DE60117276T3

DE60117276T3 - Ferritisch-austenistischer rostfreier stahl

Info

Publication number: DE60117276T3
Application number: DE60117276T
Authority: DE
Inventors: Elisabeth Alfonsson; Jun Wang; Mats Liljas; Per Johansson
Original assignee: Outokumpu Stainless AB
Current assignee: Outokumpu Stainless AB
Priority date: 2000-09-27
Filing date: 2001-09-18
Publication date: 2012-01-19
Anticipated expiration: 2021-09-19
Also published as: DE60117276D1; ES2258546T5; SE517449C2; SE0003448L; DE60117276T2; WO2002027056A1; EP1327008B2; EP1327008A1; ES2258546T3; EP1327008B1; ZA200302011B; US20150259772A1; AU2001288179A1; ATE317919T1; US9856551B2; US20030172999A1; SE0003448D0; US20100172785A1

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die Erfindung betrifft einen ferritisch-austenitischen rostfreien Stahl, der eine Mikrostruktur besitzt, die im Wesentlichen aus 35–65 Vol.% Ferrit und 35–65 Vol.-% Austenit besteht.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Bei den ferritisch-austenitischen rostfreien Stählen – den Duplex-Stählen – sind eine hohe mechanische Festigkeit und Zähigkeit mit guter Korrosionsbeständigkeit kombiniert, insbesondere was die Spannungskorrosion betrifft. Für die Korrosionsbeständigkeit sowie für mechanische Eigenschaften wie die Schweißbarkeit ist es wichtig, dass die wesentlichen Bestandteile des Stahls, Austenit und Ferrit, gut aufeinander abgestimmt sind. Bei der modernen Entwicklung von Duplex-Stählen sind Bemühungen unternommen worden, um eine Mikrostruktur zu erhalten, die 35–65% Ferrit und 35–65% Austenit enthält. Die Duplex-Stähle konkurrieren in einem erhöhten Ausmaß mit herkömmlichen austenitischen rostfreien Stählen in der Offshore-, Papier- und Zellstoffindustrie, in der chemischen Industrie und auf anderen Gebieten, wo hohe Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit benötigt werden. Die Duplex-Stähle, so weit sie im Handel erhältlich sind, sind jedoch zu teuer, um eine weitere Verwendung zu finden, dies trotz der Tatsache, dass die Duplex-Stähle im Allgemeinen geringere Gehalte des teuren Legierungselements Nickel als vergleichbare austenitische rostfreie Stähle enthalten.
Diesbezüglich zeigt Dokument US, 736, 131 einen austenitisch-ferritischen rostfreien Stahl, der im Wesentlichen nur bis zu 3,0% Nickel und ca. 0,26% Stickstoff enthält. Damit ist ein Bereich von 10% bis 50% Austenit möglich.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
Es ist Zweck der Erfindung, einen ferritisch-austenitischen rostfreien Stahl der in der obigen Einleitung angegebenen Art zu schaffen, wobei der Stahl eine geringere Menge teurer Legierungselemente als gegenwärtig im Handel erhältliche Duplex-Stähle und austenitische rostfreie Stähle mit vergleichbaren technischen Merkmalen enthält und in einer Weise hergestellt werden kann, die unter einem verfahrenstechnischen Gesichtspunkt vorteilhaft ist. Die meisten Gebiete, auf denen Duplex-Stähle gegenwärtig verwendet werden, sind vorstellbare und geeignete Verwendungsgebiete, d. h. für Anwendungen in der Offshore-, Papier- und Zellstoffindustrie, in der chemischen Industrie etc., jedoch vor allem für Anwendungen, bei denen die Korrosionsbedingungen milder sind als dort, wo Duplex-Stähle gegenwärtig verwendet werden, wo jedoch eine hohe Festigkeit und/oder gute Beständigkeit gegen Spannungskorrosion einen Vorteil darstellt. Die Kombination von mechanischer Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit macht das Material auch für leichte, wartungsfreie Konstruktionen auf den Transport-, Bau- und Konstruktionsgebieten geeignet.
Weitere Aufgaben der Erfindung sind es, eine Vielzahl der oder alle folgenden Wirkungen zu erreichen.

