DE2064976A1 - Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen. Ausscheidung aus: 2025359 - Google Patents
Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen. Ausscheidung aus: 2025359Info
- Publication number
- DE2064976A1 DE2064976A1 DE19702064976 DE2064976A DE2064976A1 DE 2064976 A1 DE2064976 A1 DE 2064976A1 DE 19702064976 DE19702064976 DE 19702064976 DE 2064976 A DE2064976 A DE 2064976A DE 2064976 A1 DE2064976 A1 DE 2064976A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- steels
- stage
- semi
- treatment
- ferritic
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
-
- 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
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
PATENTANWALT DR. HANS-GUNTHER EGGERT, DIPLOMCHEMIKER
5KOI.N-LINDENTHAL· PETER-KINTGEN-STRASSE 2 2 06 4 ST
Köln, den 17. Mai 1971 Pe/Mg
Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen
(Ausscheidung aus P 2o 25 359.2-24)
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen mit einem Austenitgehalt in der
Wärme von Io bis 5o %.
Die bekannten halbferritischen, nicht rostenden Stähle, die
im Wesentlichen 16 bis l8% Chrom enthalten, haben die
folgenden Zusammensetzungen (in Gew.%):
AFNOR-Norm | max. | Z 8 C 17 | Z 8 CD 17 | Z Io CF 17 |
C | max. | ^o,l | ^5 o,l | < o,12 |
Mn | max. | l,o | l,o | 1,5 |
Si | max. | l,o | l,o | l,o |
P | o,o4 | o,o4 | 0,06 | |
S | o3o3 | o,o3 | > o,15 | |
Hi | <· o,5 | j^o,5 | ^o, 5 | |
Cr | 16-18 | 16-18 | 16-18 | |
Mo | 0,9/1,3 | |||
Diese Legierungen sind durch eine Mischstruktur aus ^T-Ferrit
+ X -Austenit im Temperaturbereich gekennzeichnet, der gewöhnlich für ihre Warmverformung (Schmieden, Walzen)
angewandt wird. In diesem Temperaturbereich, der ungefähr zwischen 13oo°C (Temperatur Aj-) und 8500C (Temperatur A1)
liegt, durchläuft der Austenitanteil ein Maximum bei einer'
109885/1093
Temperatur in der Nähe von lloo°C. Er beträgt gewöhnlich Io - 4o %. Durch schnelle Abkühlung geht dieser Austenit in
Martensit über. Durch Anlassen bei einer Temperatur unterhalb von A^ ist es möglich, den so gebildeten Martensit zu zersetzen
und ein aus Ferrit und Carbiden bestehendes homogenes Gefüge gemäß dem folgenden Schema zu erhalten:
Warmgefüge: tf - Ferrit + Jf-Austenit
Struktur nach Kühlung: <f- Ferrit + M-Martensit
Gefüge nach dem Anlassen: <f- Ferrit +1X-Ferrit + C-Cärbide
Das letztgenannte Gefüge entspricht den klassischen Gebrauchsbedingungen dieser Werkstoffe in Form von Stabmaterial, Blech
oder Draht.
Schnelles Abkühlen des Warmgefüges eines semiferrltischen
Stahls (dies ist insbesondere der Fall bei einer Schweißzone) hat einerseits ein Kornwachstum des £-Ferrits und andererseits
die Umwandlung des gebildeten Austenits in Martensit zur Folge. Das Vorhandensein dieser Umwandlung ist zu einem großen Teil
für die Sprödigkeit von Schweißungen verantwortlich, da sie eine spröde martensitische Phase an den Korngrenzen des ferritischen Gefüges hinterläßt.
