, företrädesvis 4,9-8,0 vikt-%.The alloy according to the invention contains (in% by weight / °): C Max 0.03% Si Max 0.5% Mn O - 3.0% Cr 24.0 - 30.0% Ni 4.9 - 10.0% Mo 3.0 - 5.0% N 0.28 - 0.5% B 0-0.0030% S max 0.010% Co 0-3.5% W _ 0-3.0% Cu 0-2.0 % Ru 0-0.3% Al O-0.03% Ca 0-0.010% the residue Fe together with normally occurring impurities and additives, the ferrite content being 40-65% by volume. 591 (C) has limited solubility in both ferrite and austenite. The limited solubility involves a risk of precipitation of chromium carbides and therefore the content should not exceed 0.03% by weight, preferably not exceed 0.02% by weight. ßjsggl (Si) is used as a deoxidizing agent in steelmaking and increases the flowability in manufacturing and welding. However, too high levels of Si lead to the precipitation of undesired intermetallic phase, so the content should be limited to a maximum of 0.5% by weight, preferably a maximum of 0.3% by weight. Manganese (Mn) is added to increase the N-solubility of the material. However, it has been found that Mn has only a limited effect on the N-solubility of the type of alloy in question. Instead, there are other elements with a higher impact on solubility. In addition, Mn in combination with high sulfur contents can give rise to the formation of manganese sulphides which act as initiation points for point corrosion. The Mn content should therefore be limited to between 0-3.0% by weight, preferably 0.5-1.2% by weight. _l§_r_c¿rg (Cr) is a very active element for improving resistance to most types of corrosion. A high chromium content also means that you get a very good N solubility in the material. It is therefore desirable to keep the Cr content as high as possible to improve the corrosion resistance. For very good values of corrosion resistance, the chromium content should be at least 24.0% by weight, preferably 27.0-29.0% by weight. However, high levels of Cr increase the risk of intermetallic precipitates, so the chromium content must be limited upwards to a maximum of 30.0% by weight. fl i_c_k_el (Ni) is used as an austenite stabilizing element and is added at appropriate levels so that the desired ferrite content is achieved. In order to achieve the desired ratio between the austenitic and the ferritic phase with between 40-65% by volume of ferrite, an addition of between 4.9-10.0% by weight of nickel, preferably 4.9-8.0% by weight, is required. %.

Molybden (Mo) är ett aktivt element som förbättrar korrosionsbeständigheten i kloridmiljöer samt företrädesvis i reducerande syror. En för hög Mo-halt i kombination med att Cr-halterna är höga, innebär att risken för intermetalliska utskiljningar ökar. Mo-halten iföreliggande uppfinning bör ligga i intervallet 3,0- 5,0 vikt-%, företrädesvis 3,6-4,7 vikt-%, i synnerhet 4,0-4,3 vikt-%.Molybdenum (Mo) is an active element that improves the corrosion resistance in chloride environments and preferably in reducing acids. Too high a Mo content in combination with the Cr contents being high, means that the risk of intermetallic precipitates increases. The mo content of the present invention should be in the range of 3.0-5.0% by weight, preferably 3.6-4.7% by weight, in particular 4.0-4.3% by weight.

Kväve (N) är ett mycket aktivt element som ökar korrosionsbeständigheten, strukturstabiliteten samt hållfastheten hos materialet. En hög N-halt förbättrar dessutom återbildningen av austenit efter svetsning, vilket ger goda egenskaper hos svetsförband. För att uppnå en god effekt av N, bör minst 0,28 oas:- neon. 10 15 20 25 30 5 2 4 9 5 2 °-.-" íš 'f 7 vikt-% N inlegeras. Vid höga halter av N ökar risken för utskiljning av kromnitrider, speciellt då kromhalten samtidigt är hög. Dessutom innebär en hög N-halt att risken för porositet ökar p.g.a. att lösligheten av N i smältan överskrids. N-halten bör av dessa anledningar begränsas till max 0,5 vikt-%, företrädesvis inlegeras >O,35 - 0,45 vikt-% N. låg (B) tillsätts för att öka varmbearbetbarheten hos materialet. Vid för hög borhalt kan svetsbarheten samt korrosionbeständigheten försämras. Borhalten bör därför begränsas till 0,0030 vikt-%.Nitrogen (N) is a very active element that increases the corrosion resistance, structural stability and strength of the material. A high N content also improves the regeneration of austenite after welding, which gives good properties of welded joints. To achieve a good effect of N, at least 0.28 oases should be: - neon. 10 15 20 25 30 5 2 4 9 5 2 ° -.- "íš 'f 7% by weight N is alloyed. At high levels of N the risk of precipitation of chromium nitrides increases, especially when the chromium content is at the same time high. In addition, a high N content that the risk of porosity increases due to the solubility of N in the melt being exceeded, the N content should for these reasons be limited to a maximum of 0.5% by weight, preferably alloyed> 0.35 - 0.45% by weight N. low ( B) is added to increase the hot workability of the material, if the boron content is too high, the weldability and corrosion resistance can be impaired, so the boron content should be limited to 0.0030% by weight.

Svavel (S) påverkar korrosionsbeständigheten negativt genom att bilda lättlösliga sulfider. Dessutom försämras varmbearbetbarheten varför svavelhalten begränsas till max 0,010 vikt-%. ßgtggfl (Co) tillsätts främst för att förbättra strukturstabiliteten samt korrosionsbeständigheten_ Co är en austenitstabiliserare. För att uppnå effekt bör minst 0,5 vikt-%, företrädesvis minst 1,5 vikt-% inlegeras. Då kobolt är ett relativt dyrt element begränsas kobolttillsatsen därför till max 3,5 vikt-%. g ökar resistansen mot punkt- och spalt korrosion. Men inlegering av för höga halter volfram i kombination med att Cr-halterna samt Mo-halterna är höga, innebär att risken för intermetalliska utskiljningar ökar. W-halten i föreliggande uppfinning bör ligga i intervallet 0-3,0 vikt-%, företrädesvis mellan 0,5 och 1,8 vikt-%.Sulfur (S) has a negative effect on the corrosion resistance by forming easily soluble sulphides. In addition, the hot workability deteriorates, which is why the sulfur content is limited to a maximum of 0.010% by weight. ßgtgg fl (Co) is added mainly to improve the structural stability and corrosion resistance_ Co is an austenite stabilizer. To achieve effect, at least 0.5% by weight, preferably at least 1.5% by weight, should be alloyed. As cobalt is a relatively expensive element, the cobalt addition is therefore limited to a maximum of 3.5% by weight. g increases resistance to point and crevice corrosion. However, the alloying of too high levels of tungsten in combination with the high Cr and Mo levels, means that the risk of intermetallic precipitates increases. The W content of the present invention should be in the range of 0-3.0% by weight, preferably between 0.5 and 1.8% by weight.

Qppg tillsätts för att förbättra den allmänkorrosionsbeständigheten i syra miljöer såsom svavelsyra. Cu påverkar även strukturstabiliteten. Höga halter av Cu innebär dock att den fasta lösligheten överskrids. Cu-halten begränsas därför till max 2,0 vikt-%, företrädesvis mellan 0,5 och 1,5 vikt-%. nan-n' 10 15 20 25 30 524 952 8 Rutenium (Ru) inlegeras för att öka korrosionsbeständigheten. Då rutenium är ett mycket dyrt element begränsas halten till max 0,3 vikt-%, företrädesvis större än 0 och upp till 0,1 vikt-°/0.Qppg is added to improve the general corrosion resistance in acidic environments such as sulfuric acid. Cu also affects structural stability. However, high levels of Cu mean that the solid solubility is exceeded. The Cu content is therefore limited to a maximum of 2.0% by weight, preferably between 0.5 and 1.5% by weight. nan-n '10 15 20 25 30 524 952 8 Ruthenium (Ru) is alloyed to increase corrosion resistance. As ruthenium is a very expensive element, the content is limited to a maximum of 0.3% by weight, preferably greater than 0 and up to 0.1% by weight / 0.

Aluminium (Al) samt Kalcium (Ca) utnyttjas som desoxidationsmedel vid ståltillverkningen. Halten Al bör begränsas till max 0,03 vikt-% för att begränsa nitridbildning. Ca har en gynnsam effekt på varmduktiliteten men Ca-halten bör dock begränsas till 0,010 vikt-% för att undvika oönskad mängd slagg.Aluminum (Al) and Calcium (Ca) are used as deoxidizing agents in steel production. The content of Al should be limited to a maximum of 0.03% by weight to limit nitride formation. Ca has a beneficial effect on hot ductility, but the Ca content should be limited to 0.010% by weight to avoid unwanted amount of slag.

Ferrithalten är viktig för att erhålla goda mekaniska egenskaper och korrosionsegenskaper samt god svetsbarhet. Ur korrosionssynpunkt och svetsbarhetssynpunkt är det önskvärt med en ferrithalt mellan 40-65% för att erhålla goda egenskaper. Höga ferrithalter innebär dessutom att lågtemperaturslagsegheten samt resistensen mot väteförsprödning riskerar att försämras. Ferrithalten är därför 40-65 volym-%, företrädesvis 42-60 volym-%, i synnerhet 45-55 volym-%.The ferrite content is important to obtain good mechanical and corrosion properties as well as good weldability. From the point of view of corrosion and weldability, it is desirable to have a ferrite content between 40-65% in order to obtain good properties. High ferrite levels also mean that the low-temperature impact strength and the resistance to hydrogen embrittlement risk deteriorating. The ferrite content is therefore 40-65% by volume, preferably 42-60% by volume, in particular 45-55% by volume.

Beskrivning av föredragna utföringsexempel I exemplen nedan anges sammansättningen på ett antal försökscharger, som åskådliggör inverkan av olika legeringselement på egenskaperna. Charge 605182 representerar en referenssammansättning och ingår således inte i området för denna uppfinning. Ej heller ska övriga charger anses begränsa uppfinningen utan anger endast exempel på charger som åskådliggör uppfinningen enligt patentkraven.Description of Preferred Embodiments The examples below set forth the composition of a number of test batches, which illustrate the effect of various alloying elements on the properties. Charge 605182 represents a reference composition and thus does not fall within the scope of this invention. Nor should other charges be considered to limit the invention, but only give examples of charges which illustrate the invention according to the claims.

