DE2010998A1 - Process for the heat treatment of ferromaterial - Google Patents
Process for the heat treatment of ferromaterialInfo
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Description
International Nickel Limited, Thames House, Hillbank,International Nickel Limited, Thames House, Hillbank,
London, S, ¥. 1, Großbritannien London, S, ¥. 1 , UK
asssssssssssssssssssisssssssssssasssssssssssssssssssisssssssssss
"Verfahren zur Wärmebehandlung von Ferromaterial""Process for the heat treatment of ferromaterial"
Die Erfindung besieht sich auf ein Verfahren sur Wärmebehandlung τοη Stählen und Gudeisen, Über die Dauer τοη vielen Jahren steht die Erdölindustrie vor dem Problem, das. allgemein als Sulfid-Korrosions-Rissigkeit bezeichnet wird. Das Problem entstand mit dem unerwarteten Ausfall von Ölleitungen in Verbindung mit solchen Ölquellen, die saures öl lieferten, wobei die Leitungen aus einem Stahl bestanden, der sich in Verbindung mit Ölquellen, welche süße oder gasfreie Kondensate lieferten, als zufriedenstellend bewährt hatten, Stähle hoher Streckfestigkeit, insbesondere von 63 kp/mm und darüber neigen in besonderem Maße zu dieser Art von Rißbildung· The invention relates to a method of heat treatment τοη steels and cast iron, over the duration τοη For many years the petroleum industry has faced what is commonly referred to as sulfide corrosion cracking will. The problem arose with the unexpected failure of oil lines associated with such oil wells, the acid oil supplied, taking the pipes consisted of a steel that is in connection with Oil wells which delivered sweet or gas-free condensates had proven satisfactory, steels of higher quality Yield strength, particularly of 63 kgf / mm and above are particularly prone to this type of cracking
Für die Sulfid-Korrosions-Rissigkeit liegt bisher noch keine voll befriedigende Erklärung in physikalischer oder chemischer Hinsicht vor. Doch wird angenommen, daß Phänomene eine Rolle spielen, die als Wasserstoffe Versprödung und Spannungskorrosion zu bezeichnen sind. Man glaubt, daß naszierender Wasserstoff, der durch den korrodierenden Angriff in saures öl und Gas lieferndenFor the sulphide corrosion cracking is still up to now no fully satisfactory explanation from a physical or chemical point of view is available. But it is assumed that phenomena play a role which can be described as hydrogen embrittlement and stress corrosion. It is believed that nascent hydrogen produced by the corrosive attack in sour oil and gas
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Quellen an der Oberfläche des Stahls ia Bereich von Hohlstellen adsorbiert wird, der sich ansammelt und molekularen Wasserstoff bildet, was seinerseits eine Ausdehnung des Wasserstoff volumens zur Folge hat· Auf diese Weise bildet sich ein Spannungsmuster (wobei es sich um den Wasserstoff-Aspekt, des Problems handelt), das zusammen mit inneren und Drücken (also der Rißbildung durch Spannungen) zur Bildung und Vergrößerung eines Risses führt, der sich im Laufe der Zeit unter Druck mehr und mehr ausdehnt, bis Bruch eintritt.Swelling is adsorbed on the surface of the steel as an area of voids, which accumulates and forms molecular hydrogen, which in turn results in an expansion of the hydrogen volume.In this way, a stress pattern is formed (which is the hydrogen aspect, des Problem), which together with inner and Pressing (i.e. the formation of cracks due to tension) leads to the formation and enlargement of a crack, which in the course of time under pressure expands more and more until fracture occurs.
Da es praktisch unmöglich ist, das Auftreten innerer oder äußerer Spannungen zu verhindern, beispielsweise infolge Kaltverarbeitung oder Behandlung durch Abschrecken, hat man verschiedene Verhinderungsmittel vorgeschlagen, nämlich Überzüge, um das Eindringen von Wasserstoff zu verhindern, sowie Futter aus speziellen Legierungen, um dem Wasserstoff in atomarer Form das Eindringen in das Futter zu gestatten, so daß der Wasserstoff in die molekulare Form übergeht, die gegenüber Stahl passiv ist. Man hat ferner die Verwendung verschiedener Metalle wie rostfreien Stahl und Legierungen auf Nickel-Basis vorgeschlagen, obwohl diese im allgemeinen als zu teuer angesehen werden. Alle diese Lösungen haben sich jedoch als nicht voll befriedigend erwiesen, mindestens nicht in Verbindung mit Stählen, deren Streckfestigkeit oberhalb von 63 kp/mm liegen, und es entspricht der allgemeinen Praxis, in Verbindung mit sauren Quellen Stähle zu verwenden, die derart getempert sind, daß ihre Streckfestigkeit diesen Wert nicht überschreitet. Um von dieser Begrenzung frei zu kommen, besteht das Bedürfnis nach Stählen hoher Festigkeit, die in höherem Maße gegen Sulfid-Korrosions-Since it is practically impossible to prevent the occurrence of internal or external stress, for example as a result of cold working or quenching treatment, there are various preventive means proposed, namely coatings to prevent the ingress of hydrogen, as well as linings made of special Alloys to allow the hydrogen in atomic form to penetrate the lining so that the hydrogen changes into the molecular form, which is passive towards steel. One also has the use of various Metals such as stainless steel and nickel-based alloys have been suggested, although these are generally considered too expensive. However, none of these solutions have proven to be fully satisfactory, at least not in connection with steels with a yield strength above 63 kp / mm, and it is common practice to use steels so annealed in conjunction with acidic sources are that their yield strength does not exceed this value. To get free from this limitation come, there is a need for high-strength steels that are more resistant to sulphide corrosion
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Rissigkeit widerstandsfähig sind, Solche Stähle zu schaffen, ist die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe.The aim of the invention is to create such steels that are resistant to cracking.