Die einzige wirtschaftliche Lösung, die zur Verbesserung der
Schweißbarkeit von halbferritischen Stählen vorgeschlagen wurde, besteht darin, ein vollständig ferritisches Gefüge
anzustreben. Der Zusatz von Titan (Werkstoff Nr.'45Io : C^
o,Io %i Si 2L1 %, Mn 4=1 %>
Cr 17 %i Ti %
>7 C % oder Niob (Werkstoff Nr. 4511: C ^-ο,ΐσ %s Si ^i.»5 %, Mn £=1 %, Cr 17,5 %
Nb $>12 C %) wird hierzu am häufigsten angewandt. Diese Methode
ermöglicht nicht die Ausschaltung der Schwierigkeitens die im
Zusammenhang mit dem Kornwachstum von vollständig ferritischem Gefüge auftreten. Ein vollständig ferritisches Gefüge wirft
bekanntlich Probleme beim Warmwalzen mit kontinuierlichen Strassen, beim Erhitzen von Blöcken und Schleifen von Brammen (Ge- ·
fügesprödigkeit) auf.
109885/1093
Die halbferritischen Stähle haben schließlich den Vorteil, daß sie sich leicht zu Blech oder Draht verarbeiten lassen,
der Korrosion unter Spannung in chlorhaltiger Lösung widerstehen und einen mäßigen Preis haben. Sie haben den Nachteil,
daß sie nach dem Schweißen spröde sind und eine zuweilen ungenügende
Korrosionsbeständigkeit haben.
Durch Zusatz von Nickel, Mangan oder einer geeigneten Kombination dieser beiden Elemente ist es möglich, das Gefüge von
halbferritischen Stählen, die 17 % Chrom enthalten, in ein bei
jeder Temperatur, insbesondere unter den Gebrauchsbedingungen vollständig austenitisches Gefüge umzuwandeln. Diese neue
Familie von Stählen entspricht den austenitischen nicht rostenden Stählen, für die nachstehend einige klassische Zusammensetzungen angegeben werden.
Stähle | Z Io CN 1Ö-O9 | Z 6 CND 17-11 | AISI 2ol |
C max. | o,12 | 0,07 | o,15 |
Mn max. | 2,o | 2,o | 5,5-7,5 |
Si max. | 1,0 | 1,0 | l,o |
P max. | o,oiJ | O5O^ | 0,06 |
S max. | 0,03 | 0,03 | 0,03 , |
Ni | 8-10 | 10-12 | 3,5-5,5 |
Cr | 17-19 | 16-18 | 16-18 |
Mo | 2-2,5 |
Diese Stähle werden im abgeschreckten oder gehärteten Zustand verwendet. Sie haben den Vorteil einer guten Schweißbarkeit
und einer guten Korrosionsbeständigkeit und den Nachteil einer starken Erhöhung des Preises der Legierung aufgrund des Zusatzes von Nickel oder einer Kombination der Elemente Nickel
und Molybdän, einer besonderen Empfänglichkeit für Korrosion unter Spannung, wodurch ihre Verwendung für gewisse Zwecke
(Warmwasserbereiter) begrenzt wird, und einer niedrigen Elastizitätsgrenze. Die sogenannten Austenit-ferritischen Stähle
109885/1093 ■»
O3 | o5 | o,5 | Io | VJl | IV) | 3o | 18 | o,4 | - | o,2 |
O3 | o5 | o,5 | O3 | VJI | 8 | 2o | ||||
ο, | o5 | ο, 5 | O3 | 6 | 35 | 26 | ||||
bilden eine Zwischengruppe zwischen den halbferritischen
Stählen und den austenitischen Stählen. Ihre Zusammensetzung wird so gewählt, daß ein Zweiphasengefüge Austenit + Ferrit
erhalten wird. Der grundlegende Unterschied zwischen dieser Gruppe von Stählen undden halbferritischen Stählen, "die- in
warmem Zustand ebenfalls eine verhältnismäßig/hohe Austenitmenge
enthalten, liegt in der besonderen Stabilität dieses Zweiphasengefüges im Gegensatz zu den halbferritischen Stählen,
deren Gefüge nach dem Anlassen zu Ferrit + Carbiden zersetzt wird, wie bereits oben erwähnt wurde. Einige Zusammensetzungen
von Stählen, die zu- dieser Gruppe gehören, sind nachstehend
genannt.