Angivna PRE-tal eller -värden avser alltid värden beräknade enligt PREW- formeln, även om inte uttryckligen angivet.Stated PRE numbers or values always refer to values calculated according to the PREW formula, even if not explicitly stated.

Exempel 1 Försökscharger enligt detta exempel tillverkades genom laboratoriegjutning av 170kg göt som varmsmiddes till rundstång. Denna varmextruderades till stång (rundstång samt plattstång), där provmaterial togs ut från rundstång. Vidare glödgades plattstång innan kallvalsning ägde rum, 10 15 20 25 524 952 9 varefter ytterligare provmaterial togs ut. Processen kan ur materialteknisk synpunkt anses vara representativ för tillverkning i större skala, t.ex. för tillverkning av sömlösa rör med extrusionsmetoden följt av kallvalsning. Tabell 1 visar sammansättning hos första omgångens försökscharger.Example 1 Test batches according to this example were manufactured by laboratory casting of 170 kg of ingot which was hot forged into a round bar. This was heat-extruded into a bar (round bar and flat bar), where sample material was taken from a round bar. Furthermore, flat bar was annealed before cold rolling took place, after which additional sample material was taken out. From a technical point of view, the process can be considered representative of production on a larger scale, e.g. for the manufacture of seamless tubes using the extrusion method followed by cold rolling. Table 1 shows the composition of the first round test batches.

Tabell 1. Sammansättning för försökscharger, vikt-%.Table 1. Composition for test batches,% by weight.

Charge Mn Cr Ni Mo W Co V La Ti N 605193 1,03 27,90 8,80 4,00 0,01 0,02 0,04 0,01 0,01 0,36 605195 0,97 27,90 9,80 4,00 0,01 0,97 0,55 0,01 0,35 0,48 605197 1,07 28,40 8,00 4,00 1,00 1,01 0,04 0,01 0,01 0,44 605178 0,91 27,94 7,26 4,01 0,99 0,10 0,07 0,01 0,03 0,44 605183 1,02 28,71 6,49 4,03 0,01 1,00 0,04 0,01 0,04 0,28 605184 0,99 28,09 7,83 4,01 0,01 0,03 0,54 0,01 0,01 0,44 605187 2,94 27,74 4,93 3,98 0,01 0,98 0,06 0,01 0,01 0,44 605153 2,78 27,85 6,93 4,03 1,01 0,02 0,06 0,02 0,01 0,34 605182 0,17 23,48 7,88 5, 75 0,01 0,05 0, 04 0,01 0,10 0,26 I syfte att undersöka strukturstabiliteten glödgades prover från varje charge vid 900-1150°C med steg på 50°C samt släcktes i luft, respektive vatten. Vid de lägsta temperaturerna bildades intermetallisk fas. Den lägsta temperaturen, där mängden intermetallisk fas blev försumbart liten bestämdes med hjälp av studier i ljusoptiskt mikroskop. Nya prover från respektive charge glödgades sedan vid sagda temperatur under fem minuter varefter proverna svalnades med den konstanta svalningshastigheten -140°C/min till rumstemperatur. Areafraktionen sigmafas i materialen bestämdes därefter med digital bildanalys av bilder upptagna med bakåtspridda elektroner i svepelektronmikroskop. Resultaten framgår av Tabell 2.Charge Mn Cr Ni Mo W Co V La Ti N 605193 1.03 27.90 8.80 4.00 0.01 0.02 0.04 0.01 0.01 0.01 0.36 605195 0.97 27.90 9 .80 4.00 0.01 0.97 0.55 0.01 0.35 0.48 605197 1.07 28.40 8.00 4.00 1.00 1.01 0.04 0.01 0, 01 0.44 605178 0.91 27.94 7.26 4.01 0.99 0.10 0.07 0.01 0.03 0.44 605183 1.02 28.71 6.49 4.03 0, 01 1,00 0,04 0,0,0 0,04 0,28 605184 0,99 28,09 7,83 4,01 0,01 0,03 0,54 0,01 0,01 0,44 605187 2, 94 27.74 4.93 3.98 0.01 0.98 0.06 0.01 0.01 0.44 605153 2.78 27.85 6.93 4.03 1.01 0.02 0.06 0.02 0.01 0.34 605182 0.17 23.48 7.88 5 .75 0.01 0.05 0.04 0.01 0.10 0.26 In order to examine the structural stability, samples from each batch were annealed. at 900-1150 ° C with steps of 50 ° C and extinguished in air and water, respectively. At the lowest temperatures, intermetallic phase was formed. The lowest temperature at which the amount of intermetallic phase became negligibly small was determined by means of studies under a light optical microscope. New samples from each batch were then annealed at said temperature for five minutes after which the samples were cooled at the constant cooling rate of -140 ° C / min to room temperature. The area fraction sigma phase in the materials was then determined by digital image analysis of images taken with backscattered electrons in a scanning electron microscope. The results are shown in Table 2.

Tmax sigma är beräknat med Thermo-Calc (T-C version N termodynamiska databasen för stål TCFE99) baserat på riktvärden för alla anförda element i de olika varianterna. Tmax sigma är upplösningstemperaturen för sigmafas, där hög upplösningstemperatur indikerar lägre strukturstabilitet. 10 15 20 25 524 952 10 Tabell 2.Tmax sigma is calculated with Thermo-Calc (T-C version N thermodynamic database for steel TCFE99) based on guideline values for all specified elements in the different variants. Tmax sigma is the dissolution temperature for sigma phase, where high dissolution temperature indicates lower structural stability. 10 15 20 25 524 952 10 Table 2.

Charge Värmebehandling Mängd c [vol-%] Tmax o 605193 1100°C, 5min 7,5% 1016 605195 1150°C, 5min 32% 1047 605197 1100°C, 5min 18% 1061 605178 1100°C, 5min 14% 1038 605183 1050°C, 5min 0,4% 997 605184 1100°C, 5min 0,4% 999 605187 1050°C, 5min 0,3% 962 605153 1100°C, 5min 3,5% 1032 605182 1100°C, 5min 2,0% 1028 Syftet med denna undersökning är att kunna ranka material med avseende på strukturstabiliteten, dvs detta är inte den faktiska halten sigmafas i de provbitar som värmebehandlats och släckts innan t.ex. korrosionsprovning.Charge Heat treatment Quantity c [vol-%] Tmax o 605193 1100 ° C, 5min 7.5% 1016 605195 1150 ° C, 5min 32% 1047 605197 1100 ° C, 5min 18% 1061 605178 1100 ° C, 5min 14% 1038 605183 1050 ° C, 5min 0.4% 997 605184 1100 ° C, 5min 0.4% 999 605187 1050 ° C, 5min 0.3% 962 605153 1100 ° C, 5min 3.5% 1032 605182 1100 ° C, 5min 2 , 0% 1028 The purpose of this study is to be able to rank materials with respect to structural stability, ie this is not the actual content of sigma phase in the test pieces that have been heat treated and extinguished before e.g. corrosion test.

Man kan se att Tmax sigma som beräknats med Thermo-calc inte direkt stämmer med uppmätt mängd sigmafas, men det är dock tydligt att de försökscharger med lägst beräknat Tmax sigma innehåller lägst mängd sigmafas vid denna undersökning.It can be seen that Tmax sigma calculated with Thermo-calc does not directly correspond to the measured amount of sigma phase, but it is clear that the experimental charges with the lowest calculated Tmax sigma contain the lowest amount of sigma phase in this study.

Punktkorrosionsegenskaperna hos samtliga charger har testats för ranking i den så kallade "gröna-döden"-lösning, som består av 1%FeCl3, 1%CuCl2, 11% H2SO4, 1,2% HCI. Provningsförfarandet motsvarar punktkorrosionsprovning enligt ASTM G48C, utförs dock iden mer aggressiva ”gröna-döden”-|ösningen. Dessutom har en del charger provats enligt ASTMG48C (2 försök per charge). Även elektrokemisk provning i 3%NaCl (6 försök per charge) har genomförts. Resultaten i form av kritisk punktfrätningstemperatur (CPT) från samtliga försök framgår av Tabell 3, såsom PREW-talet (Cr+3,3(Mo+0,5W)+16N) för den totala legeringssammansättningen samt för austenit samt ferrit. lndexeringen alfa avser ferrít och gamma avser austenit. 10 15 sanna 20 anno» 524 952 11 Tabell 3.The point corrosion properties of all charges have been tested for ranking in the so-called "green-death" solution, which consists of 1% FeCl3, 1% CuCl2, 11% H2SO4, 1.2% HCl. The test procedure corresponds to spot corrosion testing according to ASTM G48C, but is performed in the more aggressive "green-death" solution. In addition, some chargers have been tested according to ASTMG48C (2 trials per charge). Electrochemical testing in 3% NaCl (6 trials per batch) has also been performed. The results in the form of critical point corrosion temperature (CPT) from all experiments are shown in Table 3, such as the PREW number (Cr + 3.3 (Mo + 0.5W) + 16N) for the total alloy composition and for austenite and ferrite. The index alpha refers to ferrite and gamma refers to austenite. 10 15 true 20 years »524 952 11 Table 3.