• Eine Streckfestigkeit (R_P02) ≥ 450 MPa bei Raumtemperatur und ≥300 MPa bei 150°C,
• eine Mikrostruktur, die 35–65% Ferrit und 35–65% Austenit, vorzugsweise 35–55% Ferrit und 45–65% Austenit, enthält,
• eine gute strukturelle Stabilität,
• eine gute allgemeine Korrosionsbeständigkeit und insbesondere eine gute Beständigkeit gegen Spannungskorrosion,
• eine gute Schweißbarkeit mit sehr guter Umbildung von Austenit in der durch Wärme beeinflussten Zone.

Die obigen Aufgaben können dadurch gelöst werden, dass der Stahl eine chemische Zusammensetzung aufweist, die in Gew.-% enthält:
0,02–0,07 C
0,1–2,0 Si
3–8 Mn
19–23 Cr
1,1–1,7 Ni
wahlweise Mo und/oder W in einer Gesamtmenge von maximal 1,0 (Mo + W/2)
wahlweise Cu bis zu maximal 1,0 Cu
wahlweise 0,001–0,005 B
wahlweise bis zu 0,03 jeweils von Ce und/oder Ca
0,18–0,30 N
Rest Eisen und Verunreinigungen, und dass die folgenden Bedingungen für die Ferrit- bzw. Austenitbildner der Legierung, d. h. für die Chrom- und die Nickeläquivalente zutreffen:
20 < Cr_eq < 24,5
10 < Ni_eq, wobei
Cr_eq = Cr + 1,5 Si + Mo + 2 Ti + 0,5 Nb
Ni_eq = Ni + 0,5 Mn + 30 (C + N) + 0,5 (Cu + Co).
Austenitisch-ferritische rostfreie Stähle, die Zusammensetzungen ähnlich derjenigen der Erfindung aufweisen, jedoch unterschiedliche Gehalte an N, Ni und Ni_eq umfassen, sind in US-A-3 736 191 und 6 096 441 offenbart.
Was die einzelnen Legierungselemente, ihre Bedeutung und Wechselwirkung betrifft, trifft das folgende auf die Erfindung zu. Angegebene Legierungsgehalte betreffen Gew.-%, sofern nichts anderes angegeben ist.
Kohlenstoff leistet einen Beitrag zur Festigkeit des Stahls und ist auch ein wertvoller Austenitbildner und soll daher in einer Mindestmenge von 0,02% vorhanden sein. Es wäre zeitaufwändig, den Kohlenstoffgehalt auf niedrige Werte in Verbindung mit der Entkohlung des Stahls herabzusetzen, und es ist auch teuer, weil dies den Verbrauch von Reduktionsmitteln vergrößert. Wenn der Kohlenstoffgehalt hoch ist, besteht die Gefahr der Ausfällung von Carbiden, was die Schlagzähigkeit des Stahls und die Beständigkeit gegenüber einer interkristallinen Korrosion herabsetzen kann. Es ist auch zu berücksichtigen, dass Kohlenstoff eine sehr geringe Lösbarkeit in dem Ferrit aufweist, was bedeutet, dass der Kohlenstoffgehalt des Stahls im Wesentlichen in der austenitischen Phase gesammelt wird. Der Kohlenstoffgehalt soll daher auf maximal 0,07%, vorzugsweise auf maximal 0,05%, und in geeigneter Weise auf maximal 0,04%, begrenzt sein.
Silizium kann bei der Herstellung von Stahl als Reduktionsmittel verwendet werden und ist als Rückstand aus der Herstellung von Stahl in einer Menge von mindestens 0,1% vorhanden. Silizium hat günstige Eigenschaften bei Stahl, weil es die Hochtemperaturfestigkeit des Ferrits verstärkt, was eine signifikante Bedeutung bei der Herstellung hat. Silizium ist auch ein starker Ferritbildner und nimmt als solcher an der Stabilisierung der Duplex-Struktur teil und sollte aus diesen Gründen in einer Menge von mindestens 0,2%, vorzugsweise in einer Menge von mindestens 0,35%, vorhanden sein. Silizium hat auch einige ungünstige Eigenschaften, weil es die Lösbarkeit von Stickstoff deutlich herabsetzt, der in großen Mengen vorhanden sein soll, und, wenn der Siliziumgehalt hoch ist, auch die Gefahr der Ausfällung unerwünschter intermetallischer Phasen vergrößert ist. Der Siliziumgehalt ist daher auf maximal 2,0%, vorzugsweise auf maximal 1,5% und in geeigneter Weise auf maximal 1,0%, gegrenzt. Ein optimaler Siliziumgehalt liegt bei 0,35–0,80%.