C Si Mn Ni Cr Ti Cu Mo
1,5 2,5
Die normale Wärmebehandlung vor der Verwendung ist eine Abschreckung
mit hoher Geschwindigkeit von einer Temperatur von lo5"O bis ri5o°C. Diese Stähle haben den Vorteil einer verbesserten
Schweißbarkeit im Vergleich zu den semiferritischen
Stählen, deren Empfindlichkeit gegenüber Kornwachstum sie jedoch bewahren, und einer erhöhten Korrosionsbeständigkeit unter
Spannung im Vergleich zu den austenitischen Stählen. Sie haben den Nachteil, daß sie schwierig warmwalzbar sind. Hieraus und
aus der Zusammensetzung ergibt sich eine starke Steigerung des Preises der Legierung.
Darüberhinaus ist aus der britischen Patentschrift 7Q5 471 ein
Chromstahl folgender Zusammensetzung bekannt:
o,o5-o,3 Gew.% Kohlenstoff
o,l -4 Gew.% Mangang
o,l -1 Gew.% Silizium
9 -2o Gew.% Chrom - - " ·
10988 5/'I 0 9 3 «, OMOWAL
ο,5 - Io Gew.% Wolfram und/oder Molybdän
ο - 2 Gew.% Niob und/oder Tantal ο τ 2 Gew.% Vanadin
ο - 2 Gew. JS Titan o5o5 - o,3 Gew.% Stickstoff
OjO5 - 2 Gew.% Aluminium
ο - OjO5Gew.$ Bor
o,l -1,7 Gew.% Nickel 2 - 15 Gew.% Kobalt ο - 5 Gew.% Kupfer
Rest Eisen und Verunreinigungen
Dieser aluminiurahaltige Chromstahl zeichnet sich durch eine
hohe Kriechfestigkeit aus. Hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit
und Schweißbarkeit enthält die Patentschrift ebenso wenig Hinweise wie über die Stahlbehandlung.
Trotz der zahlreichen unterschiedlicheη Stahlsorten besteht
somit offensichtlich ein Bedarf an Stählen, die die Eigenschaften
hoher Korrosionsbeständigkeit mit guter Schweißbarkeit vereinen und dabei preislich akzeptabel sind.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Behandlung von halbferritischen
Stählen mit einem Austenitgehalt in der Wärme von Io bis 5o % geht aus von Stählen folgender Zusammensetzung:
bis o,2 | Gew.% | Kohlenstoff |
l-lo | Gew. % | Mangan |
14-25 | Gew. % | Chrom |
bis 3 | Gew.% | Silizium |
bis 5 | Gew.% | Nickel |
bis 3 | Gevj.% | Molybdän |
bis 5 | Gew. % | Kupfer |
bis Lo | Gew.% | Kobalt |
bis o,3 | Gew.% | Stickstoff |
bis 1 | Gew.% | Titan |
bis 1 | Ge-w. % | Niob |
bis o,oo5 Gew.% Bor bis o,5 Gew.% Aluminium
109385/1093
Rest Eisen und Verunreinigungen,
wobei die gegenseitige Abhängigkeit des Cr-Äquivalents (%Cv)
+ (JiSi) + (JiMo) + 4(5KTi + JiNb) und des Ni-Äquivalents: (JKNi)
+ o,5(#Mn) + os5($Cu) + (JiCo) + 2o(#C + ^N3) durch die von
dem Polygonzug mit den Eckpunkten A (15/4,5), B (18,5/8),
C (24/8), D (24/6) und E (2o/2) im ÄqNi-ÄqCr-Diagramm umschlossene
Fläche bestimmt ist. Das Verfahren ist erfindungsgemäß
dadurch gekennzeichnet, daß auf den letzten Warmwalzstich oder Drahtziehstich im Laufe der Verarbeitung zu Blech,
Stab, Barren und Draht eine Behandlung in zwei Stufen folgt, wobei in der ersten Stufe der bei Umgebungstemperatur erhalten
gebliebene Austenit des Metalls in Martensit umgewandelt wird
und die zweite Stufe aus einem bei einer Temperatur von unter 850 C durchgeführten Anlassen besteht, durch das der Martensit
in Ferrit und Carbide umgewandelt wird. Die erfindungsgemäß behandelten Stähle lehnen sich an die Gruppe der halbferritischeh,
nicht rostenden Stähle an, zeigen jedoch eine deutliche Verbesserung der Schweißbarkeit und Korrosionsbeständigkeit im
Vergleich zu den anderen Stählen der Gruppe. Die vorgesehene Wärmebehandlung ermöglicht eine Steigerung der Produktivität
von Anlagen zur Herstellung von Blech, Barren und Draht, bedingt durch eine' erhebliche Verkürzung der Gesamtbenutzungsdauer
der Behandlungsöfen.
Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Stähle werden durch Punkte innerhalb der Polygonfläche A, B, C, D, E
der Figur dargestellt, in der in einem Rechteck-Koordinatensystem die Nickel-Äquivalente des Stahls (JiNi) + o,5 (JiMn)
+ o,5 (JiCu) + (/SCo) * -2o(#C + #N2) gegen die Chrom-Äquivalente
(JiCr) + (52Si) + (JiMo) + 4 (JiTi + JiNb) aufgetragen sind.
Die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren eingesetzten Stähle haben in der Wärme einen Austenit-Gehalt zwischen Io und 50 Gew.%
und ein Gefüge J; das mit dem der halbferritischen Stähle (Ferrit
+ Austenit) identisch ist. Sie bewahren aber dieses Zweiphasengefüge bei Abkühlung ohne Bildung einer spröden martensitischen
109885/1093 BA0 original
Phase. Aufgrund dieser Tatsache haben sie in Bezug auf Schweißbarkeit Eigenschaften, die die üblichen halbferritischen
Stähle nicht aufweisen. Ebenso haben sie eine höhere Korrosionsbeständigkeit als die üblichen halbferritischen Stähle.
Unter den erfindungsgemäß behandelten Stählen befindet sich eine erste Gruppe, die aufgrund ihres geringen G'ehaltes an
teuren Zusatzelementen vorteilhaft ist und die folgende engere Zusammensetzung hat: C ^- O3I I3 Mn 3 bis 6 %} Si 4= 1 %>
Ni -^l %, Cr 18 - 22 %, Mo ^ 1,5 %, Cu ^ 1 %, N2^o9I %, Rest
Pe und Verunreinigungen.
Eine andere■Gruppe, die infolge ihrer Korrosionsbeständigkeit
bemerkenswert ist, hat die folgende engere Zusammensetzung: C 4 o,l %, Mn 3 bis 6 %, Si 4z 1 %, Ni 41 %, Cr 15 - 18 %s
Mo I55 - 3 %, Cu -4 1 $s N2 £o5l %, Rest Pe und Verunreinigungen
.
Eine Gruppe, die hiervon durch Ersatz eines Teils des Molybdäns, durch Silizium abgeleitet ist5 hat vergleichbare
Eigenschaften. Sie enthält 1 bis 2 % Si und o,5 bis 2 % Mo5
Rest unverändert.
Wenn die Verformbarkeit der erfindungsgemäß behandelten Stähle
verbessert werden SoIl5 kann man in bekannter Weise Schwefel
und/oder Selen und/oder TEllur in einer Gesamtmenge von nicht
mehr als o,4 % zusetzen.
Die erfindungsgemäß zu behandelnden Stähle5 die in Form von
BIechj Barren, Stäben oder Draht geliefert werden, können den
üblichen Arbeitsgängen bei der Herstellung von halbferritischem Stahl des Typs Z 8 C 17 unterworfen werden, nämlich Bloekwalzen5
V/armwalzen, Blankglühen, Kaltwalzen oder Drahtziehen und Pertiggiübung.
Die an den letzten Warmwalzstdch sich anschließende Glühung ist normalerweise eine länpere Glühung bei einer Temperatur 'von etwa 8oo°C, die zu maximaler Verringerung der
Härte führt, was für die anschließenden Arbeitsgänge de-r Kaltverformung
günstig ist.