Charge PRE PRE y PRE y/ PRE CPT °C CPT °C CPT °C q PRE a Modifierad ASTM G48 C 3% NaCl ASTM G48C 6% FeCla Gröna döden 605193 51,3 49,0 0,9552 46,9 90/90 64 605195 51,5 48,9 09495 48,7 90/90 95 605197 53,3 53,7 1,0075 50,3 90/90 >95 >95 605178 50,7 52,5 1,0355 49,8 75/80 94 605183 48,9 48,9 1,0000 46,5 85/85 90 93 605184 48,9 51,7 1,0573 48,3 80/80 72 605187 48,0 54,4 1,1333 48,0 70/75 77 605153 49,6 51,9 1,0464 48,3 80/85 85 90 605182 54,4 46,2 0,8493 46,6 75/70 85 62 654SMO 90/85 SAF2507 70/70 SAF2609 60/50 Det är vedertaget att det föreligger ett linjärt samband mellan det lägsta PRE-värdet i austeniten eller ferriten och CPT-värdet i duplexa stål, men resultaten i Tabell 3 visar att PRE-talet inte enbart förklarar CPT-värdet. l Figur 1 presenteras CPT-värden från test i det modifierade ASTM G48C testet i diagramform. De duplexa stålen SAF2507, SAF2906 samt det högt legerade austenitiska stålet 654SMO finns med som referens. Det är tydligt från dessa resultat att samtliga försöksmaterial uppvisar bättre CPT i den modifierade ASTM G48C än SAF2507 samt SAF2906. Vidare uppvisar några av försöksmaterialen CPT iden modifierade ASTM G48C resultat i nivå med eller högre än 654SMO. Försökscharge 605183 Iegerad med kobolt visar god struktuturstabilitet vid kontrollerad svalningshastighet (-140°C/min) trots att den innehåller höga halter krom samt molybden, uppvisar bättre resultat än SAF2507 samt SAF2906. Det visar sig i denna undersökning att ett högt PRE inte enbart förklarar CPT värdena, utan förhållandet PRE austenit/PRE ferrit är av yttersta vikt för egenskaperna hos högre legerade duplexa stål, och det krävs en mycket snäv och noggrann awägning mellan legeringselementen för att erhålla detta optimala förhållande som ligger mellan 0,9-1,15; företrädesvis 0,9-1,05 och samtidigt erhålla PRE värden över 46. Förhållandet PRE austenit/PRE ferrit mot CPT i det modifierade ASTM G48C testet för försökschargerna redovisas i Tabell 3. voro 0000 o on-an o e a. v no os ut sin; a» n av u n u n o s 4 0 a ß n a n 'nu v b I I I O I I I o nu nu anno o. nu 10 524 952 12 Hållfastheten vid rumstemperatur (RT), 100°C och 200°C och slagsegheten vid rumstemperatur (RT) har bestämts för samtliga charger och visas som medelvärde av tre försök.Charge PRE PRE y PRE y / PRE CPT ° C CPT ° C CPT ° C q PRE a Modified ASTM G48 C 3% NaCl ASTM G48C 6% FeCla Green Death 605193 51.3 49.0 0.9552 46.9 90/90 64 605195 51.5 48.9 09495 48.7 90/90 95 605197 53.3 53.7 1.0075 50.3 90/90> 95> 95 605178 50.7 52.5 1.0355 49.8 75 / 80 94 605183 48.9 48.9 1.0000 46.5 85/85 90 93 605184 48.9 51.7 1.0573 48.3 80/80 72 605187 48.0 54.4 1.1333 48, 0 70/75 77 605153 49.6 51.9 1.0464 48.3 80/85 85 90 605182 54.4 46.2 0.8493 46.6 75/70 85 62 654SMO 90/85 SAF2507 70/70 SAF2609 60/50 It is accepted that there is a linear relationship between the lowest PRE value in austenite or ferrite and the CPT value in duplex steels, but the results in Table 3 show that the PRE number does not only explain the CPT value. Figure 1 presents CPT values from tests in the modified ASTM G48C test in diagrammatic form. The duplex steels SAF2507, SAF2906 and the highly alloyed austenitic steel 654SMO are included as a reference. It is clear from these results that all experimental materials show better CPT in the modified ASTM G48C than SAF2507 and SAF2906. Furthermore, some of the test materials CPT in the modified ASTM G48C show results at or above 654SMO. Experimental charge 605183 Alloyed with cobalt shows good structural stability at controlled cooling rate (-140 ° C / min) despite the fact that it contains high levels of chromium and molybdenum, shows better results than SAF2507 and SAF2906. It turns out in this study that a high PRE not only explains the CPT values, but the PRE austenite / PRE ferrite ratio is of utmost importance for the properties of higher alloyed duplex steels, and a very narrow and careful balance between the alloying elements is required to obtain this optimal ratio ranging from 0.9-1.15; preferably 0.9-1.05 and at the same time obtain PRE values above 46. The ratio of PRE austenite / PRE ferrite to CPT in the modified ASTM G48C test for the test batches is reported in Table 3. were 0000 o on-an oe a. v no os out its; a »n of ununos 4 0 a ß nan 'nu vb IIIOIII o nu nu anno o. nu 10 524 952 12 The strength at room temperature (RT), 100 ° C and 200 ° C and the impact resistance at room temperature (RT) have been determined for all charges and is displayed as the mean of three trials.

Dragprovstavar (DR-5C50) tillverkades av extruderade stänger, ø 20mm, som värmebehandlades vid temperaturer enligt Tabell 2 i 20 minuter följt av svalning i antingen luft eller vatten ( 605195, 605197, 605184).Tensile rods (DR-5C50) were made from extruded rods, ø 20mm, which were heat treated at temperatures according to Table 2 for 20 minutes followed by cooling in either air or water (605195, 605197, 605184).

Resultaten av undersökningen presenteras i Tabell 4 och 5. Resultaten av draghållfasthetsundersökningen visar att halterna av krom, kväve och volfram starkt påverkar draghållfastheten i materialet. Samtliga charger förutom 605153 uppfyller kravet på en 25% förlängning vid dragprovning i rumstemperatur (RT).The results of the study are presented in Tables 4 and 5. The results of the tensile strength test show that the levels of chromium, nitrogen and tungsten strongly affect the tensile strength of the material. All chargers except 605153 meet the requirement for a 25% elongation during tensile testing at room temperature (RT).

Tabell 4. Draghållfasthet Charge Temperatur RW; Rom Rm A5 Z (MPH) (MPa) (MP2) (%) (°/°) 605193 RT - 652 791 916 29,7 38 100°C 513 646 818 30,4 36 200°C 511 583 756 29,8 36 605195 RT 671 773 910 38,0 66 100°C 563 637 825 39,3 68 200°C 504 563 769 38,1 64 605197 RT 701 799 939 38,4 66 100°C 564 652 844 40,7 69 200°C 502 577 802 35,0 65 605178 RT 712 828 925 27,0 37 100°C 596 677 829 31,9 45 200°C 535 608 763 27,1 36 605183 RT 677 775 882 32,4 67 100°C 560 642 788 33,0 59 200°C 499 578 737 29,9 52 605184 RT 702 793 915 32,5 60 100°C 569 657 821 34,5 61 200°C 526 581 774 31 ,6 56 605187 RT 679 777 893 35,7 61 100°C 513 628 799 38,9 64 200°C 505 558 743 35,8 58 605153 RT 715 845 917 20,7 24 100°C 572 692 817 29,3 27 200°C 532 61 1 749 23,7 31 605182 RT 627 754 903 28,4 43 100°C 493 621 802 31,8 42 10 15 524 952 13 Tabell 5. Slagseghet Charge Glödgning Svalning Slagseghet Glödgning Svalning Slagseghet [°C/min] [Jl [°C/min] [J] 6051 93 1 100/20 Luft 35 1 100/20 Vatten 242 605195 1 150/20 Vatten 223 605197 1 100/20 Vatten 254 1 130/20 Vatten 259 605178 1100/20 Luft 62 1100/20 Vatten 234 605183 1050/20 Luft 79 1050/20 Vatten 244 605184 1 100/20 Vatten 81 1 100/20 Luft 78 605187 1050/20 Luft 51 1 100/20 Vatten 95 605153 1 100/20 Luft 50 1 100/20 Vatten 246 605182 1 100/20 Luft 22 1 100/20 Vatten 324 Denna undersökning visar mycket tydligt att vattensläckning naturligtvis krävs för att erhålla den bästa strukturen och således bra slagseghetsvärden. Kravet är 100J vid provning i rumstemperatur och detta klarar alla charger, utom charge 605184 och 605187, där visserligen den sistnämnda ligger mycket nära kravet.Table 4. Tensile strength Charge Temperature RW; Rom Rm A5 Z (MPH) (MPa) (MP2) (%) (° / °) 605193 RT - 652 791 916 29.7 38 100 ° C 513 646 818 30.4 36 200 ° C 511 583 756 29.8 36 605195 RT 671 773 910 38.0 66 100 ° C 563 637 825 39.3 68 200 ° C 504 563 769 38.1 64 605197 RT 701 799 939 38.4 66 100 ° C 564 652 844 40.7 69 200 ° C 502 577 802 35.0 65 605178 RT 712 828 925 27.0 37 100 ° C 596 677 829 31.9 45 200 ° C 535 608 763 27.1 36 605183 RT 677 775 882 32.4 67 100 ° C 560 642 788 33.0 59 200 ° C 499 578 737 29.9 52 605184 RT 702 793 915 32.5 60 100 ° C 569 657 821 34.5 61 200 ° C 526 581 774 31, 6 56 605187 RT 679 777 893 35.7 61 100 ° C 513 628 799 38.9 64 200 ° C 505 558 743 35.8 58 605153 RT 715 845 917 20.7 24 100 ° C 572 692 817 29.3 27 200 ° C 532 61 1 749 23.7 31 605182 RT 627 754 903 28.4 43 100 ° C 493 621 802 31.8 42 10 15 524 952 13 Table 5. Impact strength Charge Annealing Cooling Impact annealing Annealing Cooling Impact [° C / min] [Jl [° C / min] [J] 6051 93 1 100/20 Air 35 1 100/20 Water 242 605195 1 150/20 Water 223 605197 1 100/20 Water 254 1 130/20 Water n 259 605178 1100/20 Air 62 1100/20 Water 234 605183 1050/20 Air 79 1050/20 Water 244 605184 1 100/20 Water 81 1 100/20 Air 78 605187 1050/20 Air 51 1 100/20 Water 95 605153 1 100/20 Air 50 1 100/20 Water 246 605182 1 100/20 Air 22 1 100/20 Water 324 This study shows very clearly that water extinguishing is of course required to obtain the best structure and thus good impact strength values. The requirement is 100J when tested at room temperature and this can handle all charges, except charge 605184 and 605187, where admittedly the latter is very close to the requirement.

Tabell 6 visar resultat från Tungsten-lnert-Gas omsmältningsförsök (hädanefter förkortad TIG) där chargerna 605193, 605183, 605184 samt 605253 uppvisar en god struktur i den värmepåverkade zonen (Heat Affected Zone, hädanefter förkortad HAZ). De Ti- innehållande chargerna uppvisar TiN i HAZ. En för hög krom- samt kvävehalt resulterar i utskiljning av Cr2N vilket ska undvikas då det försämrar egenskaperna hos materialet.Table 6 shows results from the Tungsten-lnert-Gas remelting test (hereinafter abbreviated TIG) where the charges 605193, 605183, 605184 and 605253 show a good structure in the heat affected zone (hereinafter abbreviated HAZ). The Ti-containing charges show TiN in HAZ. Too high a chromium and nitrogen content results in the precipitation of Cr2N, which should be avoided as it impairs the properties of the material.