Mangan ist ein wichtiger Austenitbildner und erhöht die Löslichkeit für Stickstoff in dem Stahl und soll daher in einer Menge von mindestens 3%, vorzugsweise mindestens 4%, in geeigneter Weise mindestens 4,5% vorhanden sein. Mangan verringert andererseits die Korrosionsbeständigkeit des Stahls. Weiter ist es schwierig, Schmelzen aus rostfreiem Stahl mit hohem Mangangehalt zu entkohlen, was bedeutet, dass Mangan, nachdem die Entkohlung beendet ist, in der Form von vergleichsweise reinem und folglich teurem Mangan zugegeben werden muss. Der Stahl sollte daher nicht mehr als 8% Mangan, vorzugsweise höchstens 6% Mangan, enthalten. Ein optimaler Gehalt ist 4,5–5,5% Mangan.
Chrom ist das wichtigste Element, um eine gewünschte Korrosionsbeständigkeit des Stahls zu erreichen. Chrom ist auch der wichtigste Ferritbildner des Stahls und führt in Kombination mit anderen Ferritbildnern und mit einem ausgewogenen Gehalt der Austenitbildner des Stahls zu einem gewünschten Duplex-Charakter des Stahls. Wenn der Chromgehalt niedrig ist, besteht die Gefahr, dass der Stahl Martensit enthält, und wenn der Chromgehalt hoch ist, besteht die Gefahr einer beeinträchtigten Stabilität gegen Ausfällung von intermetallischen Phasen und einer so genannten 475°-Versprödung und einer unausgewogenen Phasenzusammensetzung des Stahls. Aus diesen Gründen sollte der Chromgehalt mindestens 19%, vorzugsweise mindestens 20% und in geeigneter Weise mindestens 20,5%, und maximal 24%, vorzugsweise maximal 23%, in geeigneter Weise maximal 22,5% betragen.
Nickel ist ein starker Austenitbildner und hat eine günstige Wirkung auf die Verformbarkeit des Stahls und sollte daher in einer Menge von mindestens 1,1% vorhanden sein. Jedoch ist der Rohmaterialpreis von Nickel häufig hoch und schwankt, weshalb Nickel unter einem Aspekt der Erfindung so weit wie möglich durch andere Legierungselemente ersetzt wird. Auch sind nicht mehr als 1,7% Nickel für die Stabilisierung der gewünschten Duplex-Struktur des Stahls in Kombination mit anderen Legierungselementen notwendig. Ein optimaler Nickelgehalt ist daher 1,35–1,70% Ni.
Molybdän ist ein Element, das unter einem weiten Aspekt der Zusammensetzung des Stahls weggelassen werden kann, d. h. Molybdän ist ein optionales Element bei dem Stahl der Erfindung. Molybdän hat jedoch zusammen mit Stickstoff eine günstige Synergiewirkung auf die Korrosionsbeständigkeit. Angesichts des hohen Stickstoffgehalts des Stahls sollte der Stahl daher mindestens 0,1% Molybdän, vorzugsweise mindestens 0,15%, enthalten. Molybdän ist jedoch ein starker Ferritbildner, es kann die Sigma-Phase in der Mikrostruktur des Stahls stabilisieren, und es besitzt auch die Tendenz zum Ausseigern. Weiter ist Molybdän einen teures Legierungselement. Aus diesen Gründen ist der Molybdängehalt auf maximal 1,0%, vorzugsweise auf maximal 0,8%, in geeigneter Weise auf maximal 0,65%, begrenzt. Ein optimaler Molybdängehalt ist 0,15–0,54%. Molybdän kann teilweise durch die doppelte Menge Wolfram ersetzt werden, das Eigenschaften aufweist, die denjenigen von Molybdän ähnlich sind. Jedoch sollte mindestens die Hälfte der Gesamtmenge von Mo + W/2 aus Molybdän bestehen. Bei einer bevorzugten Zusammensetzung des Stahls enthält der Stahl jedoch nicht mehr als maximal 0,3 Wolfram.
Kupfer ist auch ein optionales Element, das unter dem weitesten Aspekt zu diesem Element weggelassen werden kann. Jedoch ist Kupfer ein wertvoller Austenitbildner und kann einen günstigen Einfluss auf die Korrosionsbeständigkeit in einigen Umgebungen, insbesondere in einigen sauren Medien, haben und sollte daher in einer Menge von mindestens 0,1% vorhanden sein. Andererseits besteht die Gefahr einer Ausfällung von Kupfer in dem Fall eines zu hohen Gehalts desselben, weshalb der Kupfergehalt maximal 1,0%, vorzugsweise maximal 0,7%, sein sollte. Optimal sollte der Kupfergehalt mindestens 0,15, vorzugsweise mindestens 0,25, und maximal 0,54%, betragen, um die günstigen und möglicherweise ungünstigen Wirkungen von Kupfer mit Bezug auf die Eigenschaften des Stahls auszugleichen.