Erfindungsgemäß wird umwandlungshärtbares Ferromaterial einer interkritischen Erhitzung unterworfen, um eine gewisse Austenitblldung hervorzurufen, und hierauf abgekühlt, um die Bildung eines austenitischen Zersetzungsproduktes zu veranlassen, wobei di® Temperatur während der interkritischen Erhitzung so gesteuert wird, daß nicht mehr als 50 Vol.96 des austenitischen Zersetzungsproduktes bein Abkühlen in dem Ferromaterial gebildet werden, worauf das Ferromaterial subkritisch erhitzt wird. Venn vorstehend von "Ferromaterial" gesprochen wird, so schließt diese Bezeichnung Stahl und Gußeisen ein. Einfachheitshalber soll die Erfindung nachstehend für den Fall beschrieben werden, daß es sich um Stahl handelt. In Sinne dieser Beschreibung·soll unter "interkritischer Erhitzung11 eine Erhitzung auf eine Temperatur zwischen der A --Temperatur und der A ,-Temperatur des Stahls*verstanden werden, während unter "subkritischer Erhitzung" eine Erhitzung auf eine Temperatur unterhalb der A --Temperatur des Stahls zu verstehen ist. Der interkritischen Erhitzung können andere Behandlungen vorangehen, beispielsweise solche Behandlungen wie Normalisieren oder Austenitisieren und Abschrecken.According to the invention, transformation-hardenable ferromaterial is subjected to intercritical heating in order to produce a certain austenite formation and then cooled in order to induce the formation of an austenitic decomposition product, the temperature being controlled during the intercritical heating so that not more than 50 Vol.96 of the austenitic Decomposition product can be formed in the ferromaterial on cooling, whereupon the ferromaterial is heated subcritically. When "ferromaterial" is mentioned above, this term includes steel and cast iron. For the sake of simplicity, the invention will be described below for the case that it is steel. For the purposes of this description, "intercritical heating 11 " should be understood to mean heating to a temperature between the A temperature and the A temperature of the steel *, while "subcritical heating" means heating to a temperature below the A - The intercritical heating can be preceded by other treatments such as normalizing or austenitizing and quenching.
Beim Erhitzen über die Ac1-Temperatur hinaus findet eine Phasenumwandlung statt, bei der ein Teil der metallischen Struktur in Austenit umgewandelt wird, welcher sich beim Abkühlen transformiert, wodurch eine metallene Grundmasse gebildet wird, die ein Zersetzungsprodukt aus Austenit enthält. Dieses Zersetzungsprodukt, beispielsweise Martensit, darf nicht mehr als 50 VoI,% der me-When heated above the A c1 temperature, a phase transition takes place in which part of the metallic structure is converted into austenite, which transforms when it cools, whereby a metallic matrix is formed which contains a decomposition product of austenite. This decomposition product, for example martensite, must not exceed 50 % by volume of the me-
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tallenen Grundmasse enthalten, da die Anwesenheit von größeren Anteilen des Zersetzungsproduktes die Neigung zur Korrosionsrissigkeit erhöht· Das Ausmaß der Transformierung hängt von der Temperatur ab, bei der die interkritische Erhitzung stattfindet, eine Temperatur, die somit nicht zu hoch liegen darf. Mit Vorteil wird die interkritische Erhitzungstemperatur so gesteuert, daß nicht mehr als 30 oder 40# an austenitischem Zersetzungsprodukt beim nachfolgenden Abkühlen gebildet wird.tallenen matrix, since the presence of larger proportions of the decomposition product increases the tendency increased to corrosion cracking · The extent of the transformation depends on the temperature at which the intercritical heating takes place, a temperature that must therefore not be too high. With advantage will the intercritical heating temperature is controlled so that not more than 30 or 40 # of austenitic decomposition product is formed on subsequent cooling.
Eine besonders wünschenswerte MikroStruktur für Stahl, der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt ist, besteht aus einer ferritischen Grundmasse, die in relativ gleichförmiger Verteilung Karbidpartikel und getempertes Martensit enthält.A particularly desirable microstructure for steel treated by the method of the invention, consists of a ferritic matrix, which is in a relatively uniform distribution of carbide particles and tempered Contains martensite.
Die optimale interkritische Temperatur ändert sich von Stahl zu Stahl, da die Ac1-Temperatur und die Ac~-Temperatur von der Zusammensetzung abhängen. Es ist jedoch nur eine Routine-Angelegenheit, den Punkt zu bestimmen, wo beispielsweise mehr als 50# Martensit bei einer gegebenen Zusammensetzung gebildet wird. Andererseits sollte die Temperatur der interkritischen Erhitzung genügend weit oberhalb der Ac1-Temperatur liegen, um eine Mikrostruktur zu erhalten, die mindestens 5% und mit noch größerem Vorteil mindestens 10% des Zersetzungsproduktes enthält, das beim nachfolgenden Abkühlen entsteht.The optimal intercritical temperature changes from steel to steel, since the A c1 temperature and the A c ~ temperature depend on the composition. However, it is only a routine matter to determine the point where, for example, more than 50 # martensite is formed for a given composition. On the other hand, the temperature of the intercritical heating should be sufficiently far above the A c1 temperature to obtain a microstructure which contains at least 5% and, even more advantageously, at least 10% of the decomposition product that is formed during subsequent cooling.