Tabell 6.Table 6.

Charge Utskiljningar Skyddsgas Ar (99,99%) HAZ: OK HAZ: Stora mängder TIN och c-fas HAZ: Små mängder CrzN i ö-korn, dock ej mycket HAZ: CrzN i ö-korn, annars OK HAZ: OK HAZ: OK HAZ: CrzN ganska nära smâltgränsen, inga utskiljningar längre ut HAZ: OK HAZ: TiN samt dekorerade korngränser 8/8 605193 605195 605197 605178 605183 605184 605187 605153 605182 10 15 20 524 952 14 Exempel 2 l det nedanstående exemplet anges sammansättningen på ytterligare ett antal försökscharger tillverkade med avsikten att finna den optimala sammansättningen. Dessa charger är modifierade utifrån egenskaperna hos chargerna med god strukturstabilitet samt hög korrosionsbeständighet, från resultaten som visades i Exempel 1. Samtliga charger i Tabell 7 omfattas av sammansättningen enligt föreliggande uppfinning, där charge 1-8 ingår i en statistisk försöksplan, medan charge e till n är ytterligare försökslegeringar inom ramen för denna uppfinning.Charge Excretions Shielding gas Ar (99.99%) HAZ: OK HAZ: Large amounts of TIN and c-phase HAZ: Small amounts of CrzN in island barley, but not much HAZ: CrzN in island barley, otherwise OK HAZ: OK HAZ: OK HAZ: CrzN quite close to the melting limit, no precipitates further out HAZ: OK HAZ: TiN and decorated grain boundaries 8/8 605193 605195 605197 605178 605183 605184 605187 605153 605182 10 15 20 524 952 14 Example 2 in the following example is given. number of test batches manufactured with the intention of finding the optimal composition. These charges are modified based on the properties of the charges with good structural stability and high corrosion resistance, from the results shown in Example 1. All charges in Table 7 are included in the composition of the present invention, where charge 1-8 is included in a statistical test plan, while charge e to n are further experimental alloys within the scope of this invention.

Ett antal försökscharger togs fram genom gjutning av 270 kg göt som varmsmiddes till rundstång. Denna extruderades till stång, varur provmaterial togs. Sedan glödgades stång innan kallvalsning av plattstång ägde rum därefter togs ytterligare provmaterial ut. Tabell 7 visar sammansättning för dessa försökscharger.A number of experimental batches were produced by casting 270 kg of ingot which was hot forged into a round bar. This was extruded into rods, from which sample material was taken. Then the rod was annealed before cold rolling of the flat rod took place, then additional sample material was taken out. Table 7 shows the composition of these test batches.

Tabell 7.Table 7.

Charge Mn Cr Ni Mo W Co Cu Ru B N 1 605258 1,1 29,0 6,5 4,23 1,5 0,0018 0,46 2 605249 1,0 28,8 7,0 4,23 1,5 0,0026 0,38 3 605259 1,1 29,0 6,8 4,23 0,6 0,0019 0,45 4 605260 1,1 27,5 5,9 4,22 1,5 0,0020 0,44 5 605250 1,1 28,8 7,6 4,24 0,6 0,0019 0,40 6 605251 1,0 28,1 6,5 4,24 1,5 0,0021 0,38 7 605261 1,0 27,8 6,1 4,22 0,6 0,0021 0,43 8 605252 1,1 28,4 6,9 4,23 0,5 0,0018 0,37 e 605254 1,1 26,9 6,5 4,8 1,0 0,0021 0,38 f 605255 1,0 28,6 6,5 4,0 3,0 0,0020 0,31 g 605262 2,7 27,6 6,9 3,9 1,0 1,0 0,0019 0,36 h 605263 1,0 28,7 6,6 4,0 1,0 1,0 0,0020 0,40 i 605253 1,0 28,8 7,0 4,16 1,5 0,0019 0,37 j 605266 1,1 30,0 7,1 4,02 0,0018 0,38 k 605269 1,0 28,5 7,0 3,97 1,0 1,0 0,0020 0,45 l 605268 1,1 28,2 6,6 4,0 1,0 1,0 1,0 0,0021 0,43 m 605270 1,0 28,8 7,0 4,2 1,5 0,1 0,0021 0,41 n 605267 1,1 29,3 6,5 4,23 1,5 0,0019 0,38 524 952 f*fi¥ 15 Tabell 8. Thermo-Calc variant a-formel ot T-c PRE total PRE 8 PRE y Tma Tmax empirisk Sigma CrgN 1 46 50 50,2 47,8 50,5 1006 1123 2 52 50 49,1 48,4 49,8 1019 1084 3 45 50 50,2 47,9 52,6 1007 1097 4 46 50 49,2 46,5 49,8 986 1121 5 47 50 49,1 48,5 49,7 1028 1038 6 52 50 48,1 47,1 49,2 998 1086 7 44 50 49,2 46,6 52,0 985 1081 8 46 50 48,1 47,2 49,1 1008 1044 e 46 53 49,3 48,4 49,5 1010 1099 f 65 52 46,7 47,2 46,1 1008 1090 g 48 51 48,4 48,4 48,3 1039 979 n 50 53 50,0 48,4 51,7 1035 1087 i 52 50 49,1 48,4 49,8 1019 1084 Thermo-Calc-värden enligt tabell 8 (T-C version N 5 termodynamiska databasen för stål TCFE99) är baserade på riktvärden för element i de olika varianterna. PRE-tal för ferrit och austenit baseras på deras jämviktssammansättning vid 1100°C. Tma, sigma är upplösningstemperaturen för sigmafas, där hög upplösningstemperatur indikerar lägre strukturstabilitet.Charge Mn Cr Ni Mo W Co Cu Ru BN 1 605258 1.1 29.0 6.5 4.23 1.5 0.0018 0.46 2 605249 1.0 28.8 7.0 4.23 1.5 0.0026 0.38 3 605259 1.1 29.0 6.8 4.23 0.6 0.0019 0.45 4 605260 1.1 27.5 5.9 4.22 1.5 0.0020 0 , 44 5 605250 1.1 28.8 7.6 4.24 0.6 0.0019 0.40 6 605251 1.0 28.1 6.5 4.24 1.5 0.0021 0.38 7 605261 1.0 27.8 6.1 4.22 0.6 0.0021 0.43 8 605252 1.1 28.4 6.9 4.23 0.5 0.0018 0.37 e 605254 1.1 26 .9 6.5 4.8 1.0 0.0021 0.38 f 605255 1.0 28.6 6.5 4.0 3.0 0.0020 0.31 g 605262 2.7 27.6 6, 9 3.9 1.0 1.0 0.0019 0.36 h 605263 1.0 28.7 6.6 4.0 1.0 1.0 0.0020 0.40 i 605253 1.0 28.8 7.0 4.16 1.5 0.0019 0.37 j 605266 1.1 30.0 7.1 4.02 0.0018 0.38 k 605269 1.0 28.5 7.0 3.97 1 .0 1.0 0.0020 0.45 l 605268 1.1 28.2 6.6 4.0 1.0 1.0 1.0 0.0021 0.43 m 605270 1.0 28.8 7, 0 4.2 1.5 0.1 0.0021 0.41 n 605267 1.1 29.3 6.5 4.23 1.5 0.0019 0.38 524 952 f * fi ¥ 15 Table 8. Thermo -Calc variant a-formula ot Tc PRE total PRE 8 PRE y Tma Tmax empirical Sigma CrgN 1 46 50 50.2 47.8 50.5 1006 1123 2 52 50 49.1 48.4 49.8 1019 1084 3 45 50 50.2 47.9 52.6 1007 1097 4 46 50 49.2 46.5 49.8 986 1121 5 47 50 49.1 48.5 49.7 1028 1038 6 52 50 48.1 47, 1 49.2 998 1086 7 44 50 49.2 46.6 52.0 985 1081 8 46 50 48.1 47.2 49.1 1008 1044 e 46 53 49.3 48.4 49.5 1010 1099 f 65 52 46.7 47.2 46.1 1008 1090 g 48 51 48.4 48.4 48.3 1039 979 n 50 53 50.0 48.4 51.7 1035 1087 i 52 50 49.1 48.4 49 , 8 1019 1084 Thermo-Calc values according to table 8 (TC version N 5 thermodynamic database for steel TCFE99) are based on guide values for elements in the different variants. PRE numbers for ferrite and austenite are based on their equilibrium composition at 1100 ° C. Tma, sigma is the dissolution temperature for sigma phase, where high dissolution temperature indicates lower structural stability.

Fördelningen av legeringselement i ferrit- och austenitfasen 10 undersöktes med mikrosondanalys, resultatet framgår av Tabell 9.The distribution of alloying elements in the ferrite and austenite phase 10 was investigated by microprobe analysis, the results are shown in Table 9.

Tabell 9.Table 9.

