SE530711C2 - Duplex stainless steel alloy and use of this alloy - Google Patents
Duplex stainless steel alloy and use of this alloyInfo
- Publication number
- SE530711C2 SE530711C2 SE0602287A SE0602287A SE530711C2 SE 530711 C2 SE530711 C2 SE 530711C2 SE 0602287 A SE0602287 A SE 0602287A SE 0602287 A SE0602287 A SE 0602287A SE 530711 C2 SE530711 C2 SE 530711C2
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- content
- weight
- alloy
- alloy according
- ferrite
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 84
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 84
- 229910001039 duplex stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 12
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 28
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M Chloride anion Chemical compound [Cl-] VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-M 0.000 claims description 9
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 230000008878 coupling Effects 0.000 claims description 2
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 claims description 2
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 46
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 46
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 20
- 239000000463 material Substances 0.000 description 15
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 11
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 11
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 9
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 7
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 7
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 7
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 7
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N Sulfuric acid Chemical compound OS(O)(=O)=O QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 4
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 4
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000004580 weight loss Effects 0.000 description 3
- 229910021578 Iron(III) chloride Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001114 SAF 2507 Inorganic materials 0.000 description 2
- 101000918975 Sinapis alba Defensin-like protein 2 Proteins 0.000 description 2
- 230000002378 acidificating effect Effects 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- -1 chromium carbides Chemical class 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K iron trichloride Chemical compound Cl[Fe](Cl)Cl RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910021592 Copper(II) chloride Inorganic materials 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 101100536761 Mus musculus Tfe3 gene Proteins 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001318 Zeron 100 Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 150000007513 acids Chemical class 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- BVCZEBOGSOYJJT-UHFFFAOYSA-N ammonium carbamate Chemical compound [NH4+].NC([O-])=O BVCZEBOGSOYJJT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- KXDHJXZQYSOELW-UHFFFAOYSA-N carbonic acid monoamide Natural products NC(O)=O KXDHJXZQYSOELW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000356 contaminant Substances 0.000 description 1
- ORTQZVOHEJQUHG-UHFFFAOYSA-L copper(II) chloride Chemical compound Cl[Cu]Cl ORTQZVOHEJQUHG-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 239000003344 environmental pollutant Substances 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- FBAFATDZDUQKNH-UHFFFAOYSA-M iron chloride Chemical compound [Cl-].[Fe] FBAFATDZDUQKNH-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N manganese(2+);sulfide Chemical class [S-2].[Mn+2] VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 238000000399 optical microscopy Methods 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- FFNMBRCFFADNAO-UHFFFAOYSA-N pirenzepine hydrochloride Chemical compound [H+].[H+].[Cl-].[Cl-].C1CN(C)CCN1CC(=O)N1C2=NC=CC=C2NC(=O)C2=CC=CC=C21 FFNMBRCFFADNAO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 231100000719 pollutant Toxicity 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 230000008929 regeneration Effects 0.000 description 1
- 238000011069 regeneration method Methods 0.000 description 1
- 102220043852 rs72857097 Human genes 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 1
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
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
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)
Description
15 20 25 30 35 530 711 elementen, vilka påverkar denna egenskap, är enligt formeln Cr, Mo, N. Ett exempel pà en sådan stàlsort framgår av EP0220141, vilken här genom denna hänvisning inkluderas i denna beskriv- ning. Denna stàlsort med beteckningen SAF2507 (UNS S32750) legerades huvudsakligen med höga halter av Cr, Mo och N. Den är följaktligen utvecklad mot denna egenskap med framförallt god korrosionsbeständighet i kloridmiljöer. The elements which affect this property are according to the formula Cr, Mo, N. An example of such a steel is given in EP0220141, which is incorporated herein by reference in this specification. This steel grade with the designation SAF2507 (UNS S32750) was mainly alloyed with high levels of Cr, Mo and N. It is consequently developed towards this property with above all good corrosion resistance in chloride environments.
Under senare tid har även elementen Cu och W visat sig vara ef- fektiva legeringstillsatser för ytterligare optimering av ståls kor- rosionsegenskaper i kloridmiljöer. Elementet W har sedan an- vänts som substitut för en del av Mo, såsom exempelvis i den kommersiella legeringen DP3W (UNS S39274) eller Zeron100, vilka innehåller 2,0% respektive 0,7% W. Den senare innehåller även 0,7% Cu med syftet att öka korrosionsbeständigheten hos legeringen i sura miljöer.Recently, the elements Cu and W have also been shown to be effective alloy additives for further optimization of steel's corrosion properties in chloride environments. The element W has since been used as a substitute for a part of Mo, such as in the commercial alloy DP3W (UNS S39274) or Zeron100, which contain 2.0% and 0.7% W, respectively. The latter also contains 0.7%. Cu with the aim of increasing the corrosion resistance of the alloy in acidic environments.
Legeringstillsatsen av volfram ledde till en ytterligare utveckling av måttet på korrosionsbeständighet och därigenom PRE-formeln till PREW-formeln, vilken även tydliggör förhållandet mellan pà- verkan av Mo och W pà legeringarnas korrosionsbeständighet: PREW=%Cr+3,3(%M0+0,5%W)+16%N. såsom beskriven i exempelvis EP 0 545 753. Denna publikation hänvisar till en duplex rostfri legering med allmänt förbättrade korrosionsegenskaper.The alloy addition of tungsten led to a further development of the measure of corrosion resistance and thereby the PRE formula to the PREW formula, which also clarifies the relationship between the influence of Mo and W on the corrosion resistance of the alloys: PREW =% Cr + 3.3 (% M0 + 0.5% W) + 16% N. as described in, for example, EP 0 545 753. This publication refers to a duplex stainless alloy with generally improved corrosion properties.
De ovan beskrivna stàlsorterna har ett PRE/PREW-tal, oavsett beräkningsmetod, vilket ligger över 40.The steels described above have a PRE / PREW number, regardless of the calculation method, which is over 40.
Bland legeringarna med god korrosionsbeständighet i kloridmil- jöer skall även SAF 2906 nämnas, vilken sammansättning fram- går av EP 0 708 845. Denna legering, vilken är kännetecknad av högre halter av CR och N i jämförelse med exempelvis SAF 2507, har visat sig vara speciellt lämpad för användning i miljöer, där resistens mot intergranulär korrosion och korrosion i ammo- 10 15 20 25 30 35 530 711 niumkarbamat är av betydelse, men den har även en hög korro- sionsbeständighet i kloridinnehàllande miljöer.Among the alloys with good corrosion resistance in chloride environments, SAF 2906 should also be mentioned, which composition appears from EP 0 708 845. This alloy, which is characterized by higher levels of CR and N in comparison with, for example, SAF 2507, has been found to be particularly suitable for use in environments where resistance to intergranular 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 saltsyra- och svavelsyramiljöer, där huvudsakligen intergranulär korrosion uppträder. Den är framförallt avsedd som alternativ till nyligen använda austenitstål. US-A-6 048 413 beskriver en dup- lex rostfri legering som alsternativ till austenitiska rostfria stål, vilken är avsedd för användning i kloridinnehållande miljöer.US-A-4 985 091 discloses an alloy intended for use in hydrochloric acid and sulfuric acid environments, where mainly intergranular corrosion occurs. It is primarily intended as an alternative to recently used austenite steel. US-A-6,048,413 discloses a duplex stainless steel alloy as an alternative to austenitic stainless steels, which is intended for use in chloride-containing environments.
EP-0 683 241 beskriver en duplex rostfri stållegering med en sammansättning som resulterar i förbättrade egenskaper med avseende på beständighet både mot spänningskorrosionskrack- ning och punktkorrosion i kloridjoninnehållande miljöer i förhål- lande till de flesta andra kända duplex rostfria stållegeringar.EP-0 683 241 describes a duplex stainless steel alloy with a composition which results in improved properties with respect to resistance to both stress corrosion cracking and point corrosion in chloride ion-containing environments compared to most other known duplex stainless steel alloys.