Stickstoff hat eine fundamentale Bedeutung, weil er der dominierende Austenitbildner des Stahls ist. Stickstoff leistet auch einen Beitrag zur Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit des Stahls und sollte daher in einer Mindestmenge von 0,18%, vorhanden sein. Die Lösbarkeit von Stickstoff in dem Stahl ist jedoch beschränkt. In dem Fall eines zu hohen Stickstoffgehalts besteht die Gefahr der Bildung von Rissen, wenn sich der Stahl verfestigt, und die Gefahr der Bildung von Poren in Verbindung mit dem Schweißen des Stahls. Der Stahl sollte daher nicht mehr als 0,30% Stickstoff, vorzugsweise maximal 0,26% Stickstoff, enthalten. Ein optimaler Gehalt ist 0,20–0,24%.
Bor kann optional in dem Stahl als eine Mikrolegierungszugabe bis zu maximal 0,005% (50 ppm) vorhanden sein, um die Heißverformbarkeit des Stahls zu verbessern. Wenn Bor als beabsichtigt zugegebenes Element vorhanden ist, sollte es in einer Menge von mindestens 0,001% (10 ppm) vorhanden sein, um die gewünschte Wirkung mit Bezug auf die verbesserte Heißverformbarkeit des Stahls zu schaffen.
In einer ähnlichen Weise können Cer und/oder Calcium in dem Stahl in einer Menge von maximal 0,03% jedes dieser Elemente optional vorhanden sein, um die Heißverformbarkeit des Stahls zu verbessern.
Neben den oben genannten Elementen enthält der Stahl im Wesentlichen keine weiteren beabsichtigt zugegebenen Elemente, sondern nur Verunreinigungen und Eisen. Phosphor ist, wie bei den meisten Stählen, eine unerwünschte Verunreinigung und sollte vorzugsweise in einer Menge nicht höher als maximal 0,035% vorhanden sein. Schwefel sollte ebenfalls so niedrig wie möglich unter dem Gesichtspunkt einer wirtschaftlichen Herstellung gehalten werden, vorzugsweise in einer Menge von maximal 0,10%, in geeigneter Weise geringer, beispielsweise maximal 0,002%, um die Heißverformbarkeit des Stahls und damit seine Walzbarkeit nicht zu beeinträchtigen, was ein generelles Problem in Zusammenhang mit den Duplex-Stählen sein kann.
Innerhalb des Rahmens der oben angegebenen Bereiche für den Gehalt sollten der Gehalt der Ferritbildner und der Austenitbildner entsprechend den Bedingungen, die in dem vorstehenden Teil angegeben worden sind, ausgewogen sein, damit der Stahl einen gewünschten, stabilen Duplex-Charakter bekommt. Vorzugsweise sollten das Nickeläquivalent, Ni_eq, mindestens 10,5 und das Chromäquivalent mindestens 21, in höchst vorteilhafter Weise mindestens 22 sein. Nach oben sollte das Nickeläquivalent, Ni_eq, auf maximal 15, vorzugsweise auf maximal 14, begenzt sein. Weiter sollte das Chromäquivalent, Cr_eq, mindestens 21, vorzugsweise mindestens 21,5 und in höchst vorteilhafter Weise mindestens 22 sein, es kann jedoch auf maximal 23,5 begenzt sein.
Es ist überraschend, dass ein Stahl mit Chrom- und Nickeläquivalenten, die entsprechend diesen Kriterien zueinander in Beziehung stehen, einen ausgewogenen Gehalt an Ferrit und Austenit innerhalb des oben angegebenen Bereichs für den Gehalt aufweist.
Theoretisch sollte der Stahl wegen seiner Legierungszusammensetzung weniger oder sogar viel weniger als 35 Vol.-% Ferrit enthalten, jedoch haben im Wege von Bildanalysen der Mikrostrukturen durchgeführte Messungen stattdessen gezeigt, dass der Stahl in der Tat einen stabilen Gehalt von mindestens 35 Vol.-% Ferrit und bei einigen der getesteten Stähle der Erfindung etwa 50% Ferrit enthält. Auf der Grundlage dieser Beobachtungen kann unter einem Aspekt der Beziehungen zwischen den Chrom- und Nickeläquivalenten angenommen werden, dass die Koordinaten der Chrom- und die Nickeläquivalente innerhalb des Rahmens des Bereiches A B C D A im Schaeffler-Diagramm in 1 liegen sollten, wobei die Koordinaten dieser Punkte folgende sind:

Cr_eq Ni_eq

A 20,8 11,8

B 23,0 15,0

C 24,0 14,5

D 23,0 10,4

d. h. gut links des Bereichs, der im Schaeffler-Diagramm herkömmlicherweise der Bereich der Duplex-Stähle ist. Dennoch wird ein stabiler Duplex-Charakter des Stahls erreicht.
Durchgeführte Versuche haben gezeigt, dass gute Ergebnisse mit Stahllegierungen erreicht werden, die Zusammensetzungen aufweisen, deren Chrom- und Nickeläquivalente innerhalb des Rahmens des stärker eingeschränkten Bereichs D E F G H D liegen, wobei die Koordinaten dieser Punkte folgende sind:

Cr_eq Ni_eq

D 23,0 10,4

E 22,0 11,0

F 22,0 13,5

G 22,3 14,0

H 23,0 14,0
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
In der folgenden Beschreibung durchgeführter Versuche wird auf die beigefügten Zeichnungen Bezug genommen, in denen zeigen:
1 Mikrostrukturen und ein Schaeffler-Diagramm, das die theoretischen Chrom- und Nickeläquivalente gemäß der Erfindung darstellt;
2 ein Balkendiagramm, das den realen Ferrit- und Austenitgehalt zeigt, die bei untersuchten erfindungsgemäßen Stählen gemessen worden sind;
3 ein Balkendiagramm, das die Beständigkeit gegenüber einer Grübchenbildungskorrosion von untersuchten Stählen in der Form von gemessenen kritischen Grübchenbildungstemperaturen, CPT, zeigt;
4 ein Diagramm mit der Darstellung der Beständigkeit gegenüber einer Spannungskorrosion in der Form der Zeit bis zu einem Bruch beim Tropfenverdampfungstesten einer Anzahl untersuchter Legierungen gegenüber der Last; und
5 ein Balkendiagramm, das die Schweißbarkeit einer Anzahl untersuchter Legierungen in der Form des Ferritgehalts in der durch Wärme beeinflussten Zone (HAZ) und in der Schweißnaht selbst zeigt.
BESCHREIBUNG DURCHGEFÜHRTER VERSUCHE UND ERREICHTER ERGEBNISSE
Die chemischen Zusammensetzungen in Gew.-% untersuchter Stähle sind in Tabelle 1 angegeben. Neben den in der Tabelle angegebenen Elementen enthielten die Stähle nur Eisen und andere Verunreinigungen als die angegebenen in normalen Mengen. Die Stähle V250–V260 wurden in der Form von 30 kg Laborchargen hergestellt. Ref. A ist ein im Handel erhältlicher Stahl, dessen Zusammensetzung durch die Anmelderin analysiert worden ist.
Mechanische Tests
Die Laborchargen wurden zu der Form von 3 mm dicken, schmalen Platten gewalzt, die für die mechanischen Tests verwendet wurden. Erfahrungsgemäß ist bekannt, dass die 0,2-Zugfestigkeit bei einem um 80–100 MPa niedrigeren Wert liegt als für Materialen, die im Großherstellungsmaßstab hergestellt worden sind. Die 0,2- und die 1,0-Zugfestigkeit, die Bruchfestigkeit (Rm), die Verlängerung beim Zugtest (A₅) und die Brinell-Härte wurden bei Raumtemperatur, 20°C, und bei 150°C untersucht.