Charge Fas Cr Mn Ni Mo W Co Cu N 605258 Ferm 29,8 1,3 4,8 5,0 1,4 0,11 Austenit 28,3 1,4 7,3 3,4 1,5 0,60 605249 Ferm 29,8 1,1 5,4 5,1 1,3 0,10 = -' Austenit 27,3 1,2 7,9 3,3 1,6 0,53 605259 Ferm 29,7 1,3 5,3 5,3 0,5 0,10 N Austenit 28,1 1,4 7,8 3,3 0,58 0,59 - 605260 Ferrit 28,4 1,3 4,4 5,0 1,4 0,08 ya: Austenit 26,5 1,4 6,3 3,6 1,5 0,54 _ 3 605250 Femt 30,1 1,3 5,6 5,1 0,46 0,07 . Austentt 27,3 1,4 8,8 3,4 0,53 0,52 _Z_ , 605251 Ferm 29,6 1,2 5,0 5,2 1,3 0,08 -. -: Austenit 26,9 1,3 7,6 3,5 1,5 0,53 °' , 605261 Ferrrt 28,0 1,2 4,5 4,9 0,45 0,07 - _ Austenit 26,5 1,4 6,9 3,3 0,56 0,56 '2-'2 605252 Ferrit 29,6 1,3 5,3 5,2 0,42 0,09 Austenit 27,1 1,4 8,2 3,3 0,51 0,48 605254 Femt 28,1 1,3 4,9 5,8 0,89 0,08 »nano 10 15 20 524 952 -- 16 Austenit 26,0 1,4 7,6 3,8 1,0 0,48 605255 Ferrit 30,1 1,3 5,0 4,7 2,7 0,08 Austenit 27,0 1,3 7,7 3,0 3,3 0,45 605262 Ferrit 28,8 3,0 5,3 4,8 1,4 0,9 0,08 Austenit 26,3 3,2 8,1 3,0 0,85 1,1 0,46 605263 Ferrit 29,7 1,3 5,1 5,1 1,3 0,91 0,07 Austenit 27,8 1,4 7,7 3,2 0,79 1,1 0,51 605253 Ferrit 30,2 1,3 5,4 5,0 1,3 0,09 Austenit 27,5 1,4 8,4 3,1 1,5 0,48 605266 Ferrit 31,0 1,4 5,7 4,8 0,09 Austenit 29,0 1,5 8,4 3,1 0,52 605269 Ferrit 28,7 1,3 5,2 5,1 1,4 0,9 0,11 Austenit 26,6 1,4 7,8 3,2 0,87 1,1 0,52 605268 Ferrit 29,1 1,3 5,0 4,7 1,3 0,91 0,84 0,12 Austenit 26,7 1,4 7,5 3,2 0,97 1,0 1,2 0,51 605270 Ferrit 30,2 1,2 5,3 5,0 1,3 0,11 Austenit 27,7 1,3 8,0 3,2 1,4 0,47 605267 Ferrit 30,1 1,3 5,1 4,9 1,3 0,08 Austenit 27,8 1 4 7,6 3,1 1 8 0,46 Punktkorrosionsegenskaperna hos samtliga charger har testats i ”gröna döden”- lösning (1%FeCl3, 1%CuCl2, 11% H2SO4, 1,2% HCI) för ranking. Provningsförfarandet är det samma som punktkorrosionsprovning enligt ASTM G48C dock utförs provningen i en mer aggressiv lösning än 6%FeCl_~,, den så kallade "gröna-döden”-lösningen. Även allmännkorrosionsprovning i 2%HCl (2 försök per charge) har genomförts för ranking inför daggpunktsprovning. Resultaten från samtliga försök framgår av Tabell 10, Figur 2 och Figur 3. Alla testade chargerna presterar bättre än SAF2507 i gröna döden lösning. Samtliga charger ligger inom det i identifierade intervallet 0,9-1,15; företrädesvis 0,9-1,05 vad gäller förhållandet PRE austenit/PRE ferrit samtidigt som PRE i både austenit och ferrit är högre än 44 och för de flesta chargerna även väsentligt högre än 44. Några av chargerna når till och med gränsen total PRE 50. Det är mycket intressant att notera att charge 605251, legerad med 1,5 vikt-% kobolt, presterar i det närmaste likvärdigt med charge 605250, legerad med 0,6 vikt-% kobolt, i "gröna-döden"-lösning trots den lägre kromhalt i charge 605251. Det är särskilt överraskande och intressant då charge 605251 har ett PRE-tal på ca 48, vilket är högre än någon kommersiell superduplex legering idag samtidigt som Tma, annan 10 15 20 524 952 17 sigma-värdet under 1010 “C indikerar en god strukturstabilitet baserat på värdena i Tabell 2 i exempel 1.Charge Fas Cr Mn Ni Mo W Co Cu N 605258 Ferm 29.8 1.3 4.8 5.0 1.4 0.11 Austenite 28.3 1.4 7.3 3.4 1.5 0.60 605249 Ferm 29.8 1.1 5.4 5.1 1.3 0.10 = - 'Austenite 27.3 1.2 7.9 3.3 1.6 0.53 605259 Ferm 29.7 1.3 5 , 3 5.3 0.5 0.10 N Austenite 28.1 1.4 7.8 3.3 0.58 0.59 - 605260 Ferrite 28.4 1.3 4.4 5.0 1.4 0 .08 ya: Austenite 26.5 1.4 6.3 3.6 1.5 0.54 _ 3 605250 Femt 30.1 1.3 5.6 5.1 0.46 0.07. Austentt 27.3 1.4 8.8 3.4 0.53 0.52 _Z_, 605251 Ferm 29.6 1.2 5.0 5.2 1.3 0.08 -. -: Austenite 26.9 1.3 7.6 3.5 1.5 0.53 ° ', 605261 Ferrrt 28.0 1.2 4.5 4.9 0.45 0.07 - _ Austenite 26.5 1.4 6.9 3.3 0.56 0.56 '2-'2 605252 Ferrit 29.6 1.3 5.3 5.2 0.42 0.09 Austenite 27.1 1.4 8.2 3.3 0.51 0.48 605254 Femt 28.1 1.3 4.9 5.8 0.89 0.08 »nano 10 15 20 524 952 - 16 Austenite 26.0 1.4 7.6 3 .8 1.0 0.48 605255 Ferrit 30.1 1.3 5.0 4.7 2.7 0.08 Austenite 27.0 1.3 7.7 3.0 3.3 0.45 605262 Ferrit 28 .8 3.0 5.3 4.8 1.4 0.9 0.08 Austenite 26.3 3.2 8.1 3.0 0.85 1.1 0.46 605263 Ferrite 29.7 1.3 5.1 5.1 1.3 0.91 0.07 Austenite 27.8 1.4 7.7 3.2 0.79 1.1 0.51 605253 Ferrit 30.2 1.3 5.4 5, 0 1.3 0.09 Austenite 27.5 1.4 8.4 3.1 1.5 0.48 605266 Ferrit 31.0 1.4 5.7 4.8 0.09 Austenite 29.0 1.5 8.4 3.1 0.52 605269 Ferrit 28.7 1.3 5.2 5.1 1.4 0.9 0.9 0.11 Austenite 26.6 1.4 7.8 3.2 0.87 1, 1 0.52 605268 Ferrit 29.1 1.3 5.0 4.7 1.3 0.91 0.84 0.12 Austenite 26.7 1.4 7.5 3.2 0.97 1.0 1 .2 0.51 605270 Ferrit 30.2 1.2 5.3 5.0 1.3 0.11 Austenite 27.7 1.3 8.0 3.2 1.4 0.47 605267 Ferrit 30.1 1 , 3 5.1 4.9 1.3 0.08 Austenit 27 , 8 1 4 7.6 3.1 1 8 0.46 The point corrosion properties of all charges have been tested in the "green death" solution (1% FeCl3, 1% CuCl2, 11% H2SO4, 1.2% HCl) for ranking. The test procedure is the same as spot corrosion testing according to ASTM G48C, however, the test is performed in a more aggressive solution than 6% FeCl 2, the so-called "green-death" solution. The results from all experiments are shown in Table 10, Figure 2 and Figure 3. All tested charges perform better than SAF2507 in the green death solution. All charges are within the identified range 0.9-1.15; preferably 0, 9-1.05 in terms of the ratio PRE austenite / PRE ferrite at the same time as the PRE in both austenite and ferrite is higher than 44 and for most charges also significantly higher than 44. Some of the charges even reach the limit total PRE 50. It is very interesting to note that charge 605251, alloyed with 1.5 wt% cobalt, performs almost equivalent to charge 605250, alloyed with 0.6 wt% cobalt, in the "green-death" solution despite the lower chromium content in charge 605251. This is particularly surprising and interesting as charge 605251 has a PRE number of about 48, which is higher than any commercial superduplex alloy today while Tma, another sigma value below 1010 ° C indicates a good structural stability based on the values in Table 2 in Example 1.

I Tabell 10 anges även PREW-talet (VoCr+3,3%(Mo+0,5%W)+16%N) för den totala legeringssammansättningen och PRE i austenit samt ferrit (avrundat) baserat på fassammansättning som uppmätts med mikrosond. Ferrithalten är uppmätt efter värmebehandling vid 1100°C följt av vattensläckning.Table 10 also shows the PREW number (VoCr + 3.3% (Mo + 0.5% W) + 16% N) for the total alloy composition and PRE in austenite and ferrite (rounded) based on phase composition measured with a microprobe. The ferrite content is measured after heat treatment at 1100 ° C followed by water quenching.

Tabell 1 0 Charge ot-halt PREW PRE PRE PREy/ CPT °C Total u y PREO, Gröna döden 605258 48,2 50,3 48,1 49,1 1,021 605249 59,8 48,9 48,3 46,6 0,967 75/80 605259 49,2 50,2 48,8 48,4 0,991 605260 53,4 48,5 46,1 47,0 1,019 605250 53,6 49,2 48,1 46,8 0,974 95/80 605251 54,2 48,2 48,1 46,9 0,976 90/80 605261 50,8 48,6 45,2 46,3 1,024 605252 56,6 48,2 48,2 45,6 0,946 80/75 605254 53,2 48,8 48,5 46,2 0,953 90/75 605255 57,4 46,9 46,9 44,1 0,940 90180 605262 57,2 47,9 48,3 45,0 0,931 605263 53,6 49,7 49,8 47,8 0,959 605253 52,6 48,4 48,2 45,4 0,942 85/75 605266 62,6 49,4 48,3 47,6 0,986 605269 52,8 50,5 49,6 46,9 0,945 605268 52,0 49,9 48,7 47,0 0,965 605270 57,0 49,2 48,5 45,7 0,944 605267 59,8 49,3 47,6 45,4 0,953 För att närmare undersöka strukturstabiliteten glödgades proverna i 20 minuter vid 1080°C, 1100°C och 1150°C, varefter de släcktes i vatten. Den temperatur där mängden intermetallisk fas blev försumbart liten bestämdes med hjälp av undersökningar i ljusoptiskt mikroskop. En jämförelse av chargernas struktur efter glödgning i 1080°C följt av vattensläckning indikerar vilka av chargerna som är mer benägna att innehålla oönskad sigma fas.Table 1 0 Charge ot content PREW PRE PRE PREy / CPT ° C Total uy PREO, Green death 605258 48.2 50.3 48.1 49.1 1.021 605249 59.8 48.9 48.3 46.6 0.967 75 / 80 605259 49.2 50.2 48.8 48.4 0.991 605260 53.4 48.5 46.1 47.0 1.019 605250 53.6 49.2 48.1 46.8 0.974 95/80 605251 54, 2 48.2 48.1 46.9 0.976 90/80 605261 50.8 48.6 45.2 46.3 1.024 605252 56.6 48.2 48.2 45.6 0.946 80/75 605254 53.2 48 , 8 48.5 46.2 0.953 90/75 605255 57.4 46.9 46.9 44.1 0.940 90180 605262 57.2 47.9 48.3 45.0 0.931 605263 53.6 49.7 49, 8 47.8 0.959 605253 52.6 48.4 48.2 45.4 0.942 85/75 605266 62.6 49.4 48.3 47.6 0.986 605269 52.8 50.5 49.6 46.9 0.945 605268 52.0 49.9 48.7 47.0 0.965 605270 57.0 49.2 48.5 45.7 0.944 605267 59.8 49.3 47.6 45.4 0.953 To further investigate the structural stability, the samples were annealed in 20 minutes at 1080 ° C, 1100 ° C and 1150 ° C, after which they were quenched in water. The temperature at which the amount of intermetallic phase became negligibly small was determined by examinations under a light optical microscope. A comparison of the charge structure after annealing at 1080 ° C followed by water quenching indicates which of the charges are more likely to contain unwanted sigma phase.