Emellertid är denna legering samt de ovan diskuterade legering- arna mycket utsatta för intermetallíska utfällningar, speciellt sig- mafasutfällning, vilket gör materialet hårt och sprött. Följaktligen görs framställningen av ett material med god duktilitet genom an- vändning av den duplexa rostfria stållegeringen enligt EP 0 683 241 mycket svår.However, this alloy and the alloys discussed above are highly exposed to intermetallic precipitates, especially sigma phase precipitates, which makes the material hard and brittle. Consequently, the production of a material with good ductility is made very difficult by using the duplex stainless steel alloy according to EP 0 683 241.
SAMMANFATTNING AV UPPFINNINGEN Syftet med föreliggande uppfinning är att tillhandahålla en duplex rostfri stållegering av typen definierad ovan och speciellt i euro- papatentet 0 683 241, vilken har förbättrade egenskaper, speci- ellt duktilitet och seghet, med avseende på en sådan redan känd legering under bibehållande av åtminstone likartade nivåer av korrosionsbeständighet som en sådan legering. Legeringen bör ha en god varmbearbetbarhet.SUMMARY OF THE INVENTION The object of the present invention is to provide a duplex stainless steel alloy of the type defined above and in particular in the European patent 0 683 241, which has improved properties, in particular ductility and toughness, with respect to such an already known alloy while maintaining of at least similar levels of corrosion resistance as such an alloy. The alloy should have good hot workability.
Detta syfte uppnås i enlighet med uppfinningen genom tillhanda- hållande av en duplex rostfri stållegering, vilken innehåller i vikt- %: C max 0,03%, Si < 0,30%, Mn 0-3,0%, P max 0,030%, S max 0,050%, Cr 25-29%, Ni 5-9°/°, Mo 4,5-8%, W 0-3%, Cu 0-2%, Co 0-3%, Ti 0-2%, Al 0-0,05%, B 0-0,01%, Ca 0-0,01% och N 0,35- 0.60%, varvid resten är Fe och normalt uppträdande förore- 10 15 20 25 30 35 5313 ?'l'l ningar, varvid ferrithalten är 30-70 volym-%, och varvid varje vikt-% av Mo ovan kan valfritt ersättas av två (2) vikt-% W.This object is achieved in accordance with the invention by providing a duplex stainless steel alloy, which contains in% by weight: C max 0.03%, Si <0.30%, Mn 0-3.0%, P max 0.030% , S max 0.050%, Cr 25-29%, Ni 5-9 ° / °, Mo 4.5-8%, W 0-3%, Cu 0-2%, Co 0-3%, Ti 0-2 %, Al 0-0.05%, B 0-0.01%, Ca 0-0.01% and N 0.35-0.60%, the remainder being Fe and normally occurring contaminants 5313 The ferrite content is 30-70% by volume, and each% by weight of Mo above may optionally be replaced by two (2)% by weight W.
Det har befunnits att en duplex rostfri stàllegering med denna sammansättning har speciellt en ökad duktilitet och seghet med avseende på legeringen enligt EP O 683 241, och den har även en ökad korrosionsbeständighet. Genom reducerande av Si-hal- ten till att vara under 0,30 vikt-% uppnås en signifikant reduktion av sigmafasutfällning, vilket är nyckeln till den ökade duktiliteten och segheten hos stàllegeringen enligt uppfinningen. Det har således befunnits att när det används en jämförelsevis hög halt av lVlo är det mycket effektivt att reducera halten av Si för redu- cerande av risken för intermetalliska utfällningar.It has been found that a duplex stainless steel alloy with this composition has in particular an increased ductility and toughness with respect to the alloy according to EP 0 683 241, and it also has an increased corrosion resistance. By reducing the Si content to be below 0.30% by weight, a significant reduction of sigma phase precipitation is achieved, which is the key to the increased ductility and toughness of the steel alloy according to the invention. It has thus been found that when a comparatively high content of IVlo is used, it is very effective to reduce the content of Si to reduce the risk of intermetallic precipitates.
Enligt en utföringsform av uppfinningen är halten av Si max 0,25 vikt-%, vilket gör stàllegeringen ännu mindre benägen till sigma- bildning för ökande av duktiliteten och segheten hos materialet.According to an embodiment of the invention, the content of Si is max. 0.25% by weight, which makes the steel alloy even less prone to sigma formation for increasing the ductility and toughness of the material.
Det förväntas att detsamma skulle gälla om molybden skulle delvis eller fullständigt ersättas av volfram.It is expected that the same would apply if molybdenum were partially or completely replaced by tungsten.
Enligt en annan utföringsform av uppfinningen är halten av Si max 0,23 vikt-%.According to another embodiment of the invention, the content of Si is max. 0.23% by weight.
Enligt en annan utföringsform av uppfinningen är halten av Mo a vikt-% och halten av W är b vikt-%, varvid a+b/2>5,0. En sådan hög halt av Mo och/eller W resulterar i utmärkt beständighet mot korrosion, speciellt punkt- och spaltkorrosion, men den ökade risken för intermetalliska utfällningar med sådana höga halter av detta element motverkas effektivt genom kombinationen därav med den låga halten av Si. Enligt en annan utföringsform av uppfinningen a > 5,0. Det påpekas att patentkrav l skall tolkas som att när det startas från haltintervallen av Mo (4,5-8%) och W (0-3%) är det möjligt att ersätta varje % av Mo med 2% av W el- ler tvärtom, så att halten av Mo exempelvis kan vara 3% när halten av W är åtminstone 3%. Enligt en föredragen utföringsform a+b/2.<.8, det vill säga den totala halten av Mo och W överskrider inte 8%, för att hålla kostnaderna därav pà en rimlig nivå. Enligt 10 15 20 25 30 35 530 ?'l1 en annan föredragen utföringsform b=0, det vill säga legeringen innehåller endast Mo.According to another embodiment of the invention, the content of Mo a is% by weight and the content of W is b% by weight, wherein a + b / 2> 5.0. Such a high content of Mo and / or W results in excellent corrosion resistance, especially point and crevice corrosion, but the increased risk of intermetallic precipitates with such high contents of this element is effectively counteracted by the combination thereof with the low content of Si. According to another embodiment of the invention a> 5.0. It is pointed out that claim 1 is to be interpreted as meaning that when starting from the content ranges of Mo (4.5-8%) and W (0-3%) it is possible to replace each% of Mo with 2% of W or vice versa , so that the content of Mo can be, for example, 3% when the content of W is at least 3%. According to a preferred embodiment a + b / 2. <. 8, i.e. the total content of Mo and W does not exceed 8%, in order to keep the cost thereof at a reasonable level. According to another preferred embodiment b = 0, i.e. the alloy contains only Mo.
Enligt ännu en annan utföringsform av uppfinningen är halten av Co O-0,010 vikt-%. Co är ett dyrt material, och det har befunnits att strukturens förmåga samt korrosionsbeständighetsförbätt- ringsinverkan därav inte är en väsentlig faktor i en stàllegering med en sammansättning enligt föreliggande uppfinning.According to yet another embodiment of the invention, the content of Co is O-0.010% by weight. Co is an expensive material, and it has been found that the ability of the structure as well as its corrosion resistance improving effect is not a significant factor in a steel alloy having a composition according to the present invention.
Enligt en annan utföringsform av uppfinningen är halten av ferrit 40-60 volym-%.According to another embodiment of the invention, the content of ferrite is 40-60% by volume.