1 O 9 8 8 5 / 1 Q 9 3
2064978
Bei der erfindungsgemäßen Glühung arbeitet man in zwei Stufen:
Bei der ersten Stufe wird das bei Umgebungstemperatur erhalten gebliebene Austenit in Martensit umgewandelt, und in. der
zweiten Stufe erfolgt eine Umwandlung des Martensits in Ferrit
und Carbide. .
Die erste. Stufe des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht aus einem der folgenden, wahlweise durchgeführten Arbeitsgänge:
1. Glühen zwischen 7oo und-9oo°C, vorzugsweise zwischen 75o
und 8000C, z.B..für vier Stunden, mit anschließender langsamer
Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von etwa 25 C/Std. I?is.,
auf 65o°C und anschließende Abkühlung an. der Luft.
2. Kältebehandlung, z.B. drei Stunden lang bei minus 800C.
3. Kaltverformung bei Umgebungstemperatur, z.B. Kaltwalzung oder Kaltdrahtziehen mit einer Querschnittsverminderung von
wenigstens 3o$.
4. Langsame Abkühlung von der Austrittstemperatur aus dem letzten Warmwalzstich (z.B. Abkühlung um 25°C/Std. von 850 :
auf 65o°C) mit anschließender Abkühlung an der Luft.
Die zweite Stufe ist ein Anlassen bei einer Temperatur unter 850 C, wobei der Martensit verschwindet. Die Anlassdauer kann
eine Stunde oder;sogar weniger betragen und ist damit erheblich
kürzer als die der üblichen einmaligen Glühzeiten von Io.bis
2o -Stunden, wodurch es möglich ist, die Rentabilität der Behandlungsöfen
zu verbessern. ..·■■>·.. ■ ■ ■ :·
Beispielsweise wurden fünf Stahlproben mit folgender Zusammensetzung
gemäß der Erfindung gegossen:. --·... ?. ,.:..- :\ ·■
10988 5/1093
Guss Zusammensetzung,
%
-
C Si Mn Ni Cr Mo . S P N„
(1) 0,058 o,4 4,7 0,5 2o o,o2 0,005 0,019 0,051
(2) 0,063 o,4 9,2 o,2 23,1 o,öl 0,005 o,ol9 o,o52
(3) o,o44 0,3 4,4 o,l 17,4 1,98 ο,οΐβ o,o23 o,o24
(4) o,o45 1,3 7,6 0,8 17,1 0,98 o,ol4 o,o23 o,o23
(5) o,o64 1,9 5,2 o,l 16,8 0,96 o,ol7 o,o25 0,050
Die mechanischen Eigenschaften wurden nach zweistufigem Anlassen gemäß der Erfindung geprüft. Zylindrische Prüfkörper von
Io mm Durchmesser, geschmiedet und nicht vergütet, wurden
vier Stunden bei 7850C angelassen, anschließend um 25°C/Std.
auf 6500C und dann an der Luft gekühlt, 15 Minuten bei 75o°C
vergütet und anschließend an der Luft gekühlt. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle genannt.
R E
Guss | 2 kg/mm |
ρ kg/mm . |
A % | ■ £ ■* ■ |
(D | 56 | 33 | 56 | |
(2) | 58 | 34 | 58 | |
(3) | 59 | 35 | 58 | |
(4) | 63 | 39 | 58 | |
(5) | 68 | 44 | 77 | |
',. (L =5o mm) - | ||||
3o | ||||
29 | ||||
26 | ||||
25 | ||||
31 |
Das Biegevertmlten von Schweißnähten an erfindungsgemäß behandelten Stählen ohne jede Wärmebehandlung ist bedeutend besser
als bei den üblichen halbferritischen Stählen. Der Vergleich
der Mikrohärte der verschiedenen Bestandteile, die bei der
SchweiÄung Üblicher halbferritischer Stähle einerseits und der erfindungsgemäß behandelten Stähle andererseits auftreten,
führt zu folgenden Ergebnissen;
109835/1093
Vickers-Mikrohärte (aufgewendete
Belastung 5o g )
Im Inneren des An den Grenzen des
ferritischen Korns ferritischen Korns
üblicher halbferritischer
Stahl 22o 530 '
(martensitische Phase)
Erfindungemäß behandelter Stahl 260 32o
(austenitische Phase)
• ■ ' .