Resultaten framgår av Tabell 11. Strukturkontroll visar att chargerna 605249, 605251, 605252, 605253, 605254, 605255, 605259, 605260, 605266 samt 605267 är fria från oönskad sigmafas. Vidare är charge 605249, legerad med manus sauce 10 15 20 25 524 952 f " 18 1,5 vikt-% kobolt, fri från sigmafas, medan charge 605250, legerad med 0,6 vikt-% kobolt, innehåller lite sigmafas. Båda chargerna är legerade med hög halt krom närmare 29,0 vikt-% samt molybdenhalt på närmare 4,25 vikt-%. Om man jämför sammansättningarna för chargerna 605249, 605250, 605251 och 605252 med tanke på sigmafasinnehållet är det mycket tydligt att sammansättningsintervallet för det optimala materialet med avseende på i detta fall strukturstabilitet är mycket snävt. Vidare visar det sig att charge 605268 innehåller endast enstaka sigmafas jämfört med charge 605263 som innehåller mycket sigmafas. Det som huvudsakligen skiljer dessa charger åt är tillsats av koppar till charge 605268. l Charge 605266 samt 605267 är sigmafas fria trots hög kromhalt, den senare chargen är legerad med koppar.The results are shown in Table 11. Structural control shows that the charges 605249, 605251, 605252, 605253, 605254, 605255, 605259, 605260, 605266 and 605267 are free from unwanted sigma phase. Furthermore, charge 605249, alloyed with script sauce 10 15 20 25 524 952 f "18 is 1.5% by weight cobalt, free of sigma phase, while charge 605250, alloyed with 0.6% by weight cobalt, contains some sigma phase. Both charges are alloys with a high content of chromium close to 29.0% by weight and a molybdenum content of close to 4.25% by weight.Comparing the compositions of the charges 605249, 605250, 605251 and 605252 in view of the sigmaphase content, it is very clear that the composition range the material with respect to in this case structural stability is very narrow.Furthermore, it turns out that charge 605268 contains only single sigma phases compared to charge 605263 which contains a lot of sigma phase.The main difference between these charges is the addition of copper to charge 605268. l Charge 605266 and 605267 are sigma phase free despite high chromium content, the latter charge is alloyed with copper.

Vidare uppvisar chargerna 605262 och 605263 med tillsats av 1,0 vikt-% volfram en struktur med mycket sigmafas, medan det är intressant att notera att charge 605269 också med 1,0 vikt-% volfram men med högre kvävehalt än 605262 och 605263 uppvisar en betydligt mindre mängd sigmafas. Det krävs således en mycket väl awägd balans mellan de olika legeringselementen vid dessa höga legringshalter för t.ex. krom och molybden för att erhålla goda strukturegenskaper.Furthermore, the batches 605262 and 605263 with the addition of 1.0% by weight of tungsten show a structure with a lot of sigma phase, while it is interesting to note that charge 605269 also with 1.0% by weight of tungsten but with a higher nitrogen content than 605262 and 605263 shows a significantly less amount of sigma phase. A very well-balanced balance is thus required between the various alloying elements at these high alloying levels for e.g. chromium and molybdenum to obtain good structural properties.

Tabell 11 visar resultaten från den ljusoptiska undersökningen efter glödgning i 1080°C, 20min följt av vattensläckning. Mängden sigmafas anges med värden från 1 till 5, där 1 representerar att ingen sigmafas detekterats vid undersökningen, medan 5 representerar att mycket hög halt sigmafas detekterats vid undersökningen.Table 11 shows the results of the light optical examination after annealing at 1080 ° C, 20 minutes followed by water quenching. The amount of sigma phase is indicated with values from 1 to 5, where 1 represents that no sigma phase was detected during the examination, while 5 represents that a very high content of sigma phase was detected during the examination.

Tabell 1 1 _ Chage Sigmafas Cr Mo W Co Cu N Ru 605249 1 28,8 4,23 1,5 0,38 605250 2 28,8 4,24 0,6 0,40 605251 1 28,1 4,24 1,5 0,38 605252 1 28,4 4,23 0,5 0,37 605253 1 28,8 4,16 1,5 0,37 605254 1 26,9 4,80 1,0 0,38 605255 1 28,6 4,04 3,0 0,31 605258 2 29,0 4,23 1,5 0,46 605259 1 29,0 4,23 0,6 0,45 10 15 unga; 20 mogna 524 952 19 605260 1 27,5 4,22 1,5 0,44 605261 2 27,8 4,22 0,6 0,43 605262 4 27,6 3,93 1,0 1,0 0,36 605263 5 28,7 3,96 1,0 1,0 0,40 605266 1 30,0 4,02 0,38 605267 1 29,3 4,23 1,5 0,38 605268 2 28,2 3,98 1,0 1,0 1,0 0,43 605269 3 28,5 3,97 1,0 1,0 0,45 605270 3 28,8 4,19 1,5 0,41 0,1 l Tabell 12 visas resultat från slagseghetsprovning av några av chargerna. Resultaten är mycket bra vilket indikerar fin struktur efter glödgning vid 1100°C följt av vattensläckning och kravet på 100J klaras med stor marginal av samtliga provade charger.Table 1 1 _ Chage Sigma phase Cr Mo W Co Cu N Ru 605249 1 28.8 4.23 1.5 0.38 605250 2 28.8 4.24 0.6 0.40 605251 1 28.1 4.24 1 .5 0.38 605252 1 28.4 4.23 0.5 0.37 605253 1 28.8 4.16 1.5 0.37 605254 1 26.9 4.80 1.0 0.38 605255 1 28 .6 4.04 3.0 0.31 605258 2 29.0 4.23 1.5 0.46 605259 1 29.0 4.23 0.6 0.45 10 15 young; 20 mogna 524 952 19 605260 1 27.5 4.22 1.5 0.44 605261 2 27.8 4.22 0.6 0.43 605262 4 27.6 3.93 1.0 1.0 0.36 605263 5 28.7 3.96 1.0 1.0 0.40 605266 1 30.0 4.02 0.38 605267 1 29.3 4.23 1.5 0.38 605268 2 28.2 3.98 1.0 1.0 1.0 0.43 605269 3 28.5 3.97 1.0 1.0 0.45 605270 3 28.8 4.19 1.5 0.41 0.1 l Table 12 is shown results from impact testing of some of the charges. The results are very good, which indicates fine structure after annealing at 1100 ° C followed by water extinguishing and the requirement of 100J is met by a large margin of all tested charges.

Tabell 12.Table 12.

Charge Glödgning Svalning Slagseghet Slagseghet Slagseghet FC/mifll [J] [J] [Jl 605249 1100/20 Vatten >300 >300 >300 605250 1100/20 Vatten >300 >300 >300 605251 1100/20 vatten >300 >300 >300 605252 1100/20 Vatten >300 >300 >300 605253 1100/20 Vatten 258 267 257 605254 1100/20 Vatten >300 >300 >300 605255 1100/20 Vatten >300 >300 >300 Figur 4 visas resultaten från varmduktilitetsprovning av de flesta av chargerna. En bra bearbetbarhet är naturligtvis avgörande för att kunna tillverka materialet till produktformer så som stång, rör, såsom svetsade och sömlösa rör, plåt, band, tråd, svetstråd, konstruktionsdelar, såsom till exempel flänsar och kopplingar. Chargerna 605249,605250, 605251, 605252, 605255, 605266 samt 605267de flesta med kvävehalt runt 0,38 vikt-% uppvisar något bättre varmduktilitetsvärden. noen: »coon 10 15 20 25 30 524 952 20 Sammanfattning av försöksresultat l syfte att erhålla goda korrosionsegenskaper, samtidigt som materialet uppvisar god strukturstabilitet, varmbearbetbarhet och svetsbarhet bör materialet optimeras enligt följande: o PRE-talet i ferrit bör överstiga 45, men helst vara minst 47. o PRE-talet i austenit bör överstiga 45, men helst vara minst 47. o PRE-talet för hela legeringen bör företrädesvis vara minst 46. o Förhållandet PRE austenit/PRE ferrit bör ligga i intervallet 0,9-1,15; företrädesvis i intervallet 0,9-1,05. o Ferrithalten bör ligga i intervallet företrädesvis 45-55 volym-%. o Tma, sigma bör inte överstiga 1010°C. o Kvävehalten skall ligga i intervallet 0,28-0,5 vikt-%, företrädesvis i intervallet 0,35-0,48 vikt-%, men helst 0,38-O,40 vikt-%. o Kobolthalten bör ligga i intervallet O-3,5 vikt-%, företrädesvis 1,0-2,0 vikt-%, men helst 1,3-1,7 vikt-%. o I syfte att säkerställa hög kvävelöslighet, dvs om kvävehalten är i intervallet 0,38-0,40 vikt-% bör minst 29 vikt-% Cr tillsättas samt minst 3,0 vikt-% Mo, så att totalhalten av elementen Cr, Mo och N uppfyller sagda krav på PRE-talet.Charge Annealing Cooling Impact strength Impact strength Impact strength FC / mi fl l [J] [J] [Jl 605249 1100/20 Water> 300> 300> 300 605250 1100/20 Water> 300> 300> 300 605251 1100/20 water> 300> 300> 300 605252 1100/20 Water> 300> 300> 300 605253 1100/20 Water 258 267 257 605254 1100/20 Water> 300> 300> 300 605255 1100/20 Water> 300> 300> 300 Figure 4 shows the results from hot ductility testing of most of the charges. Good machinability is of course crucial to be able to manufacture the material into product shapes such as rods, pipes, such as welded and seamless pipes, sheet metal, strips, wire, welding wire, structural parts, such as flanges and couplings. The charges 605249, 605250, 605251, 605252, 605255, 605266 and 605267 most with a nitrogen content of around 0.38% by weight show slightly better hot ductility values. some: »coon 10 15 20 25 30 524 952 20 Summary of test results In order to obtain good corrosion properties, while the material exhibits good structural stability, hot workability and weldability, the material should be optimized as follows: o The PRE number in ferrite should exceed 45, but preferably be at least 47. o The PRE number in austenite should exceed 45, but preferably be at least 47. o The PRE number for the whole alloy should preferably be at least 46. o The ratio PRE austenite / PRE ferrite should be in the range 0.9-1, 15; preferably in the range 0.9-1.05. The ferrite content should be in the range, preferably 45-55% by volume. o Tma, sigma should not exceed 1010 ° C. The nitrogen content should be in the range 0.28-0.5% by weight, preferably in the range 0.35-0.48% by weight, but preferably 0.38 -0.40% by weight. The cobalt content should be in the range O-3.5% by weight, preferably 1.0-2.0% by weight, but preferably 1.3-1.7% by weight. o In order to ensure high nitrogen solubility, ie if the nitrogen content is in the range 0.38-0.40% by weight, at least 29% by weight Cr should be added and at least 3.0% by weight Mo, so that the total content of the elements Cr, Mo and N meets said requirements of the PRE number.