Repräsentative Messungen sind in Tabelle 2 angegeben. Tabelle 2 Mechanische Festigkeitsmerkmale bei 20°C und 150°C

Charge/Stahl	Temp. °C	Rp_0.2 MPa	Rp_1.0 MPa	Rm MPa	As %	HB
V258	20	465	525	686	46	210
V258	150	352	397	596	44	-
V260	20	470	526	694	46	209
V260	150	352	399	602	42	-
V254*	20	440	504	644	39	211
V254*	150	338	387	548	36	-

* Stähle außerhalb des Erfindungsbereiches

Mikrostrukturuntersuchungen
Im Schaeffler-Diagramm in 1 sind die Koordinaten der Stähle V250–V260, die im Labormaßstab hergestellt wurden, eingesetzt. Alle diese Koordinaten liegen innerhalb des Bereichs des Diagramms für die ferritisch-austenitische Struktur, jedoch links von der Linie, die die Ferrit-Zahl 30 darstellt, weshalb die Stähle keine Duplex-Stähle sein sollten. Die Testmessung der hergestellten Stähle, die im Wege von Bildanalysen der Mikrostrukturen durchgeführt wurde, zeigt jedoch überraschend, dass mindestens die Stähle V251–V260 mehr als 35 Vol.-% Ferrit enthalten, wie mittels des Diagramms in 2 gezeigt ist. Die untersuchten Testprobenstücke sind im Wege des Anlassens bei 1.050°C lösungsgeglüht worden. Die Strukturstabilität war mit derjenigen des Stahls der Anmelderin mit dem Handelsnamen SAF 2304^TM vergleichbar, der ein Duplex-Stahl entsprechend UNS S 32304 ist.
Korrosionstests
Die kritische Grübchenbildungtemperatur, CPT, wurde nach dem normierten Verfahren bestimmt, das unter der Bezeichnung ASTM G 150 bekannt ist. Die Ergebnisse sind durch das Diagramm in 3 dargestellt. Der Test zeigt, dass die Stähle V251, V258 und V260, die im Labormaßstab hergestellt worden waren, eine bedeutend bessere Korrosionsbeständigkeit besitzen als V254 und auch wesentlich besser als die Referenzstähle Ref. A, ASTM 304 und ASTM 201, jedoch erreichen die Stähle der Erfindung, die in einem Labormaßstab hergestellt worden waren, nicht die Werte von ASTM 316 L oder UNS S 32304, die jedoch einen höheren Gehalt an teuren Legierungsmetallen aufweisen.
Zum Messen der Beständigkeit gegenüber einer interkristalliner Korrosion sind zwei Verfahren verwendet worden. Probenstücke, die während 1 h bei 700°C oder während 8 h bei 600°C bzw. 800°C sensibilisiert worden sind, wurden in einer Schwefelsäure/Kupfersulphat-Lösung entsprechend EN-ISO 3651-2, Verfahren A (Strauss-Test), getestet. Kein Testprobenstück zeigte irgendwelche Anzeichen einer interkristallinen Korrosion. Auch führte das Testen entsprechend dem aggressiveren Verfahren EN-ISO 3651-2, Verfahren C (Streicher-Test), von lösungsgeglühten Testprobenstücken bzw. Probenstücken, die bei 700°C während 30 min sensibilisiert worden waren, nicht zu einer interkristallinen Korrosion.