Was die Zeit betrifft, während der der Stahl zwischen seiner Ac1-Temperatur und seiner Ac,-Temperatur gehalten wird, so sind 4 Stunden ausreichend und 15 Minuten bis 2 Stunden bevorzugt. Längere Erhitzung erhöht lediglichAs for the time during which the steel c between its A and its A c1 temperature, temperature is maintained, so 4 hours are sufficient, and 15 minutes to 2 hours preferred. Prolonged heating only increases
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die Kosten· Das Abkühlen auf dem Bereich zwischen der A +—Temperatur und der A «-Temperatur sollte bis unter die Temperatur herunter erfolgen, die zum Transformieren des Austenits nötig ist, beispielsweise unter die M-Temperatur und vorzugsweise unter die Mf-Temperatur, wenn es sich um Martensit handelt. Andere Operationen können ausgeführt werden, um maximale Transformierung zu erhalten, beispielsweise Kaltbehandlung, etwa durch Abkühlen unter -the costs. The cooling to the range between the A + temperature and the A «temperature should be carried out down to below the temperature which is necessary to transform the austenite, for example below the M temperature and preferably below the M f temperature if it is martensite. Other operations can be performed to obtain maximum transformation, such as cold treatment, such as cooling under -
Die bei der subkritischen Wärmebehandlung angewendete Temperatur soll natürlich die A0-.-Temperatur nicht überschreiten» Im allgemeinen soll die genannte Temperatur mindestens 140C und vor»ugsweise mindestens 28°C unterhalb der Aq1 -Temperatur liegen, und ein Bereich von 2Ö ^KiS 16^C unterhalb dfir Ag^imperii^ur ist »weckmlöig* Handölt essieh dagegbir um N*ek*lätafci#| inä$be~ Sondere Stähler die mindestens 5% Nickel enthalten, so sollte eine Temperatur von mindestens 550C unterhalb der Ac+"-Temperatur und vorzugsweise mindestens 11O0G unterhalb dieser Temperatur angewendet werden·The applied at the sub-critical heat treatment temperature should of course A 0 -.- temperature does not exceed "In general said temperature should be at least 14 0 C and above" ugsweise at least 28 ° C below the A lie q1 temperature, and a range of 2NC ^ KiS 16 ^ C below dfir Ag ^ imperii ^ ur is »wake-up * Handölt essieh dagegbir um N * ek * lätafci # | contain INAE be $ ~ r Sondere steels containing at least 5% of nickel, so a temperature of at least 55 0 C should c below the A + "- temperature and preferably at least 11O 0 G be used below this temperature ·
Da» Abkühlen nach jeder Erhitzungsatufe kann beispielsweise in Luft oder durch Abschrecken in öl oder WasserThe cooling after each heating stage can be done, for example, in air or by quenching in oil or water
Die Wirkung der Wärmebehandlung von Stahl gemäß der Erfindung ist überraschend, da es bisher geheißen hat, daß die Bildung von Martensit die Sulfid-Korrosions-Riss igkeit anregt. Beim Verfahren nach der Erfindung wird jedoch Martensit absichtlich durch die interkritische Wärmebehandlung gebildet. Wenn aber eine so gebildete Grundmasse unter die Αβ4-Temperatur bei der subkriThe effect of the heat treatment of steel according to the invention is surprising, since it was previously said that the formation of martensite stimulates sulphide corrosion cracking. In the method of the invention, however, martensite is intentionally formed by the intercritical heat treatment. Subkri but if such a matrix formed by the Α β4 -Temperature in
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tischen Erhitzung getempert wird, dann wird aus einem Stahl, der andernfalls zur Rißbildung geneigt hätte, ein Stahl, der sich durch große Widerstandsfähigkeit gegen Sulfid-Korrosions-Rissiglceit auszeichnet, während diese Widerstandsfähigkeit nicht wesentlich verbessert wird, wenn man einen Stahl doppelt unterhalb seiner Ac1-Temperatur tempert. Im übrigen führt übliches Doppelttempern im allgemeinen bestenfalls au einem Festigkeitsverlust, begleitet von einer geringen Erhöhung der Zähigkeit.is annealed, then a steel that would otherwise have tended to crack becomes a steel that is characterized by great resistance to sulfide corrosion cracking, while this resistance is not significantly improved if a steel is twice below its A c1 temperature anneals. Moreover, conventional double annealing generally leads, at best, to a loss of strength, accompanied by a slight increase in toughness.
Demgegenüber wurde überraschenderweise gefunden, daß bei gewissen Stählen der doppelte Wärmebehandlungsschritt, der die vorliegende Erfindung ausmacht, sowohl die Festigkeit als auch die Duktilltlt erhöht, und «war trot· der Tatsache, daß der zweite Erhitzungsschritt «in« Temperbehandlung darstellt. DIt Erhöhung dtr Duktilit&t ist leicht verständlich, da harte austenitische Zersetsungsprodukte, beispielsweise Martensit, die beim Abkühlen unter die interkritische Temperatur gebildet werden» durch Tempern weicher werden. Schwieriger ist die gleichseitige Erhöhung an Festigkeit su erklären« Doch nimmt man an, daß diese Wirkung im Spannungs-Dehnungsverhalten su suchen ist, Ss ist bemerkt worden, daJ beim einmaligen Tempern unter die A ..