Claims (15)

524 9 52 '=.=' äfiïš~ífiïii=~ Zl Patentkrav524 9 52 '=. =' Ä fi ïš ~ í fi ïii = ~ Zl Patentkrav 1. Ferrit-austenitisk duplex rostfri stållegering, tillverkad med konventionella metoder, k ä n n e te c k n a d därav, att den uppvisar följande komposition i vikt-%: C max 0,03% Si max 0,5% Mn 0 - 3,0% Cr 24,0 - 30,0% Ni 4,9 - 10,0% Mo 3,0 - 5,0% N 0,28 - 0,5% B 0-0,0030% S max 0,010% co i z o-3,5% W 0-3,0% Cu 0-2,0% Ru 0-0,3% Al 0-0,03% Ca 0-0,010% samt resten Fe jämte normalt förekommande föroreningar och tillsatser, varvid ferrithalten är 40-65 volymprocent och att legeringens totala PRE- eller PREW-värde överstiger 44, varvid PRE = %Cr + 3,3%Mo + 16N och PREW = %Cr + 3,3(%Mo + 0,5%W) + 16N, vari % avser vikt-%.1. Ferrite-austenitic duplex stainless steel alloy, made by conventional methods, characterized in that it has the following composition in% by weight: C max 0,03% Si max 0,5% Mn 0 - 3,0% Cr 24.0 - 30.0% Ni 4.9 - 10.0% Mo 3.0 - 5.0% N 0.28 - 0.5% B 0-0.0030% S max 0.010% co iz o -3.5% W 0-3.0% Cu 0-2.0% Ru 0-0.3% Al 0-0.03% Ca 0-0.010% and the rest Fe together with normally occurring impurities and additives, the ferrite content is 40-65% by volume and that the total PRE or PREW value of the alloy exceeds 44, whereby PRE =% Cr + 3.3% Mo + 16N and PREW =% Cr + 3.3 (% Mo + 0.5% W) + 16N, where% refers to% by weight. 2. Legering enligt krav 1, k ä n n e te c k n a d därav, att manganhalten ligger mellan 0,5 och 1,2 víkt-%.2. An alloy according to claim 1, characterized in that the manganese content is between 0.5 and 1.2% by weight. 3. Legering enligt krav 1 eller 2, k ä n n e te c k n a d därav, att kromhalten ligger mellan 27,0 och 29,0 vikt-%.3. An alloy according to claim 1 or 2, characterized in that the chromium content is between 27.0 and 29.0% by weight. 4. Legering enligt krav 1-3, k ä n n e te c k n a d därav, att nickelhalten ligger mellan 5,0 och 8,0 vikt-%. . o ø » .n 524 952 2..¥*~â~~2..ëIII=~ " 22.4. An alloy according to claims 1-3, characterized in that the nickel content is between 5.0 and 8.0% by weight. . o ø ».n 524 952 2 .. ¥ * ~ â ~~ 2..ëIII = ~" 22. 5. Legering enligt krav 1-4, k ä n n e te c k n a d därav, att molybdenhalten ligger mellan 3,6 och 4,7 vikt-%.5. An alloy according to claims 1-4, characterized in that the molybdenum content is between 3.6 and 4.7% by weight. 6. Legering enligt krav 1-5, k ä n n e te c k n a d därav, att kvävehalten ligger mellan 0,35 och 0,45 vikt-%.6. An alloy according to claims 1-5, characterized in that the nitrogen content is between 0.35 and 0.45% by weight. 7. Legering enligt krav 1-5, k ä n n e te c k n a d därav, att ruteniumhalten ligger mellan 0 och 0,3 vikt-%, företrädesvis större än 0 och upp till 0,1 vikt-%.7. An alloy according to claims 1-5, characterized in that the ruthenium content is between 0 and 0.3% by weight, preferably greater than 0 and up to 0.1% by weight. 8. Legering enligt något av föregående krav, k ä n n e te c k n a d därav, att kobolthalten ligger mellan 0,5 och 3,5 vikt-%, företrädesvis mellan 1,5 och 3,5 vikt-%.Alloy according to one of the preceding claims, characterized in that the cobalt content is between 0.5 and 3.5% by weight, preferably between 1.5 and 3.5% by weight. 9. Legering enligt något av föregående krav, k ä n n e te c k n a d därav, att kopparhalten ligger mellan 0,5 och 2,0 vikt-%, företrädesvis mellan 1,0 och 1,5 vikt-%.Alloy according to one of the preceding claims, characterized in that the copper content is between 0.5 and 2.0% by weight, preferably between 1.0 and 1.5% by weight. 10. Legering enligt något av föregående krav, k ä n n e te c k n a d därav, att ferrithalten ligger mellan 42 och 60 volym-%, företrädesvis mellan 45 och 55 volym-%.Alloy according to one of the preceding claims, characterized in that the ferrite content is between 42 and 60% by volume, preferably between 45 and 55% by volume. 11. Legering enligt något av föregående krav, k ä n n e te c k n a d därav, att PRE- eller PREW-värdet för både ferrit- och austenitfasen är större än 45 och PRE eller PREW-värdet för den totala legeringssammansättningen är större än 46.An alloy according to any one of the preceding claims, characterized in that the PRE or PREW value for both the ferrite and austenite phases is greater than 45 and the PRE or PREW value for the total alloy composition is greater than 46. 12. Legering enligt krav 1 eller 11 k ä n n e te c k n a d därav, att PRE- eller PREW-värdet för både ferrit- och austenitfasen ligger mellan 47 och 49.Alloy according to Claim 1 or 11, characterized in that the PRE or PREW value for both the ferrite and austenite phases is between 47 and 49. 13. Legering enligt krav 1, 11 eller 12, k ä n n e te c kn a d därav, att kvoten mellan PRE(W)-värdet för austenitfasen och PRE(W)-värdet för ferritfasen ligger mellan 0,90 och 1,15; företrädesvis mellan 0,9 och 1,05. . n n n .n nn. ... n n .n n n n. n n n . n n n n n a n n n .n n n .n n n n n n . n n . n n n nnn . n n n .nu .nn n. n ....nnn n nn n n n n n . n .n n n . n n n n n . n L- u n . . .n n n n . n . n n . n. n 2313. An alloy according to claim 1, 11 or 12, characterized in that the ratio between the PRE (W) value of the austenite phase and the PRE (W) value of the ferrite phase is between 0.90 and 1.15; preferably between 0.9 and 1.05. . n n n .n nn. ... n n .n n n n n. n n n. n n n n n a n n n .n n n .n n n n n n n. n n. n n n nnn. n n n .nu .nn n. n .... nnn n nn n n n n n n. n .n n n. n n n n n. n L- u n. . .n n n n. n. n n. n. n 23 14. Legering enligt något av föregående krav för användning i kloridhaltiga miljöer.Alloy according to any one of the preceding claims for use in chloride-containing environments. 15. Legering enligt något av föregående krav för användning i kloridhaltiga miljöer i produktformer såsom stång, rör, såsom svetsade och sömlösa rör, plåt, band, tråd, svetstråd, konstruktionsdelar, såsom till exempel pumpar, ventiler, flänsar och kopplingar.Alloy according to one of the preceding claims for use in chloride-containing environments in product forms such as rods, pipes, such as welded and seamless pipes, sheet metal, strip, wire, welding wire, structural parts, such as, for example, pumps, valves, flanges and couplings.
SE0102931A 2001-09-02 2001-09-02 Duplex stainless steel alloy SE524952C2 (en)

Priority Applications (24)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE0102931A SE524952C2 (en) 2001-09-02 2001-09-02 Duplex stainless steel alloy
JP2003525691A JP4234592B2 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel
MXPA04002017A MXPA04002017A (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy.
AU2002328002A AU2002328002B9 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
ES02763168T ES2266557T3 (en) 2001-09-02 2002-09-02 DUPLEX STEEL ALLOY.
AT02763168T ATE335867T1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 DUPLEX STEEL ALLOY
DK06113879T DK1722002T3 (en) 2001-09-02 2002-09-02 duplex
PCT/SE2002/001564 WO2003020994A1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
KR1020047003155A KR100989022B1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
DE60213828T DE60213828T2 (en) 2001-09-02 2002-09-02 DUPLEX STEEL ALLOY
ES06113879T ES2300088T3 (en) 2001-09-02 2002-09-02 DUPLEX STEEL ALLOY.
CNB028206177A CN100465325C (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
CA002459253A CA2459253A1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
EP06113879A EP1722002B1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
DE60225951T DE60225951T2 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex stainless steel alloy
EP02763168A EP1423548B1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
OA1200400067A OA12657A (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy.
KR1020097023792A KR20090128568A (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
BRPI0212270-7A BR0212270B1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy.
DK02763168T DK1423548T3 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
AT06113879T ATE391192T1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 DUPLEX STEEL ALLOY
PL368230A PL199387B1 (en) 2001-09-02 2002-09-02 Duplex steel alloy
US10/232,726 US20030086808A1 (en) 2001-09-02 2002-09-03 Duplex stainless steel alloy
NO20040900A NO338090B1 (en) 2001-09-02 2004-03-02 Ferrite-austenitic duplex stainless steel alloy