Enligt en annan utföringsform av uppfinningen överskrider det genomsnittliga PRE- eller PREW-värdet hos de båda faserna hos legeringen 44, varvid PRE = %Cr + 3,3%Mo + 16%N och PREW = %Cr + 3,3(%Mo + O,5%W) + 16%N, varvid % är vikt-*i/o. PRE- eller PREW-värdet för både ferrit- och austenitfasen kan vara högre än 47, företrädesvis högre än 48,5, och nämnda genom- snittliga PRE- eller PREW-värde kan vara högre än 48, företrä- desvis högre än 49. Det har visat sig att punkt- och spaltkorro- sionsbeständigheten hos stàllegeringen enligt uppfinningen ökar speciellt genom ökning av PRE- eller PREW-värdet hos fasen med det lägsta sådant värde. Det har befunnits att stàllegeringen enligt uppfinningen fortfarande kommer att ha en god varmbear- betbarhet med ett PRE- eller PREW-värde högre än 49.According to another embodiment of the invention, the average PRE or PREW value of the two phases of the alloy 44 exceeds, where PRE =% Cr + 3.3% Mo + 16% N and PREW =% Cr + 3.3 (% Mo + 0.5% W) + 16% N, where% is weight- * i / o. The PRE or PREW value for both the ferrite and austenite phases may be higher than 47, preferably higher than 48.5, and said average PRE or PREW value may be higher than 48, preferably higher than 49. It has been found that the point and crevice corrosion resistance of the steel alloy according to the invention increases in particular by increasing the PRE or PREW value of the phase with the lowest such value. It has been found that the steel alloy according to the invention will still have a good hot workability with a PRE or PREW value higher than 49.
Enligt en annan utföringsform av uppfinningen är förhållandet mellan PRE(W)-värdet för austenitfasen och PRE(W)-värdet för ferritfasen mellan 0,90 och 1,15, företrädesvis mellan 0,95 och 1,05.According to another embodiment of the invention, 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 0.95 and 1.05.
En legering enligt föreliggande uppfinning är lämplig att använ- das i kloridinnehàllande miljöer i produktformer såsom stänger,- rör, såsom svetsade och sömlösa rör, plåt, band, tråd, svetstråd, konstruktionsdelar, såsom exempelvis pumpar, ventiler, flänsar och kopplingar. 10 15 20 25 30 C35 53Ü ?'l'l KORT BESKRlVN|NG AV RITNINGARNA Fig 1 visar en beräknad fashalt av en duplex rostfri stàllegering enligt en utföringsform av uppfinningen som en funktion av tem- peraturen, fig 2 är ett diagram som är likartat fig 1 för en referensstàlleger- ing enligt EP 0 683 241, och fig 3 är ett mikrofoto av kontinuerligt kylda prover av legeringarna enligt fig 1 och fig 2 enligt tre olika kylningshastigheter.An alloy according to the present invention is suitable 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 members, such as pumps, valves, flanges and couplings. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS Fig. 1 shows a calculated phase content of a duplex stainless steel alloy according to an embodiment of the invention as a function of temperature, Fig. 2 is a diagram similar to Fig. 1 for a reference steel alloy according to EP 0 683 241, and Fig. 3 is a photomicrograph of continuously cooled samples of the alloys according to Fig. 1 and Fig. 2 according to three different cooling rates.
DETALJERAD BESKRlVNlNG AV UPPFINNINGEN Goda korroslonsbeständighetsegenskaper samt en hög duktilitet och seghet uppnås genom kombinationen av element i en duplex rostfri stàllegering enligt uppfinningen. Denna stàllegering har också god bearbetbarhet, vilket möjliggör exempelvis extrudering av sömlösa rör. Legeringen enligt uppfinningen innehåller (i vikt- %): C max 0,03% Si < 0,30% MH Û-3,Û(Vo P max 0,030% S max 0,050% Cr 25-29% Ni 5-9% Mo 4,5-8% W 0-3% Cu 0-2% Co 0-3% Ti 0-2% Al 0-0,05% B O-0,01% Ca 0-0,01% N O,35-0,60% 10 15 20 25 30 35 53Û 711 varvid resten är Fe och normalt uppträdande föroreningar, varvid ferrithalten är 30-70 volym-°/<>, och varvid varje vikt-% av Mo ovan kan valfritt ersättas av två (2) vikt-% W.DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION Good corrosion resistance properties as well as a high ductility and toughness are achieved by the combination of elements in a duplex stainless steel alloy according to the invention. This steel alloy also has good machinability, which enables, for example, extrusion of seamless pipes. The alloy according to the invention contains (in% by weight): C max 0.03% Si <0.30% MH Û-3, Û (Vo P max 0.030% S max 0.050% Cr 25-29% Ni 5-9% Mo 4.5-8% W 0-3% Cu 0-2% Co 0-3% Ti 0-2% Al 0-0.05% B O-0.01% Ca 0-0.01% NO .35 -0.60% 10 15 20 25 30 35 53Û 711 wherein the remainder is Fe and normally occurring impurities, wherein the ferrite content is 30-70 vol- ° / <>, and wherein each% by weight of Mo above may optionally be replaced by two ( 2)% by weight W.
Kol lC) har begränsad löslighet i både ferrit och austenit. Den begränsade lösligheten medför en risk för utfällningar av krom- karbider och halten bör därför inte överskrida 0,03 vikt-%, före- trädesvis inte överskrida 0,02 vikt-%.Carbon lC) has limited solubility in both ferrite and austenite. The limited solubility entails a risk of precipitation of chromium carbides and the content should therefore not exceed 0.03% by weight, preferably not exceed 0.02% by weight.
Kisel (Si) används som desoxideringsmedel under stålproduktio- nen och det ökar fiytbarheten under produktion och svetsning.Silicon (Si) is used as a deoxidizing agent during steel production and it increases the flowability during production and welding.
För höga halter av Si leder emellertid till utfällning av oönskad intermetallisk fas, varför halten begränsas till lägre än 0,30 vikt- %, företrädesvis max 0,25 vikt-%, mera fördraget max 0,23 vikt- %.Too high levels of Si, however, lead to precipitation of undesired intermetallic phase, so the content is limited to less than 0.30% by weight, preferably a maximum of 0.25% by weight, more preferably a maximum of 0.23% by weight.
Mangan (Mn) tillsätts för att öka N-lösligheten i materialet. Det har emellertid visat sig att Mn endast har en begränsad påverkan på N-lösligheten i legeringstypen ifråga. Istället har det påträffats andra element med större påverkan på lösligheten. Dessutom kan Mn i kombination med höga halter av svavel ge upphov till bildande av mangansulfider, vilka verkar som initieringspunkter för punktkorrosion. Halten av Mn bör således begränsas till mel- lan 0-3,0 vikt-Wo, företrädesvis 0,5-1,2 vikt-%.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 alloy type in question. Instead, other elements have been found with a greater impact on solubility. In addition, Mn in combination with high levels of sulfur can give rise to the formation of manganese sulphides, which act as initiation points for point corrosion. The content of Mn should thus be limited to between 0-3.0 wt.% Wo, preferably 0.5-1.2 wt.%.
Fosfor (P) är ett vanligt föroreningselement. Om det är närva- rande i mängder större än approximativt 0,05% kan det resultera i negativa effekter på till exempel varmduktilitet, svetsbarhet och korrosionsbeständighet. Mängden av P i legeringen bör således inte överskrida 0,05%.Phosphorus (P) is a common pollutant element. If it is present in amounts greater than approximately 0.05%, it can result in negative effects on, for example, hot ductility, weldability and corrosion resistance. Thus, the amount of P in the alloy should not exceed 0.05%.