-Temperatur solcher Stähle eine scharfe Streckgrenze zu beobachten ist, die verschwindet, wenn die Temperatur gerade über die Aq1~ Temperatur erhöht wird, wobei auch die Streckfestigkeit sinkt» Eine weitere Temperaturerhöhung Über die A1* Temperatur hinaus, aber beträchtlich unterhalb der Ac,-Temperatur, führt zu einer wesentlichen Erhöhung der Festigkeit, ohne daß jedoch die Streckgrenze wieder erscheint. Dieses Verhalten deutet auf eine Beanspru-In contrast, it has surprisingly been found that, in the case of certain steels, the double heat treatment step which makes up the present invention increases both strength and ductility, and "was in defiance of the fact that the second heating step" constitutes an annealing treatment. The increase in ductility is easy to understand, since hard austenitic decomposition products, for example martensite, which are formed when cooling below the intercritical temperature, are softened by tempering. The simultaneous increase in strength is more difficult to explain. However, it is assumed that this effect is to be sought in the stress-strain behavior. It has been noticed that a sharp yield point can be observed when such steels are tempered once below the A ... temperature which disappears when the temperature is raised just above the a q1 ~ temperature, the yield strength decreases "a further increase in temperature above the a 1 * temperature out, but c considerably below the a, temperature, resulting in a substantial increase in the Strength without, however, the yield point reappearing. This behavior indicates a stress
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chung der Grundmasse durch Transformierung des austenitischen Bereiches hin. Das darauf folgende Tempern unterhalb der A --Temperatur ermöglicht es, daß Verforaungsalterung in den plastisch verformten Bereichen der Grundmasse eintritt und die Streckgrenze wieder herstellt, wodurch die Festigkeit erhöht wird. Dieses GesamtYerh<en soll nachstehend als "interkritische Festigkeitserhöhung11 bezeichnet werden,» the basic mass by transforming the austenitic area. The subsequent tempering below the A temperature enables deformation aging to occur in the plastically deformed areas of the base material and to restore the yield point, which increases the strength. This overall result shall be referred to below as the "intercritical increase in strength 11 ,"
-■■■'" i- ■■■ '"i
Interkritische Festigkeitserhöhung im vorstehenden Sinne als Ergebnis der Durchführimg des Yerfahrens nach der Erfindung· tritt in besonderen Maße bei nickelhaltigen Stählen ein und insbesondere bei solchen Stählen, die außerdem mindestens ein dem Tempern Widerstand entgegensetzendes Element enthalten,, wie Molybdän^ Chrom, Silizium, Vanadium und Wolfr©»0 In Stählen dieses. Typs kann der Nickelgehalt bis zu 10?6 betragen, obwohl ein Gehalt von 1 bis 596 oder 7 „5% iss allgemeinen zufriedenstellende Ergebnisse liefert.. Bis zu 3% Molybdän, bis to h%- Chrom,-bis zu 3% Silizium, bis zu 3% Vanadium, Ms su-\% Xohlenstoff (und vorzugsweise mindestens 0,2$ Kohlenstoff)f wie auch andere-wünschenswert© Bestandteile können in . . . | den Stählen enthalt©!! StIn0 Bei-solchen anderen Bestand- - " teilen kann es sich um aushärtend wirkende Elemente .wie Kupfer (bis' zu 3%), Aluminium (bis zu 296) und Titan (bis zu 2?6) handeln. Niob und Bor können in Mengen bis zu 2% bzw, bis zu 0,2596 anwesend sein. Ein Stahl mit einem Nickelgehalt von 1 bis 10% und einem oder mehreren dem Tempern Widerstand entgegensetzenden Bestandteilen in den folgenden Bereichen ist besonders geeignet: 0,05 bis 2% Molybdän, 0,5 bis 396 Chrom, 0,2 bis I96 Silizium, 0,1 bis 196 Vanadium, 0,1 bis 0,596 Kohlenstoff, 0,05 bis 296-Wolfram, Rest, abgesehen von Verunreinigungen, Eisen.Intercritical increase in strength in the above sense as a result of the implementation of the method according to the invention occurs to a particular degree in steels containing nickel and in particular in steels which also contain at least one element that opposes tempering, such as molybdenum, chromium, silicon, vanadium and Wolfr © » 0 In steels this. Type, the nickel content can be up to 10? 6, although a content of 1 to 596 or 7 "5% iss generally satisfactory results. Up to 3% molybdenum, up to h% - chromium, -up to 3% silicon, Up to 3% vanadium, Ms su - \% X carbon (and preferably at least 0.2 $ carbon) f as well as other-desirable © components can be in. . . | contains the steels © !! StIn 0 Such other components can be elements with a hardening effect, such as copper (up to 3%), aluminum (up to 296) and titanium (up to 2-6). Niobium and boron can be present in amounts up to 2% or up to 0.2596. A steel with a nickel content of 1 to 10% and one or more components which resist the tempering in the following ranges is particularly suitable: 0.05 to 2% molybdenum , 0.5 to 396 chromium, 0.2 to 196 silicon, 0.1 to 196 vanadium, 0.1 to 0.596 carbon, 0.05 to 296 tungsten, the remainder, apart from impurities, iron.
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Ein Stahl, der ganz besonders befriedigende Ergebnisse liefert, enthält 0,3 bis 0,5% Kohlenstoff, 0,4 bis 1% Mangan, 1,25 bis 2,5% Nickel, 0,4 bis 1,25% Chrom, 0,1 bis 0,75% Molybdän, Rest Eisen. Ein anderer, die Erfindung verkörpernder Stahl enthält 0,05 bis 0,2% Kohlenstoff, 1,75 bis 2,75% Chrom, 0,5 bis 1,5% Molybdän, Rest Eisen. Der Nickelgehalt in jedem der oben angeführten Stähle kann ganz oder teilweise durch einen gleichwertigen Gehalt an Mangan ersetzt werden. Das Verfahren nach der Erfindung kann auch in Verbindung mit rostfreien Stählen angewendet werden, die etwa 11 bis 14% Chrom enthalten.A steel that gives particularly satisfactory results supplies, contains 0.3 to 0.5% carbon, 0.4 to 1% manganese, 1.25 to 2.5% nickel, 0.4 to 1.25% chromium, 0.1 to 0.75% molybdenum, the remainder iron. Another steel embodying the invention contains 0.05 to 0.2% Carbon, 1.75 to 2.75% chromium, 0.5 to 1.5% molybdenum, the remainder iron. The nickel content in each of the steels listed above can be replaced in whole or in part by an equivalent content of manganese. The procedure according to the invention can also be used in connection with stainless steels, which contain about 11 to 14% Chromium included.