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE0102931A SE524952C2 (en) 2001-09-02 2001-09-02 Duplex stainless steel alloy

Publications (3)

Publication Number Publication Date
SE0102931D0 SE0102931D0 (en) 2001-09-02
SE0102931L SE0102931L (en) 2003-03-03
SE524952C2 true SE524952C2 (en) 2004-10-26

Family

ID=20285220

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
SE0102931A SE524952C2 (en) 2001-09-02 2001-09-02 Duplex stainless steel alloy

Country Status (18)

Country Link
US (1) US20030086808A1 (en)
EP (2) EP1722002B1 (en)
JP (1) JP4234592B2 (en)
KR (2) KR20090128568A (en)
CN (1) CN100465325C (en)
AT (2) ATE335867T1 (en)
AU (1) AU2002328002B9 (en)
BR (1) BR0212270B1 (en)
CA (1) CA2459253A1 (en)
DE (2) DE60225951T2 (en)
DK (2) DK1722002T3 (en)
ES (2) ES2266557T3 (en)
MX (1) MXPA04002017A (en)
NO (1) NO338090B1 (en)
OA (1) OA12657A (en)
PL (1) PL199387B1 (en)
SE (1) SE524952C2 (en)
WO (1) WO2003020994A1 (en)

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE524951C2 (en) * 2001-09-02 2004-10-26 Sandvik Ab Use of a duplex stainless steel alloy
SE527177C2 (en) * 2001-09-25 2006-01-17 Sandvik Intellectual Property Use of an austenitic stainless steel
SE527175C2 (en) * 2003-03-02 2006-01-17 Sandvik Intellectual Property Duplex stainless steel alloy and its use
SE527178C2 (en) * 2003-03-02 2006-01-17 Sandvik Intellectual Property Use of a duplex stainless steel alloy
SE528782C2 (en) * 2004-11-04 2007-02-13 Sandvik Intellectual Property Duplex stainless steel with high yield strength, articles and use of the steel
SE531305C2 (en) * 2005-11-16 2009-02-17 Sandvik Intellectual Property Strings for musical instruments
SE530711C2 (en) * 2006-10-30 2008-08-19 Sandvik Intellectual Property Duplex stainless steel alloy and use of this alloy
CN101353769B (en) * 2007-07-26 2011-10-05 傅丰仁 Chromium 23 nickel 6 ferrite-austenitic stainless steel pipe and fabrication process thereof
SE531593C2 (en) * 2007-10-26 2009-06-02 Sandvik Intellectual Property Heat exchanger for phosphoric acid environment
KR101569306B1 (en) 2007-11-29 2015-11-13 에이티아이 프로퍼티즈, 인코퍼레이티드 Lean austenitic stainless steel
US8337749B2 (en) 2007-12-20 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
MX2010006038A (en) * 2007-12-20 2010-08-11 Ati Properties Inc Austenitic stainless steel low in nickel containing stabilizing elements.
DK2229463T3 (en) 2007-12-20 2017-10-23 Ati Properties Llc Corrosion resistant lean austenitic stainless steel
CN101215673B (en) * 2008-01-08 2010-12-01 上海大学 Economical high-performance diphase stainless steel alloy material and preparation method thereof
FI121340B (en) * 2008-12-19 2010-10-15 Outokumpu Oy Duplex stainless steel
SG193359A1 (en) 2011-03-10 2013-10-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Duplex stainless steel sheet
BR112013030258B1 (en) 2011-05-26 2019-10-08 Upl, L.L.C. D/B/A United Pipelines Of America Llc AUSTENIC STAINLESS STEEL, METAL BASED, FORGED STEEL AND CAST STEEL UNDERSTANDING THE SAME AND PREPARATION METHOD OF SUCH STAINLESS STEEL
FI125854B (en) * 2011-11-04 2016-03-15 Outokumpu Oy Duplex stainless steel
EP2865776B1 (en) * 2012-06-22 2018-08-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Duplex stainless steel
DE102013110743B4 (en) * 2013-09-27 2016-02-11 Böhler Edelstahl GmbH & Co. KG Process for producing a duplex steel
CA2991658C (en) * 2015-07-20 2023-12-19 Sandvik Intellectual Property Ab Duplex stainless steel and formed object thereof
CN107937825A (en) * 2017-11-15 2018-04-20 江阴方圆环锻法兰有限公司 Oil gas dual phase steel valve forging and its forging method
LT3502293T (en) * 2017-12-22 2020-07-10 Saipem S.P.A. Uses of duplex stainless steels
JP7277484B2 (en) * 2018-06-15 2023-05-19 エービー サンドビック マテリアルズ テクノロジー Duplex stainless steel strip and method for manufacturing same
CN111230406A (en) * 2018-11-28 2020-06-05 无锡市新峰管业有限公司 Duplex stainless steel pipe in marine environment and machining method thereof
CN112342473A (en) * 2020-09-17 2021-02-09 江苏华久辐条制造有限公司 Cold-rolled strip steel surface corrosion-resistant treatment method

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3861908A (en) * 1973-08-20 1975-01-21 Crucible Inc Duplex stainless steel
CA1242095A (en) * 1984-02-07 1988-09-20 Akira Yoshitake Ferritic-austenitic duplex stainless steel
JPS60165362A (en) * 1984-02-07 1985-08-28 Kubota Ltd Highly corrosion resistant and high yield strength two- phase stainless steel
SE453838B (en) * 1985-09-05 1988-03-07 Santrade Ltd HIGH-QUALITY FERRIT-AUSTENITIC STAINLESS STEEL
US4678523A (en) * 1986-07-03 1987-07-07 Cabot Corporation Corrosion- and wear-resistant duplex steel
US4985091A (en) * 1990-01-12 1991-01-15 Carondelet Foundry Company Corrosion resistant duplex alloys
AT397515B (en) * 1990-05-03 1994-04-25 Boehler Edelstahl HIGH-STRENGTH CORROSION-RESISTANT DUPLEX ALLOY
JP3227734B2 (en) * 1991-09-30 2001-11-12 住友金属工業株式会社 High corrosion resistant duplex stainless steel and its manufacturing method
JP2500162B2 (en) * 1991-11-11 1996-05-29 住友金属工業株式会社 High strength duplex stainless steel with excellent corrosion resistance
JP3166798B2 (en) * 1992-10-06 2001-05-14 住友金属工業株式会社 Duplex stainless steel with excellent corrosion resistance and phase stability
SE501321C2 (en) * 1993-06-21 1995-01-16 Sandvik Ab Ferrite-austenitic stainless steel and use of the steel
EP0683241B1 (en) * 1994-05-21 2000-08-16 Yong Soo Park Duplex stainless steel with high corrosion resistance
US5906791A (en) * 1997-07-28 1999-05-25 General Electric Company Steel alloys
AT405297B (en) * 1997-08-13 1999-06-25 Boehler Edelstahl DUPLEX ALLOY FOR COMPLEXLY STRESSED COMPONENTS
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
SE9704544D0 (en) * 1997-12-05 1997-12-05 Astra Pharma Prod Novel compounds
SE514044C2 (en) * 1998-10-23 2000-12-18 Sandvik Ab Steel for seawater applications
SE0000678L (en) * 2000-03-02 2001-04-30 Sandvik Ab Duplex stainless steel
SE524951C2 (en) * 2001-09-02 2004-10-26 Sandvik Ab Use of a duplex stainless steel alloy

Also Published As

Publication number Publication date
EP1423548A1 (en) 2004-06-02
JP2005501969A (en) 2005-01-20
BR0212270B1 (en) 2011-05-31
ES2266557T3 (en) 2007-03-01
NO338090B1 (en) 2016-07-25
PL199387B1 (en) 2008-09-30
BR0212270A (en) 2004-10-13
EP1722002B1 (en) 2008-04-02
ES2300088T3 (en) 2008-06-01
NO20040900L (en) 2004-04-30
DE60225951T2 (en) 2009-04-09
CN100465325C (en) 2009-03-04
SE0102931D0 (en) 2001-09-02
AU2002328002B2 (en) 2007-07-05
KR20090128568A (en) 2009-12-15
US20030086808A1 (en) 2003-05-08
ATE391192T1 (en) 2008-04-15
EP1722002A1 (en) 2006-11-15
KR100989022B1 (en) 2010-10-20
PL368230A1 (en) 2005-03-21
ATE335867T1 (en) 2006-09-15
DK1722002T3 (en) 2008-07-28
AU2002328002B9 (en) 2008-03-13
DE60213828D1 (en) 2006-09-21
CN1571862A (en) 2005-01-26
EP1423548B1 (en) 2006-08-09
OA12657A (en) 2006-06-19
KR20040029142A (en) 2004-04-03
DE60213828T2 (en) 2007-03-01
CA2459253A1 (en) 2003-03-13
SE0102931L (en) 2003-03-03
DE60225951D1 (en) 2008-05-15
JP4234592B2 (en) 2009-03-04
DK1423548T3 (en) 2006-12-04
MXPA04002017A (en) 2004-07-08
WO2003020994A1 (en) 2003-03-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
SE524952C2 (en) Duplex stainless steel alloy
TWI548759B (en) Duplex stainless steel
KR101467616B1 (en) Corrosion resistant lean austenitic stainless steel
SE527178C2 (en) Use of a duplex stainless steel alloy
TWI571517B (en) Ferritic-austenitic stainless steel
AU2002328002A1 (en) Duplex steel alloy
JP2020510139A (en) High nitrogen, multi-element, high entropy corrosion resistant alloy
WO2018066579A1 (en) NiCrFe ALLOY
SE524951C2 (en) Use of a duplex stainless steel alloy
US20100316522A1 (en) Duplex stainless steel alloy and use of this alloy
US6749697B2 (en) Duplex stainless steel
SE527175C2 (en) Duplex stainless steel alloy and its use
FI126577B (en) DOUBLE STAINLESS STEEL
KR20180071339A (en) New austenitic stainless steel alloys
EP3960881A1 (en) Austenitic stainless steel
JP2018003064A (en) Austenite-based stainless steel
BR112016017878B1 (en) DUPLEX STAINLESS STEEL

Legal Events

Date Code Title Description
NUG Patent has lapsed