Die geringe Schlagzähigkeit der durch Schmelzen gebildeten
Schweißverbindung ist charakteristisch für halbferritische,
nicht rostende Stähle. Diese Schlagzähigkeit ist bei dem erfindungsgemäß behandelten Stahl wesentlich höher, wie folgende
Tabelle zeigt:
Stähle ■ KerbSchlagzähigkeit nach Charpy
mit V-Kerbe3
halb ferritisch (Z 8C 17) <o,5
ferritisch (Werkstoff
45I0 und 4511) o,5 bis 1,5
austenitiseh-ferritisch. la5 bis 3
austenitisch (AISI 2ol und 2o2)
> 4
erfindungsgemäß hergestellte
Stähle 2 bis 4
Hinsichtlich der Korrosion sind die beiden hauptsächlichen Angriffsarten,
denen nicht rostende Stähle in der Praxis ausgesetzt sind, die Korrosion durch: Anfreesung Sn Gegenwart #0n
Cl-Iönen unä äie allgemeine Korrosion in ye3?4ünnter;Säu3?(i und
.chlorfreier Umgebung. . r>: ■ ; f!
Die nachet«h«nd beschriebenen Verbuche wurden an Blechen Vcm
Io mm Dicke vorgenommen. Die erfindüngsgemäße Behäntilürig erfolgte nach de» Warmwalzen.
ΐ0I885 /10 9 3 '"■ ■ original 'inspected
1. Korrosion durch Anfressen in Gegenwart von Cl-Ionen in an
sich nicht oxydierender, aber belüfteter Lösung.
Dies entspricht der atmosphärischen Korrosion (Cl-Ionen ständig
vorhanden, selbst in großer Entfernung vom Meer) und in Salzlösungen (Lebensmittel usw.). Stark chlorierte oder ungehindert
oxydierende Lösungen erfordern Stähle mit wenigstens l8-lo Mo.
Die Korrosionsbeständigkeit in diesem Bereich wurde durch die Korrosibnsfrassspannung in Natriumchloridlösungen mit Hilfe
einer Kurve der anodischen Polarisation ermittelt. Hierbei wurde festgestellt, daß die kathodische Reaktion der Sauerstoffreduktion
unempfindlich gegenüber der Legierungszusammensetzung
war. Die Bestimmung des Korrosionsfrasspotentials (anodische Charakteristik) stellt somit einen guten Maßstab
für die Einstufung der Legierungen dar.
In der folgenden Tabelle sind in Form von Bereichen die Ergebnisse
von Vergleichsversuchen mit den verschiedenen genannten Stählen angegeben.
Korrosionsfrasspannung (in mV") -.".."."..'. in o,o2-molaren NaCl
halbferritische Stähle
(Z 8 C 17) .. 530-580
ferritisehe Stähle (Werkstoff
45I0 und 4511) 54ο-59ο
austenitisch-ferritische
Stähle 650-730
austenitis ehe Manganst ahle
(AISI 2ol-2o2) 6I0-660
austenitische Nickelstähle
(Z Io CN 18-09) 64o-7oo
erfindurtgsgemäß behandelte .
Stähle ' 620-680
- φ
2. Allgemeine Korrosion in verdünnter, chlorfreier Säure
In der großen Mehrzahl der Fälle muß ein.,nieht rostender Stahl sich in passivem Zustand befinden, um der Korrosion in saurer
10988 5/10 93
Umgebung zu widerstehen, da er anderenfalls zürn aktiven
Zustand korrodiert.
Zustand korrodiert.