Eine Reihe handelsüblich erzeugter Stähle, nämlich C-75, AlSI 4140 und AISI 4340, deren Zusammensetzungen in Tafel I angegeben sind, wurden erfindungsgemäß wärmebehandelt, wobei diese Wärmebehandlung mit anderen Wärmebehandlungen in Vergleich gesetzt ist. Die einzelnen Daten der Wärmebehandlungen sind in Tafel II angegeben. In jefiem Falle wurde Tor der Wärmebehandlung der Stahl durch Erhitzen auf eine Temperatur oberhalb seiner A--Temperatur austenitisiert und danach abgeschreckt. Legierung C-75 war ein Martin-Stahl, aus dem Rohre τοη 7|3 cm äußerem Durchmesser geformt worden waren. Davon wurden zu Testzwecken Längsstücke abgeschnitten. Die AlSI-Stähle 4140 und 4340, welche in einem-Elektroofen hergestellt werden waren, wurden durch Warmwalzen von Rundmaterial mit einem Durchmesser von 2,86 cm sowie von Material von quadratischem Querschnitt von 101,6 cm Kantenlänge auf 0,95 cm dickes Flachmaterial heruntergewalzt, aus welchem Proben geschnitten wurden.A number of commercially produced steels, namely C-75, AlSI 4140 and AISI 4340, the compositions of which are given in Table I, were heat-treated according to the invention, this heat treatment being compared with other heat treatments. The single ones Heat treatment data are given in Table II. In any case, the goal of heat treatment was the steel austenitized by heating to a temperature above its A temperature and then quenched. Alloy C-75 was a Martin steel from which tubes τοη 7 | 3 cm outer diameter. Of that Long pieces were cut off for test purposes. The AlSI steels 4140 and 4340, which are in an electric furnace were produced by hot rolling round material with a diameter of 2.86 cm as well of material with a square cross-section of 101.6 cm edge length rolled down to 0.95 cm thick flat material, from which samples were cut.
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Nach Untersuchung der mechanischen Eigenschaften, deren Ergebnilse;>in Tafel Il angegeben sind, wurden die Proben spanabhebend auf Stücke mit den Abmessungen 76 mal 0,6 mal 0,3 cm heruntergearbeitet. Proben in Form von Trägern mit Kerben wurden sodann hergestellt, wobei die Kerbe quer zur Richtung des Warmwalzens verlief und einen Winkel von "45° einschloß sowie einen Radius von 0,25 mm hatte. Zwei Proben wurden für jede Warmbehandlungsbedingung bis zur Fließgrenze mit 3-Punkt Belastung gebogen, ein allgemein übliches Testverfahren. Die Biegung, die notwendig war, um annähernd den Eintritt der plastischen Verformung zu erreichen, wurde durch Biegeteste mit Instrumenten bestimmt.After examination of the mechanical properties, the resulting Nilse;> are given in Table II, the samples were machined times machined down to pieces measuring 76 x 0.6 0.3 cm. Samples in the form of beams with notches were then produced, the notch running transversely to the direction of hot rolling and enclosing an angle of "45 ° and a radius of 0.25 mm. Two samples were made for each heat treatment condition up to the yield point with 3- Point Load Curved, A Common Test Method The flexure necessary to approximate the onset of plastic deformation was determined by instrumental flexure tests.
Die unter Last stehenden Proben wurden in eine wässrige Lösung von 5% NaCl und 0,5% Essigsäure in einer Flasche getaucht, wobei durch die Lösung für die Dauer von etwa 30 Minuten Stickstoff geleitet wurde, um alle Reste von Sauerstoff zu entfernen. HpS wurde sodann durch die Lösung geleitet, bis Sättigung eintrat. Vor dem Öffnen der Flasche zwecks Prüfung der Proben wurde die Lösung erneut in Stickstoff gespült. Inspektionen wurden nach dem zweiten und dem siebenten Tag und erneut in Abständen von sieben Tagen bis zu einem Maximum von 30 Tagen durchgeführt. Um die Ansammlung von KorrOsionsprodukteri zu vermeiden und den pH-Wert konstant auf ungefähr 3,8 zu halten, wurde die Lösung nach jeder Inspektion erneuert. In einer Reihe von Fällen wurden die Schwellenspannungswerte ermittelt, also die Schwellenwerte bei oder unterhalb der Fließgrenze, Die Schwellenauswertung an Proben, welche frühzeitig ausfielen, bestand darin, daß die prozentuale Fließgrenze schrittweise auf tiefere Niveaus heruntergesetzt wurde bis ein Spannungsniveau (i 3,5 kp/mm) erreicht war, bei dem innerhalb der Untersuchungsperiode von 30 lagen kein Ausfall eintrat.The samples under load were placed in an aqueous Solution of 5% NaCl and 0.5% acetic acid in a bottle dipped, being through the solution for a period of about 30 minutes nitrogen was passed to remove any residue Remove oxygen. HpS was then passed through the solution guided until saturation occurred. Before opening the bottle to examine the samples, the solution was purged again in nitrogen. Inspections were made after the second and the seventh day and again at seven-day intervals up to a maximum of 30 days carried out. To prevent the accumulation of corrosion products avoid and keep the pH constant at around 3.8 the solution was renewed after each inspection. In a number of cases the threshold voltage values were determined, i.e. the threshold values at or below the flow limit, the threshold evaluation on samples that failed prematurely consisted of that the percentage yield point gradually to lower Levels were lowered to a voltage level (i 3.5 kp / mm) was reached within the investigation period of 30 were no failure occurred.
Tafel IPanel I.