Svavel (S) påverkar korrosionsbeständigheten negativt genom bildande av lösliga sulfider. Dessutom försämras varmbearbet- barheten, av vilken orsak halten av svavel begränsas till max 0,030 vikt-%, företrädesvis mindre än 0,010 vikt-%. 10 15 20 25 30 35 530 7'i'l Krom (Cr) är ett mycket aktivt element för att förbättra bestän- digheten mot en majoritet av korrosionstyper. Dessutom medför en hög halt av krom att det uppnås en mycket god N-löslighet i materialet. Det är således önskvärt att hålla Cr-halten så hög som möjligt för att förbättra korrosionsbeständigheten. För mycket bra värden pà korrosionsbeständighet bör halten av krom vara åtminstone 25 vikt-%. Höga halter av Cr ökar emellertid ris- ken för intermetalliska utfällningar, av vilken orsak halten av krom måste begränsas till max 29 vikt-%, företrädesvis 25,5-28 vikt-%.Sulfur (S) has a negative effect on corrosion resistance by the formation of soluble sulphides. In addition, the hot workability deteriorates, for which reason the sulfur content is limited to a maximum of 0.030% by weight, preferably less than 0.010% by weight. 10 15 20 25 30 35 530 7'i'l Chromium (Cr) is a very active element for improving the resistance to a majority of corrosion types. In addition, a high content of chromium means that a very good N-solubility in the material is achieved. Thus, it is desirable to keep the Cr content as high as possible to improve the corrosion resistance. For very good values of corrosion resistance, the content of chromium should be at least 25% by weight. However, high levels of Cr increase the risk of intermetallic precipitates, for which reason the content of chromium must be limited to a maximum of 29% by weight, preferably 25.5-28% by weight.
Nickel (Ni) används som austenitstabiliseringselement och tillsätts i lämpliga halter för att uppnå den önskade halten av ferrit. För att uppnå det önskade förhållandet mellan austenit- och ferritfasen med mellan 30-70 volym-% ferrit krävs en tillsats av 5-9 vikt-% nickel, och den är företrädesvis 6-8 vikt-%.Nickel (Ni) is used as an austenite stabilizer and is added at appropriate levels to achieve the desired level of ferrite. In order to achieve the desired ratio between the austenite and ferrite phase with between 30-70% by volume of ferrite, an addition of 5-9% by weight of nickel is required, and it is preferably 6-8% by weight.
Moi bden Mo är ett aktivt element som förbättrar korrosionsbeständigheten i kloridmiljöer samt företrädesvis i reducerande syror. En alltför hög Mo-halt i kombination med höga Cr-halter medför att risken för intermetalliska utfällningar ökar. Mo-halten hos föreliggande uppfinning bör ligga inom området av 4,5-8 vikt-%, företrädesvis över 5,0 vikt-%, varvid varje vikt-% av Mo kan valfritt ersättas av 2 vikt-% W.Moi bden Mo is an active element that improves corrosion resistance in chloride environments and preferably in reducing acids. An excessively high Mo content in combination with high Cr contents means that the risk of intermetallic precipitation increases. The Mo content of the present invention should be in the range of 4.5-8% by weight, preferably above 5.0% by weight, each% by weight of Mo being optionally substituted by 2% by weight W.
Volfram (W) ökar resistensen mot punkt- och spaltkorrosion. lvlen tillsatsen av alltför höga halter av volfram i kombination med att Cr-halterna samt Mo-halterna är höga innebär att risken för intermetalliska utfällningar ökar. W-halten i föreliggande uppfinning bör ligga inom området av 0-3,0 vikt-%.Tungsten (W) increases resistance to spot and crevice corrosion. The addition of excessive levels of tungsten in combination with the high Cr and Mo levels means that the risk of intermetallic precipitation increases. The W content of the present invention should be in the range of 0-3.0% by weight.
Koppar (Cu) kan tillsättas för att förbättra den allmänna korrosionsbeständigheten i sura miljöer, såsom svavelsyra.Copper (Cu) can be added to improve the overall corrosion resistance in acidic environments, such as sulfuric acid.
Samtidigt påverkar Cu den strukturella stabiliteten. Höga halter av Cu medför emellertid att fastämneslösligheten överskrids. Cu- halten bör således begränsas till max 2,0 vikt-%, företrädesvis mellan O och 1,5 vikt-%, mera föredraget 0,1-0,5 vikt-°/°. 10 15 20 25 30 35 530 711 Kobolt (Co) har egenskaper som ligger mellan dem hos järn och nickel. Ett mindre ersättande av dessa element med Co eller användning av Co-innehàllande råmaterial (Ni-metallskrot innehåller vanligtvis något Co, i en del fall i kvantiteter högre än 10%) kommer inte att resultera i någon avgörande förändring i egenskaperna. Co kan användas för att ersätta en del Ni som ett austenitstabiliseringselement. Co är ett relativt dyrt element, så att tillsats av Co begränsas till att vara inom området av 0-3 vikt- %.At the same time, Cu affects the structural stability. However, high levels of Cu cause the solids solubility to be exceeded. The Cu content should thus be limited to a maximum of 2.0% by weight, preferably between 0 and 1.5% by weight, more preferably 0.1-0.5% by weight / °. 10 15 20 25 30 35 530 711 Cobalt (Co) has properties that lie between those of iron and nickel. A minor replacement of these elements with Co or the use of Co-containing raw materials (Ni metal scrap usually contains some Co, in some cases in quantities higher than 10%) will not result in any decisive change in the properties. Co can be used to replace some of Ni as an austenite stabilizing element. Co is a relatively expensive element, so that the addition of Co is limited to being in the range of 0-3% by weight.
Titan (Ti) har en hög affinitet för N. Det kan således användas till exempel för att öka lösligheten av N i smältan och för att undvika bildandet av kvävebubblor under gjutning. Överdrivna mängder av Ti i materialet förorsakar emellertid utfällning av nitrider under gjutning, vilket kan avbryta gjutningsprocessen och de bildade nitriderna kan verka som defekter som förorsakar reduktion av korrosionsbeständighet, seghet och duktilitet. Således begränsas tillsatsen av Ti till 2 vikt-%.Titanium (Ti) has a high affinity for N. It can thus be used, for example, to increase the solubility of N in the melt and to avoid the formation of nitrogen bubbles during casting. Excessive amounts of Ti in the material, however, cause precipitation of nitrides during casting, which can interrupt the casting process and the nitrides formed can act as defects which cause reduction of corrosion resistance, toughness and ductility. Thus, the addition of Ti is limited to 2% by weight.
Aluminium (Al) och kalcium (Ca) används som desoxidationsmedel vid stàlproduktionen. Halten av Al bör begränsas till max 0,05 vikt-%, företrädesvis max 0,03 vikt-%, för att begränsa bildandet av nitrider. Ca har en gynnsam inverkan på varmduktiliteten. Emellertid bör Ca-halten begränsas till max 0,010 vikt-% för att undvika en oönskad mängd av 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 0.05% by weight, preferably a maximum of 0.03% by weight, in order to limit the formation of nitrides. Ca has a beneficial effect on hot ductility. However, the Ca content should be limited to a maximum of 0.010% by weight to avoid an undesirable amount of slag.
Bor (B) kan tillsättas för att öka varmbearbetbarheten hos materialet. Vid för höga halter av bor skulle svetsbarheten och korrosionsbeständigheten kunna försämras. Således bör halten av bor begränsas till max 0,01 vikt-%.Boron (B) can be added to increase the hot workability of the material. At too high levels of boron, weldability and corrosion resistance could deteriorate. Thus, the content of boron should be limited to a maximum of 0.01% by weight.