Die Beständigkeit gegenüber einer Spannungskorrosion wurde entsprechend dem Tropfenverdampfungstest (DET), der beispielsweise im MTI-Handbuch Nr. 3 beschrieben ist, dem Verfahren MTA-5, untersucht. Ein monoaxial belastetes, widerstandserhitztes Testprobenstück wurde einer auftropfenden Natriumchloridlösung ausgesetzt. Die Zeit bis zu einem Bruch wurde bei unterschiedlichen Lastgrößen bestimmt, die als ein bestimmter Anteil von Rp₀₂ bei 320°C definiert waren. Die Ergebnisse für die experimentellen Chargen V260 und V254 sind in 4 zusammen mit Daten für den austenitischen Stahl ASTM 316L gezeigt. Wie im Handel erhältliche Duplex-Stähle zeigten die experimentellen Chargen eine wesentlich höhere Beständigkeit gegenüber einer Spannungskorrosion als genormte austenitische Stähle, wie beispielsweise ASTM 316L, V260 scheint widerstandsfähiger zu sein als V254.
Zusammenfassend kann, was die Korrosionsbeständigkeit betrifft, festgestellt werden, dass die Beständigkeit gegenüber einer Grübchenbildungskorrosion wesentlich höher ist als bei dem austenitischen Stahl ASTM 304, dass keine interkristalline Korrosion beobachtet werden konnte und dass auch die Beständigkeit gegenüber einer Spannungskorrosion wesentlich höher ist als bei herkömmlichen austenitischen Stählen.
Schweißbarkeitstests
Schweißbarkeitstests wurden im Wege des TIG-Schweißens einer Platte ohne Zugabe eines Füllmetalls und im Wege des TIG-Schweißens in einer Schweißverbindung unter Verwendung eines Füllmetalls des Typs AWS ER 2209 durchgeführt, das ein ferritischaustenitisches Füllmaterial ist, das üblicherweise beim Schweißen höher legierter Duplex-Stähle verwendet wird. Der Ferritgehalt im letzten Fall wurde in der Verschweißung und in der durch Wärme beeinflussten Zone gemessen.
Die Schweißbarkeit der Testlegierungen war vergleichbar mit derjenigen des Referenzmaterials Ref. A und UNS S 31803. Zerstörungsfreies Testen mit Röntgenstrahlkontrollen konnten keine hohen Porositätswerte feststellen. Das Material der Erfindung besaß einen hohen Grad einer austenitischen Umbildung in der durch Wärme beeinflussten Zone, HAZ, und in der Verschweißung im Vergleich mit dem Referenzmaterial Ref. A und UNS S 31803. Der Ferritgehalt in dem Fall des manuellen TIG-Schweißens eines Stahls des Typs UNS S 31803, des Referenzstahls Ref A und des Stahls V258 der Erfindung mit einem Füllmetall des Typs AWS ER2209 ist im Diagramm in 5 gezeigt. Bei der Durchführung von Zuguntersuchungen brachen alle Verschweißungen im Ausgangsmaterial und nicht in den Verschweißungen.
Auf der Grundlage der Erfahrungen, die sich aus den Tests von Materialien im Labormaßstab ergaben, die im vorausgehenden Teil beschrieben worden sind, ist ein 90 t Charge Nr. 804030 hergestellt worden, die die nachfolgend angegebene chemische Zusammensetzung in Gew.-% aufwies, Tabelle 3. Neben den in Tabelle 3 angegebenen Elementen enthielt der Stahl nur Eisen und andere Verunreinigungen als diejenigen, die in der Tabelle angegeben sind, in normalen Mengen. Tabelle 3 Chemische Zusammensetzung, Gew.-%, Charge, Nr. 804030