Legie rungAlloy
C-75 4140C-75 4140
H 4340 coH 4340 co
Chemische ZusammensetzungChemical composition
MnMn
SiSi
NiNi
Cr (96)Cr (96)
MoMon
FeFe
0.47 1.47 n.b. n.b. 0.04 0.21 0.38 0.79 0.34 0.15 1.01 0.17 0.44 0.71 0.28 1.82 0.79 0.25
n.b. n.b. n.b. Rest
n.b. 0.009 0.027 Rest
0.025 0.008 0.01 Rest0.47 1.47 nbnb 0.04 0.21 0.38 0.79 0.34 0.15 1.01 0.17 0.44 0.71 0.28 1.82 0.79 0.25 nbnbnb remainder
nb 0.009 0.027 remainder
0.025 0.008 0.01 remainder
bedeutet: n.b. = nicht bestimmt Rest s Eisen plus Verunreinigungenmeans: n.b. = not determined remainder s iron plus impurities
CD CO CQ COCD CO CQ CO
• Tafel II• Plate II
Legierung alloy
C-75
C-75C-75
C-75
ο c-75ο c -75
a> C-75a> C-75
i-O
■-■^OK
■ - ■ ^
w AISI
ο A140w AISI
ο A140
~* AISI
4140~ * AISI
4140
AISIAISI
AlSr
4340AlSr
4340
AISi
4340AISi
4340
Wärmebehandlung
Std.bei ccHeat treatment
Hours at cc
Streck
grenze
k/2Stretch
border
k / 2
Streckap Streckap
ICT)/ICT) /
Dehn.Stretch.
Ausfälle
% TageFailures
% Days
1/871, W.A. - 67.3 23.6 61.51/871, W.A. - 67.3 23.6 61.5
+ 1/718 L.K. ' - 69.9 20.0 63.0+ 1/718 L.K. '- 69.9 20.0 63.0
1/871, W.A. 62.2 58.8 25.5 62.01/871, W.A. 62.2 58.8 25.5 62.0
+ 1/718 L.K. 63.2 58.8 + 1/649 L.K.+ 1/718 L.K. 63.2 58.8 + 1/649 L.K.
1/871, W.A. 70.5 20.0 60.01/871, W.A. 70.5 20.0 60.0
+ 1/732 L.K. 70.5 20.0 61.0+ 1/732 L.K. 70.5 20.0 61.0
1/871, W.A. 67.8 62.8 25.4 64.51/871, W.A. 67.8 62.8 25.4 64.5
+1/732 L.K. 69.4 62.6 23.6 64.0 + 1/593 L.K.+1/732 L.K. 69.4 62.6 23.6 64.0 + 1/593 L.K.
1/899* O.A. 55.0 21.0 44.01/899 * O.A. 55.0 21.0 44.0
+ I/76O L.K. 55.0 21.0 50.0+ I / 76O L.K. 55.0 21.0 50.0
1/899, O.A. 62.0 59.3 - 26.0 66.51/899, O.A. 62.0 59.3 - 26.0 66.5
+ i/732 L.K. 62.4 59.6 26.0 66.5 + 1/593 L.K.+ i / 732 L.K. 62.4 59.6 26.0 66.5 + 1/593 L.K.
1/899. O.A. 87.6 86.5 22.0 66.01/899. O.A. 87.6 86.5 22.0 66.0
+ 1/649 L.K. 87.2 86.8 22.0 67.0+ 1/649 L.K. 87.2 86.8 22.0 67.0
1/899, O.A. 74.7 68.7 24.0 53.51/899, O.A. 74.7 68.7 24.0 53.5
+ 1/677 L.K. 76.5 69.2 25.0 54.0+ 1/677 L.K. 76.5 69.2 25.0 54.0
1/899, O.A. - 64.6 24.0 55.51/899, O.A. - 64.6 24.0 55.5
+ 1/718 L.K. ' - 65.4 23.0 54.0+ 1/718 L.K. '- 65.4 23.0 54.0
Schwellen spannung kp/nm^Threshold voltage kp / nm ^
100 2 n.b. n.b.100 2 n.d. n.b.
0 - 63.90 - 63.9
100 2 35.2100 2 35.2
68.568.5
100 2 44.0100 2 44.0
' 62.2'62.2
100 8-14 n*b.100 8-14 n * b.
50 8-14 66.850 8-14 66.8
CZ) CD CD OOCZ) CD CD OO
Tafel IIPlate II
Legierung alloy
Wärmebehandlung Std.bei OHeat treatment hours at O
Streckgrenze kp/mm2Yield strength kp / mm2
Streckspanng. Stretching tension
Dehn.Stretch.
Q.V.Q.V.
Ausfälle % TageFailures % days
Schwellenspannung kp/mm2Threshold voltage kp / mm2
cr> oocr> oo
AISI 4340AISI 4340
AISI 4340AISI 4340
AISI 4340AISI 4340
AISI 4340AISI 4340
AISI 4340AISI 4340
1/899, O.A. 72.8 + 1/718 L.K. 71.4 + 1/593 L.K.1/899, O.A. 72.8 + 1/718 L.K. 71.4 + 1/593 L.K.
1/899, O.A. · + 1/732 L.K.1/899, O.A. + 1/732 L.K.
1/899, O.A. 75.4 + 1/1350 L.K. 75.5 + 1/593 L.K.1/899, O.A. 75.4 + 1/1350 L.K. 75.5 + 1/593 L.K.
1/899. O.A. + 1/746 L.K.1/899. O.A. + 1/746 L.K.
1/1650, O.A. 75.8 + 1/1375 L.K. 81.4 + 1/1100 L.K.1/1650, O.A. 75.8 + 1/1375 L.K. 81.4 + 1/1100 L.K.