Kväve (N) är ett mycket aktivt element som ökar korrosionsbeständigheten, den strukturella stabiliteten samt hållfastheten hos materialet. Dessutom förbättrar en hög N-halt àterbildningen av austenit efter svetsning, vilket ger goda egenskaper inom svetsfogen. För att uppnå en god verkan av N 10 15 20 25 530 711 10 bör N tillsättas med åtminstone 0,35 vikt-%. Vid höga halter av N ökar risken för utfällning av kromnitrider, speciellt när samtidigt kromhalten är hög. En hög N-halt medför dessutom att risken för porositet ökar på grund av den överskridna solubiliteten av N i smältan. Av dessa orsaker bör N-halten begränsas till max 0,60 vikt-%, företrädesvis tillsätts >O,35-O,45 vikt-% N.Nitrogen (N) is a very active element that increases the corrosion resistance, the structural stability and the strength of the material. In addition, a high N content improves the regeneration of austenite after welding, which gives good properties within the weld. To achieve a good effect of N 10 N, N should be added at least 0.35% by weight. At high levels of N, the risk of precipitation of chromium nitrides increases, especially when the chromium content is high at the same time. A high N content also means that the risk of porosity increases due to the exceeded solubility of N in the melt. For these reasons, the N content should be limited to a maximum of 0.60% by weight, preferably> 0.35-0.45% by weight of N.
Halten av ferrit är viktig för att uppnå goda mekaniska egenskaper och korrosionsegenskaper samt god svetsbarhet. Ur korrosionssynpunkt och svetsbarhetssynpunkt är en halt av ferrit mellan 30-70% önskvärd för att uppnå goda egenskaper.The content of ferrite is important to achieve good mechanical properties and corrosion properties as well as good weldability. From the point of view of corrosion and weldability, a content of ferrite between 30-70% is desirable to achieve good properties.
Dessutom medför höga halter av ferrit att slagsegheten vid låga temperaturer samt beständigheten mot väteinducerad sprödhet riskerar att försämras. Halten av ferrit är således 30-70 volym-%, företrädesvis 40-60 volym-%.In addition, high levels of ferrite mean that the impact resistance at low temperatures and the resistance to hydrogen-induced brittleness risk deteriorating. The content of ferrite is thus 30-70% by volume, preferably 40-60% by volume.
BESKRIVNING AV EN FÖREDRAGEN UTFÖRINGSFORM Tvä experimentella legeringar framställdes för att testa huvudsakligen inverkan av olika koncentrationer av Si. Tabell 1 nedan visar halten av de båda legeringarna Nr 1 och Nr 2, varvid Nr 1 är en duplex rostfri stàllegering enligt en utföringsform av föreliggande uppfinning och legering Nr 2 är en sàdan legering enligt EP 0 683 241.DESCRIPTION OF A PREFERRED EMBODIMENT Two experimental alloys were prepared to test mainly the effect of different concentrations of Si. Table 1 below shows the content of the two alloys No. 1 and No. 2, wherein No. 1 is a duplex stainless steel alloy according to an embodiment of the present invention and alloy No. 2 is such an alloy according to EP 0 683 241.
Tabell 1 Legering Nr 1 2 C 0,017 0,019 Si 0,21 0,62 Mn 0,49 0,47 P 0,005 0,004 S 0,006 0,008 Cr 26,06 26,10 Ni 7,11 7,03 Mo 5,20 5,16 W <0,01 <0,01 CU <0,01 0,021 10 15 20 25 530 F11 11 Co <0,010 <0,010 Ti <0,005 <0,005 Al 0,004 0,007 B 24ppm 25ppm Ca 22ppm 28ppm N 0,41 0,42 Dessutom modellerades legeringarna under användning av Thermo-Calc-mjukvara med databas CCTSS ( en något modifie- rad version av den kommersiella databasen TCFE3 med förbätt- rade modeller för till exempel duplex legeringssammansätt- ningar). Fig 1 och 2 visar beräknade fashalter av Iegering Nr 1 respektive Iegering Nr 2 som en funktion av temperaturen. l dessa figurer: 1: Ferrithalten. Det framgår att för legeringen enligt föreliggande uppfinning (fig 1) krävs en värmebehandling i omrâdet av 1 100 - 1 300°C för uppnående av en önskad ferrithalt.Table 1 Alloy No. 1 2 C 0.017 0.019 Si 0.21 0.62 Mn 0.49 0.47 P 0.005 0.004 S 0.006 0.008 Cr 26.06 26.10 Ni 7.11 7.03 Mo 5.20 5.16 W <0.01 <0.01 CU <0.01 0.021 10 15 20 25 530 F11 11 Co <0.010 <0.010 Ti <0.005 <0.005 Al 0.004 0.007 B 24ppm 25ppm Ca 22ppm 28ppm N 0.41 0.42 In addition, the alloys using Thermo-Calc software with database CCTSS (a slightly modified version of the commercial database TCFE3 with improved models for, for example, duplex alloy compositions). Figures 1 and 2 show calculated phase contents of Alloy No. 1 and Alloy No. 2, respectively, as a function of temperature. In these figures: 1: The ferrite content. It can be seen that for the alloy of the present invention (Fig. 1) a heat treatment in the range of 1,100 - 1,300 ° C is required to achieve a desired ferrite content.
Austenithalten. Värmebehandlingen genomförs så att endast en ferritfas och en austenitfas uppnås.Austenithalten. The heat treatment is carried out so that only one ferrite phase and one austenite phase are achieved.
Halten av N Smältmetall Sigmafas. Bildandet därav kan undvikas genom snabb kyl- ning.The content of N fused metal Sigma phase. Its formation can be avoided by rapid cooling.
Halt av CrzN, vilket förorsakar sprödhet och reduktion av korrosionsbeständighet.CrzN content, which causes brittleness and reduction of corrosion resistance.
Karbidhalt, vilken bör hållas låg för att inte påverka svetsar.Carbide content, which should be kept low so as not to affect welds.
En hög tendens till karbidutfällning leder till risk för reducerad korrosionsbeständighet nära svetsar. Jämviktsmängden av karbider bör således hållas låg. lntermetallisk fas. Summan av denna och sigmafasen skall hållas så låg som möjligt. 10 15 20 25 5313 711 12 Tabe|l2 Legering PRE PRE., PREv PREW rmm TmcwN %<= Uffällfliflgaf Nr vid vid PRE., vid "êfvafaflfe 11oo°c 11oo°c vid 1100°C "'d”°°° 11oo°c 1 49,8 49,1 50,3 1,02 1078 1043 iois 43,3 2 49,8 48,3 50,0 1,04 1037 nos 1108 47,1 øßvikf-ffr» CF2N Tabell 2 ovan visar det totala PRE hos de båda legeringarna och det förutsagda PRE för varje fas vid snabbkylning från 1100°C, samt förhållandet mellan PRE i austeniten och i ferriten. Den vi- sar även den förutsagda ferrithalten efter en snabbkylning från 1100°C och slutligen de förutsagda upplösningstemperaturerna för Cr2N och sigma (o)-fas, och den förutsagda närvaron av några utfällningar vid 1100°C. Eftersom utfällningen av CrzN är snabbare än den av o-fas är två TmaxßæN närvarande, en för fallet av långsam kylning när jämviktsmängder av o tillåts utfälla (”med o”) och en annan för snabb kylning när o inte utfäller (“utan s”). Det är klart att båda legeringarna uppfyller kraven på ferrithalt, total PRE samt PRE-balans och minimum PRE i varje fas såsom uppställda i vär WO 03020994.A high tendency for carbide precipitation leads to a risk of reduced corrosion resistance near welds. The equilibrium amount of carbides should therefore be kept low. Intermetallic phase. The sum of this and the sigma phase should be kept as low as possible. 10 15 20 25 5313 711 12 Tabe | l2 Alloy PRE PRE., PREv PREW rmm TmcwN% <= Uffäll fl i fl gaf Nr vid vid PRE., Vid "êfvafaflfe 11oo ° c 11oo ° c vid 1100 ° C" 'd ”°°° 11oo ° c 1 49.8 49.1 50.3 1.02 1078 1043 iois 43.3 2 49.8 48.3 50.0 1.04 1037 nos 1108 47.1 øßvikf-ffr »CF2N Table 2 above shows that total PRE of the two alloys and the predicted PRE for each phase of rapid cooling from 1100 ° C, as well as the ratio of PRE in the austenite and in the ferrite. It also shows the predicted ferrite content after a rapid cooling from 1100 ° C and finally the predicted dissolution temperatures for Cr2N and sigma (o) phase, and the predicted presence of some precipitates at 1100 ° C. Since the precipitation of CrzN is faster than that of o-phase, two TmaxßæN are present, one for the case of slow cooling when equilibrium amounts of o are allowed to precipitate ("with o") and another for rapid cooling when o does not precipitate ("without s"). ). It is clear that both alloys meet the requirements for ferrite content, total PRE and PRE balance and minimum PRE in each phase as set out in our WO 03020994.