C Si Mn P S Cr Ni Mo Ti

0,024 0,69 5,07 0,017 0,000 21,36 1,49 0,30 0,00

Nb Cu N As W V Al B O

0,001 0,32 0,232 0,004 0,00 0,052 0,008 0,0021 0,0014
Durch kontinuierliches Gießen des geschmolzenen Stahls wurde ein Strang hergestellt.
Der Strang wurde zu Brammen zerschnitten. Einige Brammen wurden zu der Form von Platten mit einer Dicke von 8 mm bzw. 15 nun heißgewalzt, während andere Brammen zu der Form von Coils mit einer Dicke von 4 mm heißgewalzt wurden. Einige der Coils wurden weiter zu einer Dicke von 3 mm, 1,5 mm bzw. 1 mm kaltgewalzt.
Testprobenstücke wurden aus verschiedenen Teilen der Platten bzw. Coils entnommen. Die mechanischen Eigenschaften der heißgewalzten, 4 mm dicken Coil wurden bei 20° getestet. Die Ergebnisse der Tests (Durchschnittswerte) sind in Tabelle 4 angegeben. Tabelle 4 Mechanische Eigenschaften bei 20°C, Lösungsanlasszustand, T = 1.050°C

Rp_0,2 Rp_0,1 Rm A₅ HB

MPa MPa MPa %

558 625 775 37 230
Die Tests zeigten, dass der Stahl, der im Produktionsmaßstab hergestellt wird, starker als die Materialien ist, die im Labormaßstab hergestellt werden. Der Streckwert entsprach gut den Ergebnissen aus den Labortests, und die Härte war etwas höher als bei den Materialien des Labormaßstabs, was mit der höheren Ausbeute und der Bruchfestigkeit im Einklang steht.
Testprobenstücke der Materialien, die heißgewalzt bzw. heißgewalzt + kaltgewalzt worden waren, wurden Tests zur Grübchenbildungskorrosion entsprechend ASTM G 150 unterzogen. Die Platten mit einer Abmessung von 8 und 15 mm besaßen eine kritische Grübchenbildungstemperatur. CPT, von 17°C, während die Coils unabhängig davon, ob sie kaltgewalzt worden waren oder nicht, eine kritische Grübchenbildungstemperatur von 22°C besaßen. Die Ergebnisse zeigen, dass das Produktionsmaterial verglichen mit den Labormaterialien auch eine verbesserte Beständigkeit gegenüber einer Grübchenbildungskorrosion besaß.

Claims

Ferntisch-Austenitischer rostfreier Stahl, der eine Mikrostruktur besitzt, die im wesentlichen aus 35–65 Vol.-% Ferrit und 35–65 Vol.-% Austenit besteht, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl eine chemische Zusammensetzung besitzt, die in Gew.-% folgendes enthält: 0.02–0.07 C 0.1–2.0 Si 3–8 Mn 19–23 Cr 1.1–1.7 Ni wahlweise Mo und/oder W in einer Gesamtmenge von maximal 1.0 (Mo + W/2) wahlweise Kupfer bis zu maximal 1.0 Cu wahlweise 0.001–0.005 B wahlweise bis zu 0.03 jeweils von Ce und/oder Ca 0.18–0.30 N Rest Eisen und Verunreinigungen, und dass die folgenden Bedingungen für die Ferrit- bzw. Austenitbilder der Legierung, d. h. für die Chrom- und Nickeläquivalente zutreffen: 20 < Cr_eq < 24.5 10 < Ni_eq, wobei Cr'' = Cr + 1.5 Si + Mo + 2 Ti + 0.5 Nb Ni_eq = Ni + 0.5 Mn + 30 (C + N) + 0.5 (Cu + Co)
Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 0.05, vorzugsweise maximal 0.04 C enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass er mindestens 0.2, vorzugsweise mindestens 0.35 Si enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 1.5, vorzugsweise maximal 1.0 Si enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 3 und 4, dadurch gekennzeichnet, dass er 0.35–0.80 Si enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass er mindestens 4, geeigneterweise mindestens 4.5 Mn enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 6 Mn enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 6 und 7, dadurch gekennzeichnet, dass er 4.5–5.5 Mn enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass er mindestens 20, vorzugsweise mindestens 20.5 Cr enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 23, in geeigneter Weise maximal 22.5 Cr enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 9 und 10, dadurch gekennzeichnet, dass er 21.0–22.0, vorzugsweise 21.221.8 Cr enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass er 35–1.70 Ni enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass er mindestens 0.1, vorzugsweise mindestens 0.15 Mo enthält.
Stahl nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 0.8 Mo, vorzugsweise maximal 0.65 Mo enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 13 und 14, dadurch gekennzeichnet, dass er 0.15–0.54 (Mo + W/2) enthält.
Stahl nach den Ansprüchen 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass er mindestens 0.1, vorzugsweise mindestens 0.15, geeigneter Weise mindestens 0.24 Cu enthält.
Stahl nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 0.7 Cu enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 16 und 17, dadurch gekennzeichnet, dass er 0.25–0.54 Cu enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 0.26 N enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass er 0.20–0.24 N enthält.
Stahl nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 0.10 S enthält.
Stahl nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet, dass er maximal 0.002 S enthält
Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass die Koordinaten der Cr- und NiÄquivalente innerhalb des Rahmens des Bereiches A B C D A im Schaeffler Diagram in 1 liegen, wobei die Koordina-ten dieser Punkte folgende sind: Creq Nieq A 20.8 11.8 B 23.0 15.0 C 24.0 14.5 D 23.0 10.4
Stahl nach Anspruch 23, dadurch gekennzeichnet, dass die Koordinaten der Cr- und Ni-Äquivalente innerhalb des Rahmens des Bereiches D E F G H D im Schaeffler Diagram der 1 liegen, wobei die Koordinaten dieser Punkte folgende sind- Cr_eq Ni_eq D 23.0 10.4 E 22.0 11.0 F 22.0 13.5 G 22.3 14.0 H 23.0 14.0