In einer bestimmten sauren Lösung .ist ein gegebener nicht
rostender Stahl passiv, wenn die kathodische Reaktion der
rostender Stahl passiv, wenn die kathodische Reaktion der
Reduktion des Oxydationsmittels in Lösung (gelöster Sauerstoff,
3 2+ ■
Pe^ + -Ionen, Cu -Ionen usw.) das Potential des Metalls in die
Passivitätszone bringt. Dies ist der Fall, wenn die Reduktions-
geschwindigkeit des Oxydationsmittels, ausgedrückt in A/cm ,
ο
über der kritischen Passivierungsintensität irt/cm liegt,
über der kritischen Passivierungsintensität irt/cm liegt,
gemessen an der in Abwesenheit des Oxydationsmittels gezeichneten Kurve der anodisehen Polarisation des Metalls. Umgekehrt
sind die Stähle mit einem i -Wert, der unter dieser Geschwindigkeit liegt, bei einer gegebenen Reduktionsgeschwindigkeit
des Oxydationsmittels passiv und die Stähle mit einem größeren
i -Wert aktiv. Die Erfahrung hat gelehrt, daß zumindest in einem
sind die Stähle mit einem i -Wert, der unter dieser Geschwindigkeit liegt, bei einer gegebenen Reduktionsgeschwindigkeit
des Oxydationsmittels passiv und die Stähle mit einem größeren
i -Wert aktiv. Die Erfahrung hat gelehrt, daß zumindest in einem
C - ■
sehr weiten Bereich i der entscheidende Parameter ist:
Der Stahl ist umso "besser", je kleiner i ist.
Stähle , Kritischer_Passivierungsstrom
'""(l~3 A~2) i 2l EL
_g
A.em~2) in 2-molarer ELSOj,
A.em~2) in 2-molarer ELSOj,
halbferritische Stähle
(Z 8 C 17) 11 - 15
ferritische Stähle (Werkstoff 4510-4511) Io - 15 :
austenitisch-ferritische
Stähle o,5-4
austenitisehe Manganstähle 5
(AISI 2ol-2o2) 5 - 9 \
austenit ische Nickelstähle . .-
(Z Io CN l8-o9) o,7-1,5 I
erfindungsgemäß behandelte I
Stähle 2 - 6 )
Die vorstehenden,Ergebnisse ermöglichen es allgemein, die er- :
findungsgemäß behandelten Stähle auf einem Niveau zwischen den !
austenitischen Nickelstählen und den klassischen halbferritischen
Stähle einzustufen.
Stähle einzustufen.
10988 5/109 3
Die erfindungsgemäß behandelten Stähle können in Form von
Barren, Stäben, Blöcken, Blechen und Drähten für die verschiedensten Zwecke verwendet werden. Außer den üblichen Anwendungen
für halbferritische Stähle, austenitisehe Manganstähle oder Stähle mit niedrigem Nickelgehalt, z.B. im Dampfkessel-,
Behälter- und Apparatebau, im Bauwesen, für Spülen, Radkappen, Stoßstangen und Zierleisten für Automobile, kommen
sie aufgrund ihres Preises, der unter dem Preis der austenitischen und austenitiseh-ferritischen Stähle liegt, und aufgrund
der Qualitätsverbesserung, die sie gegenüber den halbferritischen Stählen aufweisen, für neue Anwendungen infrage. Beispielsweise eignen sie sich besonders gut für die Herstellung
von Heißwasserbehältern, Autokühlern (aufgrund ihrer Korrosionsbeständigkeit unter Spannung, ihrer Schweißbarkeit und ihres
Preises), Auspufftöpfen, geschweißten Rohren, Küchengrills
(aufgrund ihrer Schweißbarkeit) und Befestigungshaken für Dachschiefer (aufgrund ihrer Korrosionsbeständigkeit).
109885/1093
Claims (5)
1. Verfahren zur Behandlung von halbferritis.chen Stählen mit
einem Austenitgehalt in der Wärme von Io bis 5o# und folgender Zusammensetzung:
bis o,2 Gew.% Kohlenstoff
l-lo Gew.% Mangan
14-25 Gew.% Chrom
bis 3 Gew. Si Silizium
A bis 5 Gew..ϊ· Nickel
A bis 5 Gew..ϊ· Nickel
bis 3 Gew. Si Molybdän .