Provtillverkning Legeringarna framställdes genom smältning, gjutning av göt och slutligen smidespressning. Tabell 3 visar resultaten av smid- ningen. Smidningen avbröts när allvarliga ytdefekter började bil- das, och den totala reduktionen av tvärsnittsarea under smides- processen kan således användas som en uppskattning på smid- barheten hos de båda legeringarna.Sample production The alloys were prepared by melting, casting ingots and finally forging. Table 3 shows the results of the forging. Forging was stopped when serious surface defects began to form, and the total reduction of cross-sectional area during the forging process can thus be used as an estimate of the malleability of the two alloys.
Tabell 3 Legering Startdimension Slutdimension Relativ area Areareduktion Nr (e) A/B li-e/Ayfioo 1 zsoxzso mm ssxss mm 7,3 86% 2 zsoxzso mm 12s><12s mm 3,4 70% 10 15 20 25 30 539 ?'l'l 13 De smidda stängerna glödgades vid 1100°C, följt av snabbkyl- ning i vatten innan någon ytterligare bearbetning påbörjades.Table 3 Alloy Starting dimension Final dimension Relative area Area reduction No. (e) A / B li-e / Ayfioo 1 zsoxzso mm ssxss mm 7.3 86% 2 zsoxzso mm 12s> <12s mm 3.4 70% 10 15 20 25 30 539? The forged rods were annealed at 1100 ° C, followed by rapid cooling in water before any further processing was started.
Förmaterialet använt för proven glödgades en gàng tili efter att ha skurits upp i mindre stycken, vid 1100° i 1 timme, följt av vat- tensnabbkylning. Efter denna behandling bearbetades de olika proven.The pre-material used for the samples was annealed once more after being cut into smaller pieces, at 1100 ° for 1 hour, followed by rapid water cooling. After this treatment, the different samples were processed.
Testning Slagtestning Slagtestning genomfördes på 10x10mm Charpy v-skårprov (55mm långa) i fyra olika materialförhàllanden: as-glödgad (det vill säga 1100°C/vattensnabbkylning) och med en ytterligare glödgning av slagproven vid en lägre temperatur. Tabell 4 visar de olika materialförhållandena samt de resulterande slagseg- hetsvärdena. Tvà prov testades för varje sammansättning och glödgningsförhàllande.Testing Impact testing Impact testing was performed on 10x10mm Charpy v-notch samples (55mm long) in four different material conditions: ash-annealed (ie 1100 ° C / water rapid cooling) and with a further annealing of the impact samples at a lower temperature. Table 4 shows the different material conditions and the resulting impact strength values. Two samples were tested for each composition and annealing ratio.
Tabell 4 Legering 1100/wq l100/wq+1075/wq 1100/wq+l050 wq 1100/wq+10 Nr 25/wq 1 hög Mo, 175,176 232240 26,28 6,8 låg Si 2 hög Mo, 168,154 150,178 14,10 5,4 hög Si Legering 1, med en hög Mo-halt och låga Si- och Co-halter, har en god slagseghet förutsatt att en tillräckligt hög glödgningstem- peratur används. Denna tabell illustrerar en svaghet hos iegering 2 enligt EP 0 683 241, nämligenatt en Si-halt högre än 0,5% till- sammans med en hög Mo-halt ger ett potentiellt sprött material.Table 4 Alloy 1100 / wq l100 / wq + 1075 / wq 1100 / wq + l050 wq 1100 / wq + 10 No. 25 / wq 1 high Mo, 175.176 232240 26.28 6.8 low Si 2 high Mo, 168.154 150.178 14, 5.4 high Si Alloy 1, with a high Mo content and low Si and Co contents, has good impact resistance provided that a sufficiently high annealing temperature is used. This table illustrates a weakness of alloy 2 according to EP 0 683 241, namely that a Si content higher than 0.5% together with a high Mo content gives a potentially brittle material.
Endast reducerande av Si-halten (som i iegering 1 enligt föreliggande uppfinning) ger en stor förbättring i seghet.Only reducing the Si content (as in alloy 1 according to the present invention) gives a great improvement in toughness.
Kontinuerlig kylning 9 prov av varje smälta glödgades vid 1100°C och àteruppvärm- des sedan till tre olika temperaturer: 1050, 1100 och 1150°C för varje smälta. Proven kyldes med tre olika konstanta kylningshas- tigheter från de olika hàlltemperaturerna: 20, 60 och 140°C/min. 10 15 20 25 530 71'l 14 Detta innebär att 9 olika glödgningscykler användes för varje smälta. Inga nitrider påträffades i något av proven. Tabell 5 sam- manfattar observationerna gjorda genom optisk mikroskopi. Ett relativt rankningsindex används för o-fashalten hos olika prov, där: 0: ingen o-fas detekterad 1: 1-2 o-faspartiklar i genomsnitt detekterade inom ett synfält av 500x förstärkning 2: små mängder av o-fas detekterade vid 500x förstärkning (men mer än 2 partiklar/synfält) 3: relativt stora mängder av o, men med mindre än 5% av ferrit transformerad 4: mer än 5% av ferriten transformerad till o 5: mer än 25% av ferriten transformerad till o 6: mer än 50% av ferriten transformerad till o Tabell 5 Uppvärmningscykler Lggeringsnummer Uppvärmningstemperatur Kylningshastighet 1 2 1oso°c zwc/min 5 5 som/min 4 4 14o°c/min 2 3 11oo°c zwc/min 4 5 som/min 2 3 14o°c/mm 1 2 11so°c :mc/min 4 5 swe/min 2 3 i4o°cimin 2 2 Det visas att legering 1 är något mindre benägen till o-utfällning än legering 2. Det påpekas att ett ”betyg” av 2, företrädesvis 1, är nödvändigt för att göra det möjligt att riktigt tillverka materialet ifråga.Continuous cooling 9 samples of each melt were annealed at 1100 ° C and then reheated to three different temperatures: 1050, 1100 and 1150 ° C for each melt. The samples were cooled at three different constant cooling rates from the different holding temperatures: 20, 60 and 140 ° C / min. 10 15 20 25 530 71'l 14 This means that 9 different annealing cycles were used for each melt. No nitrides were found in any of the samples. Table 5 summarizes the observations made by optical microscopy. A relative ranking index is used for the o-phase content of different samples, where: 0: no o-phase detected 1: 1-2 o-phase particles on average detected within a field of view of 500x gain 2: small amounts of o-phase detected at 500x gain (but more than 2 particles / field of view) 3: relatively large amounts of o, but with less than 5% of ferrite transformed 4: more than 5% of the ferrite transformed into o 5: more than 25% of the ferrite transformed into o 6: more than 50% of the ferrite transformed to o Table 5 Heating cycles Installation number Heating temperature Cooling rate 1 2 1oso ° c zwc / min 5 5 as / min 4 4 14o ° c / min 2 3 11oo ° c zwc / min 4 5 as / min 2 3 14o ° c / mm 1 2 11so ° c: mc / min 4 5 swe / min 2 3 i4o ° cimin 2 2 It is shown that alloy 1 is slightly less prone to o-precipitation than alloy 2. It is pointed out that a "rating" of 2, preferably 1, is necessary to enable the material in question to be properly manufactured.