68.7 69.168.7 69.1
66.9 66.866.9 66.8
72.0 72.072.0 72.0
72.3 68.372.3 68.3
70.5 79.170.5 79.1
25.0 25.025.0 25.0
21.021.0
25.0 25.025.0 25.0
12.012.0
26.0 25.026.0 25.0
66.5 69.066.5 69.0
52.552.5
70.0 67.570.0 67.5
28.028.0
67.5 67.567.5 67.5
0 0
100 100
72.472.4
< 53.4 75.3<53.4 75.3
Es bedeutet:It means:
n.b.: nicht bestimmt;n.b .: not determined;
W.A.: in Wasser abgeschreckt;W.A .: quenched in water;
L.K.: in Luft abgekühlt;L.K .: cooled in air;
O.A.: in Ul abgeschreckt. -O.A .: deterred in Ul. -
Ac1-Temperatur für C-75 angenähert 7040CA c1 temperature for C-75 approximates 704 0 C
www μwww μ
» AISI 4140 nun “AISI 4140 now
" AISI 4340 η η «"AISI 4340 η η"
κ η η η κ η η η
760uC760 u C
732 b. 76O°C732 b. 76O ° C
816°C816 ° C
677 b. 691°C677 b. 691 ° C
760 b. 7880C760 b. 788 0 C
NJ) CDNJ) CD
CD CD CD OOCD CD CD OO
Aus den in den Tafeln 1 und II enthaltenen Daten ist ersichtlichj daß jede Probe, die erfindungsgemäß behandelt worden war, gegen Sulfid-Korrosions-Rissigkeit für die Dauer von vollen 30 Untersuchungstagen vollständig widerstandsfähig war, und daß viele der Proben Streckfestigkeiten (entweder Streckspannungen oder Streckgrenzen) oberhalb von 70 kp/mm hatten. Im Gegensatz dazu fielen sämtliche Proben, die auf übliche Weise behandelt worden waren, aus. Die Proben aus AISI 4340-Stahl, die auf die interkritische Temperatur von 746°C erhitzt worden waren, fielen aus, obwohl diese Temperatur | unterhalb der A ,-Temperatur des Stahles liegt, da die Menge von Martensit, der beim Abkühlen, ausgehend von dieser Temperatur, gebildet worden war, 5096 überschritt.From the data contained in Tables 1 and II it can be seen that every sample treated according to the invention had been against sulfide corrosion cracking for the duration of a full 30 days of testing was fully resistant, and that many of the samples had yield strengths (either yield stresses or yield strengths) above 70 kp / mm. In contrast in addition, all samples that had been treated in the usual way failed. The samples made of AISI 4340 steel, which had been heated to the intercritical temperature of 746 ° C failed, although this temperature | is below the A, temperature of the steel, since the Amount of martensite that is formed on cooling, starting from that temperature formed exceeded 5096.
Im Falle des AISI 434o-Stahls, eines Stahls, der Nickel im Verein mit solchen dem Tempern Widerstand entgegensetzenden Bestandteilen wie Molybdän und Chrom enthält, wurde die Streckfestigkeit tatsächlich als" Ergebnis der zweiten Verfahrensstufe (Tempern) erhöht. Dies wird deutlich bei Betrachtung der Daten, die in Verbindung mit der interkritischen Temperatur von 732°C angegeben sind. Die Streckspannung wurde demgemäß um einen Wert von etwa 5 kp/mm heraufgesetzt. Normaler- IIn the case of AISI 434o steel, a steel that is nickel in association with such annealing resisting components as molybdenum and chromium, the yield strength was actually increased as a "result of the second process (annealing). This becomes clear when looking at the data in connection with the intercritical temperature of 732 ° C are specified. The yield stress was increased accordingly a value of about 5 kp / mm increased. Normal- I
weise hätte man, wie oben angegeben, einen Verlust an Festigkeit als Ergebnis der Temperbehandlung unterhalb der Ac1-Temperatur erwarten müssen. Xm Verein mit der Festigkeitserhöhung wurde die Duktilität erheblich . verbessert, wie beim Vergleich der unter Zugspannung ermittelten Dehnungswerte (Dehn., %) und der Werte für die Quer Schnitts verminderung (Q. V., Ji) ersichtlich ist.wisely, as stated above, one should have expected a loss of strength as a result of the tempering treatment below the A c1 temperature. Along with the increase in strength, the ductility became considerable. improved, as can be seen when comparing the elongation values determined under tensile stress (elongation,%) and the values for the cross-sectional reduction (QV, Ji).
00 9839/150100 9839/1501
Resultate, welche die Aufrechterhaltung und Verbesserung in bezug auf die Festigkeit zusammen mit erhöhter Zähigkeit durch Tempern der in der folgenden Tabelle III aufgeführten Stähle zeigen, sind in Tafel IV angegeben.Results showing maintenance and improvement in strength along with increased toughness by tempering the steels listed in Table III below are given in Table IV.
009839/1501009839/1501
OO ί*3 OO ί * 3
Tafel IIIPlate III Chemische ZuaAmmetisetztincrChemical ZuaAmmetisetztincr
Legie- C Mn Si Ni Cr Mo Al Fe rung (%) (%) (96) (%) (#) (<*) (%) Alloy C Mn Si Ni Cr Mo Al Fe tion (%) (%) (96) (%) (#) (<*) (%)
n.h» = nicht hinzugefügt ^n.h »= not added ^
n.b. = nicht bestimmt . —*n.b. = not determined. - *
Rest = Eisen plus Verunreinigungen (Phosphor, Schwefel etc.) ^Remainder = iron plus impurities (phosphorus, sulfur etc.) ^
Tafel IVPlate IV
Legierung Wärmebehandlung
Std. bei 0CAlloy heat treatment
Hours at 0 C
0,296 bleib. Bruchfe- Dehng. R.A. C.V.N.«
Dehnung stigkeit kgm/cm0.296 stay. Fracture strain RACVN «
Elongation strength kgm / cm
kp/mm2 kp/mm2 % % bei -195,6 Ckgf / mm 2 kgf / mm 2% -195.6% for C
COCO
CDCD
Ni-A
Ni-B
Ni-B
Ni-CNi-A
Ni-B
Ni-B
Ni-C
59.77 66.8159.77 66.81
1/871, W.A. +.1/566, L.K. 77.36 + 1/316 L.K.1/871, W.A. + .1 / 566, L.K. 77.36 + 1/316 L.K.
1/871, W.A. + 1/593, IiK. 74.4 + 1/316 L.K.1/871, W.A. + 1/593, IiK. 74.4 + 1/316 L.K.