Fig 3 visar mikrofoton av kontinuerligt kylda prov uppvärmda till 1100°C. Ljus färg är austenit, brun är ferrit och svart är o-fas. 10 15 20 25 5313 711 15 Det visas att bildandet av o-fasen (svart) är anmärkningsvärt svagare för legering Nr 1 enligt föreliggande uppfinning än för legering Nr 2 enligt EP 0 683 241, vilket är uppenbart beroende på den lägre halten av Si.Fig. 3 shows photomicrographs of continuously cooled samples heated to 1100 ° C. Light color is austenite, brown is ferrite and black is o-phase. 5313 711 15 It is shown that the formation of the o-phase (black) is remarkably weaker for alloy No. 1 according to the present invention than for alloy No. 2 according to EP 0 683 241, which is obviously due to the lower content of Si.
Mekaniska egenskaper Tabell 6 visar resultat av dragprov. Legering Nr 2 är uppenbarli- gen mindre duktil än legering Nr 1 enligt uppfinningen.Mechanical properties Table 6 shows the results of tensile tests. Alloy No. 2 is obviously less ductile than Alloy No. 1 according to the invention.
Tabell 6. Resultat av dragprov. Två prov från varje smälta Legering Sträckgräns, Ultimat Förlängning/% Areareduktionl°ß RpM/MPa draghållfasthet, Rm /MPa 1 644,626 841,844 37,9, 37,5 61,60 2 687 847 17,0 27 Korrosionsfestning Kritisk spaltkorrosionstemperatur (CCT) enligt MTI-2 och kritisk punktkorrosionstemperatur (CPT) i ”Green Death”-lösning (1%FeCl3+1%CuCl2+1W0H2SO4+1,2%HCl) är visad i Tabell 7.Table 6. Results of tensile tests. Two samples from each melt Alloy Tensile strength, Ultimate Elongation /% Area reductionl ° ß RpM / MPa tensile strength, Rm / MPa 1 644.626 841.844 37.9, 37.5 61.60 2 687 847 17.0 27 Corrosion fastening Critical gap corrosion temperature (CCT) according to MTI-2 and critical point corrosion temperature (CPT) in “Green Death” solution (1% FeCl3 + 1% CuCl2 + 1W0H2SO4 + 1.2% HCl) are shown in Table 7.
Det finns en mycket liten skillnad i spaltkorrosionsbeständighet mellan de olika legeringarna. Antagandet att punkt- och spaltkor- rosionsbeständighet i duplex legering är huvudsakligen bestämd av PRE hos fasen med lägsta PRE stämmer överens med faktu- met att legering 1 har den högsta CCT. Dessutom uppträder för- bättrat beteende av legering 1 med avseende på legering 2 i form av en lägre viktförlust på grund av korrosion och högre maxi- maltemperaturer.There is a very small difference in crevice corrosion resistance between the different alloys. The assumption that point and crevice corrosion resistance in duplex alloy is mainly determined by the PRE of the phase with the lowest PRE is consistent with the fact that alloy 1 has the highest CCT. In addition, improved behavior of alloy 1 with respect to alloy 2 occurs in the form of a lower weight loss due to corrosion and higher maximum temperatures.
Tabell 7. Resultat av spaltkorrosionstest enligt MTl-2, punktkor- rosion i Green Death-lösning och punktkorrosion i järnklorid. Två prov/legeringar användes för varje test.Table 7. Results of crevice corrosion test according to MT1-2, point corrosion in Green Death solution and point corrosion in iron chloride. Two samples / alloys were used for each test.
Legering CCT (°C), CPT (°C), in CPT (°C), ijärnklorid, G48 Atest vid PREi Nr MTI-2 Green modifierad G48C (ge- 95°C, "svagaste" Death- nomsnlttlig viktförlust (genomsnittlig fas lösning etter 97,5°CIg) viktförlust/g) 1 65,70 80,80 97,5, 97,5 (0,0036) Inga gropar 49,1 (0,014) 2 60,65 70,75 97,5, 97,5 (0,011) Små gropar 48,3 (0,04) 10 530 711 16 Sammanfattning Legeringen (nr 2) som motsvarar EP 0 683 241 är mycket utsatt för mfasutfällning, vilket gör produktionen av ett material med god duktilitet mycket svår. Detta problem löses genom sänkande av Si-halten och en god balans mellan PRE-värdena hos de båda faserna. Dessutom har legering nr 2 en låg smidbarhet. Genom reducerande av Si-halten hos en legering av typen definierad i EP 0 683 241, det vill säga genom användande av en samman- fattning enligt legering nr 1, ökar inte endast duktiliteten och segheten, utan korrosionsbeständigheten ökar även, vilket fak- tiskt är en effekt som var helt oväntad.Alloy CCT (° C), CPT (° C), in CPT (° C), ferric chloride, G48 Certificate at PREi No. MTI-2 Green modified G48C (ge- 95 ° C, "weakest" Death- average weight loss (average phase solution after 97.5 ° CIg) weight loss / g) 1 65.70 80.80 97.5, 97.5 (0.0036) No pits 49.1 (0.014) 2 60.65 70.75 97.5, 97.5 (0.011) Small pits 48.3 (0.04) 10 530 711 16 Summary The alloy (no. 2) corresponding to EP 0 683 241 is very exposed to phase precipitation, which makes the production of a material with good ductility very difficult. This problem is solved by lowering the Si content and a good balance between the PRE values of the two phases. In addition, alloy No. 2 has a low malleability. By reducing the Si content of an alloy of the type defined in EP 0 683 241, i.e. by using a summary according to alloy no. 1, not only does the ductility and toughness increase, but the corrosion resistance also increases, which in fact is an effect that was completely unexpected.