1/871, W.A. + 1/621, L.K. 68.3 + 1/316 L.K.1/871, W.A. + 1/621, L.K. 68.3 + 1/316 L.K.
1/871, W.A. + 1/677, L.K. 68.3 + 1/316 L.K.1/871, W.A. + 1/677, L.K. 68.3 + 1/316 L.K.
1/899, W.A. + 1/732,L.K. 84.3 + 1/316 L.K.1/899, W.A. +1 / 732, L.K. 84.3 + 1/316 L.K.
1/871, W.A. + 1/621, L.K. 76.4 + 1/510 L.K.1/871, W.A. + 1/621, L.K. 76.4 + 1/510 L.K.
1/871, W.A. + 1/621, L.K. 75.7 + 316 L.K.1/871, W.A. + 1/621, L.K. 75.7 + 316 L.K.
1/871, W.A. + 1/621, L.K. 69.9 + 1/510 L.K.1/871, W.A. + 1/621, L.K. 69.9 + 1/510 L.K.
80.1780.17
2222nd
78.578.5
4.34.3
4.04.0
11
78.873.9
78.8
2024
20th
7880
78
20.722.3
20.7
6.419.9
6.4
CD CD CO COCD CD CO CO
Tafel IVPlate IV
Legierung Wärmebehandlung 0,2% bleib. Bruchfe- Dehng. R.A. C.V.N.pAlloy heat treatment 0.2% stay. Fracture strain R.A. C.V.N.p
0 Dehnung stigkeit kgm/cm0 elongation strength kgm / cm
- bei C - at C
0p Dehnung stigkeit kgm/cm0p elongation strength kgm / cm
C k/26 k/2 C k / 2 6 k / 2 % %%% ii
stigkeit kgm/cmstrength kgm / cm
kp/mm2 kp / mm2 % % %% bei -195,60Cat 0 C -195.6
Ni-C 1/871, W.A. + 1/621, L.E. + 1/316 L.E.Ni-C 1/871, W.A. + 1/621, L.E. + 1/316 L.E.
Ni 1/788, W.A. + 1/593, L.E.Ni 1/788, W.A. + 1/593, L.E.
1/788, W.A. + 1/593, L.E. + 1/454 L.E.1/788, W.A. + 1/593, L.E. + 1/454 L.E.
1/788, W.A. + 1/649, L.E. + 1/454 L.E.1/788, W.A. + 1/649, L.E. + 1/454 L.E.
1/871, W.A. +1/704, L.E.1/871, W.A. +1/704, L.E.
1/871, W.A. + 1/704, L.E. + 1/427 L.E.1/871, W.A. + 1/704, L.E. + 1/427 L.E.
ωω
-3-3
II.
jt\ ■' -jt \ ■ '-
V in verschiedener Richtung geschnitten und bei -1290C getestet.V cut in different directions and tested at -129 0 C.
9 Ni-Std. bedeutet 9%igen.Standard Nickelstahl.9 Ni hours means 9% standard nickel steel.
■ . ■ · ■ ' ■ ■ , ■■ K>■. ■ · ■ '■ ■, ■■ K>
Es bedeutet W.A·: in Wasser abgeschreckt; L.E.: in Luft abgekühlt. —*It means W.A ·: quenched in water; L.E .: cooled in air. - *
CO CD OOCO CD OO
Die Resultate für die Stähle mit 3% Nickelgehalt waren ausgeprägt besser, wenn die zweite Stufe der Wärmebehandlung bei einer Temperatur ausgeführt wurde, die um mehr als 560C unterhalb der Ac1-Temperatur durchgeführt wurde. (Die Ac1-Temperaturen für die Legierungen 9 Ni-A, 9 Ni-B und 9 Ni-C liegen annähernd bei 5660C, 6O7°C und 5380C.)The results for the steels containing 3% nickel content were markedly better when the second stage of the heat treatment was carried out at a temperature below the A c1 temperature was carried out by more than 56 0 C. (The A c1 -temperatures for the alloys Ni 9-A, 9-B and 9 Ni Ni-C are approximately at 566 0 C, 6o7 ° C and 538 0 C.)
Die Erfindung eignet sich in erster Linie zur Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegen Sulfid-Korrosions-™ Rissigkeit von Stählen mit Streckfestigkeiten von 63 kp/mm oder darüber. Doch können auch Stähle niedrigerer Streckfestigkeit erfindungsgemäß mit Vorteil behandelt werden. In Fällen, wo größte Widerstandsfähigkeit gegen Sulfid-Korrosions-Rissigkeit verlangt wird, ist es zu empfehlen, keinen Stahl zu verwenden, dessen Streckfestigkeit 84 kp/mm überschreitet.The invention is primarily useful for improving resistance to sulfide corrosion ™ Cracking of steels with yield strengths of 63 kp / mm or more. But steels can also be of lower quality Yield strength can be treated according to the invention with advantage. In cases where the greatest resilience against sulfide corrosion cracking is required, it is recommended not to use steel, the yield strength of which exceeds 84 kgf / mm.
Eine der Erfindung entsprechende Behandlung kann nicht nur bei geschmiedeten Produkten mit Vorteil angewendet werden, sondern auch bei Teilen aus Ferroguß einschließlich Sorten von Gußeisen, deren Kohlenstoffgehalt bis ^ an 4 oder 5% heranreicht, in Verbindung mit in üblicher Weise in Gußeisen vorzufindenden Elementen, beispielsweise Nickel, Mangan, Chrom, Molybdän und Vanadium.A treatment according to the invention can be used with advantage not only for forged products, but also for parts made of ferrous cast iron, including types of cast iron, the carbon content of which is up to 4 or 5% , in connection with elements commonly found in cast iron, for example Nickel, manganese, chromium, molybdenum and vanadium.
009839/1 501009839/1 501
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