Claims (15)
Priority Applications (12)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE0602287A SE530711C2 (en) | 2006-10-30 | 2006-10-30 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
| MX2009004535A MX2009004535A (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy. |
| CNA2007800407711A CN101558180A (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
| BRPI0717944-8A2A BRPI0717944A2 (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | DUPLEX STAINLESS ACTION ALLOY AND USE OF THIS ALLOY |
| KR1020097008892A KR20090078813A (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
| PCT/SE2007/050694 WO2008054300A1 (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
| CA002667436A CA2667436A1 (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
| US12/447,689 US20100316522A1 (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
| JP2009534543A JP2010508439A (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel and use of this steel |
| EA200970433A EA014812B1 (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
| EP07835279A EP2082073A4 (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
| UAA200905389A UA93587C2 (en) | 2006-10-30 | 2007-10-02 | duplex stainless steel alloy AND APPLICATION thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE0602287A SE530711C2 (en) | 2006-10-30 | 2006-10-30 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SE0602287L SE0602287L (en) | 2008-05-01 |
| SE530711C2 true SE530711C2 (en) | 2008-08-19 |
Family
ID=39344543
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SE0602287A SE530711C2 (en) | 2006-10-30 | 2006-10-30 | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20100316522A1 (en) |
| EP (1) | EP2082073A4 (en) |
| JP (1) | JP2010508439A (en) |
| KR (1) | KR20090078813A (en) |
| CN (1) | CN101558180A (en) |
| BR (1) | BRPI0717944A2 (en) |
| CA (1) | CA2667436A1 (en) |
| EA (1) | EA014812B1 (en) |
| MX (1) | MX2009004535A (en) |
| SE (1) | SE530711C2 (en) |
| UA (1) | UA93587C2 (en) |
| WO (1) | WO2008054300A1 (en) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20110160838A1 (en) * | 2009-12-31 | 2011-06-30 | Blanzy Jeffrey S | Endoprosthesis containing multi-phase ferrous steel |
| SE534779C2 (en) | 2010-03-03 | 2011-12-20 | Sandvik Intellectual Property | Method of manufacturing a stainless steel wire product |
| CN104357765B (en) * | 2014-11-15 | 2016-07-06 | 柳州市潮林机械有限公司 | A kind of two phase stainless steel tubing |
| CN104357763B (en) * | 2014-11-15 | 2016-07-06 | 柳州市潮林机械有限公司 | A kind of two phase stainless steel tubing |
| CN104357764B (en) * | 2014-11-15 | 2016-06-08 | 柳州市潮林机械有限公司 | A kind of duplex stainless steel tubing |
| CN104357762B (en) * | 2014-11-15 | 2016-06-08 | 柳州市潮林机械有限公司 | A kind of duplex stainless steel tubing |
| CN104451455A (en) * | 2014-11-15 | 2015-03-25 | 柳州市潮林机械有限公司 | Duplex stainless steel pipe |
| KR101641796B1 (en) * | 2014-12-26 | 2016-07-22 | 주식회사 포스코 | Lean duplex stainless steel with excellent drawability and manufacturing method thereof |
| US10793930B2 (en) * | 2016-02-17 | 2020-10-06 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Ferritic-austenitic two-phase stainless steel material and method for manufacturing same |
| KR20190099232A (en) * | 2016-12-21 | 2019-08-26 | 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 | Uses of Duplex Stainless Steel Articles |
| JP6791012B2 (en) * | 2017-05-24 | 2020-11-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Duplex stainless steel with excellent corrosion resistance and hydrogen brittleness |
| CN108048755B (en) * | 2017-11-10 | 2019-06-28 | 洛阳双瑞特种装备有限公司 | A kind of high rigidity anticorrosive cast stainless steel for fluid conveying |
| CN111344426A (en) * | 2017-11-15 | 2020-06-26 | 日本制铁株式会社 | Duplex stainless steel and method for producing duplex stainless steel |
| CN109898015A (en) * | 2019-02-01 | 2019-06-18 | 上海加宁新材料科技有限公司 | The manufacturing method of naval vessel seawater corrosion resistance HDR two phase stainless steel |
| WO2022196498A1 (en) * | 2021-03-15 | 2022-09-22 | 日鉄ステンレス株式会社 | Duplex stainless steel |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SE453838B (en) * | 1985-09-05 | 1988-03-07 | Santrade Ltd | HIGH-QUALITY FERRIT-AUSTENITIC STAINLESS STEEL |
| US4985091A (en) * | 1990-01-12 | 1991-01-15 | Carondelet Foundry Company | Corrosion resistant duplex alloys |
| 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 |
| JPH08176742A (en) * | 1994-12-27 | 1996-07-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Duplex stainless steel excellent in corrosion resistance in hydrogen sulfide atmosphere |
| JPH1088288A (en) * | 1996-09-18 | 1998-04-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Duplex stainless steel material for high purity gas, and its production |
| WO2002088411A1 (en) * | 2001-04-27 | 2002-11-07 | Research Institute Of Industrial Science & Technology | High manganese duplex stainless steel having superior hot workabilities and method for manufacturing thereof |
| SE524951C2 (en) * | 2001-09-02 | 2004-10-26 | Sandvik Ab | Use of a duplex stainless steel alloy |
| SE524952C2 (en) * | 2001-09-02 | 2004-10-26 | Sandvik Ab | Duplex stainless steel alloy |
| KR100460346B1 (en) * | 2002-03-25 | 2004-12-08 | 이인성 | Super duplex stainless steel with a suppressed formation of intermetallic phases and having an excellent corrosion resistance, embrittlement resistance, castability and hot workability |
| 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 |
-
2006
- 2006-10-30 SE SE0602287A patent/SE530711C2/en unknown
-
2007
- 2007-10-02 MX MX2009004535A patent/MX2009004535A/en active IP Right Grant
- 2007-10-02 JP JP2009534543A patent/JP2010508439A/en active Pending
- 2007-10-02 BR BRPI0717944-8A2A patent/BRPI0717944A2/en not_active Application Discontinuation
- 2007-10-02 EP EP07835279A patent/EP2082073A4/en not_active Withdrawn
- 2007-10-02 US US12/447,689 patent/US20100316522A1/en not_active Abandoned
- 2007-10-02 KR KR1020097008892A patent/KR20090078813A/en not_active Application Discontinuation
- 2007-10-02 CN CNA2007800407711A patent/CN101558180A/en active Pending
- 2007-10-02 WO PCT/SE2007/050694 patent/WO2008054300A1/en active Application Filing
- 2007-10-02 UA UAA200905389A patent/UA93587C2/en unknown
- 2007-10-02 EA EA200970433A patent/EA014812B1/en not_active IP Right Cessation
- 2007-10-02 CA CA002667436A patent/CA2667436A1/en not_active Abandoned
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20100316522A1 (en) | 2010-12-16 |
| WO2008054300A9 (en) | 2009-06-11 |
| WO2008054300A1 (en) | 2008-05-08 |
| JP2010508439A (en) | 2010-03-18 |
| KR20090078813A (en) | 2009-07-20 |
| EP2082073A4 (en) | 2011-06-29 |
| EA014812B1 (en) | 2011-02-28 |
| EA200970433A1 (en) | 2009-10-30 |
| BRPI0717944A2 (en) | 2013-12-03 |
| EP2082073A1 (en) | 2009-07-29 |
| CN101558180A (en) | 2009-10-14 |
| MX2009004535A (en) | 2009-05-20 |
| CA2667436A1 (en) | 2008-05-08 |
| SE0602287L (en) | 2008-05-01 |
| UA93587C2 (en) | 2011-02-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| SE530711C2 (en) | Duplex stainless steel alloy and use of this alloy | |
| CA2674091C (en) | Austenitic stainless steel welded joint and austenitic stainless steel welding material | |
| JP4803174B2 (en) | Austenitic stainless steel | |
| US8506883B2 (en) | Weldable oxidation resistant nickel-iron-chromium-aluminum alloy | |
| US20080138232A1 (en) | Duplex Stainless Steel | |
| CN110225989B (en) | Duplex stainless steel clad steel and method for producing same | |
| JP5657523B2 (en) | Ultra-supercritical boiler header alloy and manufacturing method | |
| JP4234593B2 (en) | Ferritic / austenitic duplex stainless steel | |
| JP3446294B2 (en) | Duplex stainless steel | |
| KR20050044557A (en) | Super-austenitic stainless steel | |
| EP2358918A1 (en) | Ferritic-austenitic stainless steel | |
| WO2017002523A1 (en) | Austenitic heat-resistant alloy and welded structure | |
| WO2017002524A1 (en) | Austenitic heat-resistant alloy and welded structure | |
| CN107138876B (en) | High-temperature creep resistant low-nickel copper-containing T/P92 steel welding material | |
| KR102520119B1 (en) | Welded structure and its manufacturing method | |
| JP2005501969A (en) | Duplex steel | |
| US20130294964A1 (en) | Weldable oxidation resistant nickel-iron-chromium aluminum alloy | |
| JP7106962B2 (en) | austenitic stainless steel | |
| WO2022049051A1 (en) | Austenitic stainless steel | |
| JP7460906B2 (en) | Duplex stainless steel welding materials | |
| CA3078398A1 (en) | Austenitic stainless steel | |
| EP1263999B1 (en) | Corrosion resistant austenitic alloy | |
| JP3458971B2 (en) | Austenitic heat-resistant cast steel with excellent high-temperature strength and machinability, and exhaust system parts made of it | |
| JPH0114992B2 (en) | ||
| JP3470418B2 (en) | High strength austenitic alloy with excellent seawater corrosion resistance and hydrogen sulfide corrosion resistance |