bis 5 Gew.% Kupfer
bis Io Gew.% Kobalt
bis o,3 Gew.% Stickstoff
bis 1 Gew. Si Titan
bis 1 Gew. % Niob
bis o,oo5 Gew. Si Bor
bis o,5 Gew.% Aluminium
Rest Eisen und Verunreinigungen, wobei die gegenseitige Abhängigkeit
des Cr-Äquivaients: (SiCr) + (JSSi)" + (SiMo)
•l· .4(SiTi + JiNb) und des Ni-Äquivalents: (JiNi) + .o,5(*Mh)
+ .0,5(SSSu) * (JiCo) + 2o(5iC + #Np) durch die von dem Polygon-φ
zug mit den Eckpunkten A (15/4,5), B (18,5/8), C (24/8),
D (24/6) und E (2o/2) im ÄqN. - ÄqC;p-Diagramm umschlossene
Fläche bestimmt ist, dadurch gekennzeichnet, daß auf den letzten Warmwalzstich oder Drahtziehstich im Laufe der Verarbeitung
zu Blech, Stab, Barren und Draht eine Behandlung in zwei Stufen folgt, wobei in der ersten Stufe der bei Umgebungstemperatur
erhalten gebliebene Austenit des Metalls in Martensit umgewandelt wird und die zweite Stufe aus einem
bei einer Temperatur von unter 85o°C durchgeführten Anlassen besteht, durch das der Martensit in Ferrit und Carbide umgewandelt
wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
erste Stufe eine Glühung zwischen 7oo und 9oo°C, vorzugsweise
zwischen 75o und 8oo°C ist, der sich eine Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von etwa 25°C/Std. bis auf 65o°C
und dann eine Abkühlung an der Luft ansehließt.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
erste Stufe aus einer Kältebehandlung besteht.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß -die
erste Stufe aus einer Kaltverformung bei Umgebungstemperatur besteht.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
erste Stufe aus einer Abkühlung von der Austrittstemperatur des letzten Warmwalzstiches mit einer Geschwindigkeit von
etwa 25°C/Std. bis auf 6500C und anschließender Abkühlung
an der Luft besteht.
103885/ 10 9.3
Le e rs e i t e
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR6918142A FR2045584A1 (de) | 1969-06-03 | 1969-06-03 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2064976A1 true DE2064976A1 (de) | 1972-01-27 |
Family
ID=9035033
Family Applications (2)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19702025359 Pending DE2025359B2 (de) | 1969-06-03 | 1970-05-23 | Verwendung eines halbferritischen stahles als werkstoff fuer heisswasserbehaelter, automobilkuehler, auspufftoepfe, geschweisste rohre, roste und dachhaken |
DE19702064976 Withdrawn DE2064976A1 (de) | 1969-06-03 | 1970-05-23 | Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen. Ausscheidung aus: 2025359 |
Family Applications Before (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19702025359 Pending DE2025359B2 (de) | 1969-06-03 | 1970-05-23 | Verwendung eines halbferritischen stahles als werkstoff fuer heisswasserbehaelter, automobilkuehler, auspufftoepfe, geschweisste rohre, roste und dachhaken |
Country Status (13)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS505974B1 (de) |
AT (1) | AT321341B (de) |
BE (1) | BE750778A (de) |
CA (1) | CA932182A (de) |
CH (1) | CH525961A (de) |
CS (1) | CS196439B2 (de) |
DE (2) | DE2025359B2 (de) |
FR (1) | FR2045584A1 (de) |
GB (1) | GB1306415A (de) |
LU (1) | LU61035A1 (de) |
NL (1) | NL169199C (de) |
SE (1) | SE417442B (de) |
ZA (1) | ZA703698B (de) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE10215598A1 (de) * | 2002-04-10 | 2003-10-30 | Thyssenkrupp Nirosta Gmbh | Nichtrostender Stahl, Verfahren zum Herstellen von spannungsrißfreien Formteilen und Formteil |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2340603C3 (de) * | 1973-08-10 | 1985-02-21 | KUBOTA, Ltd., Osaka | Rostfreier Stahl mit hohem Chrom- und niedrigem Nickelgehalt mit hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Zugfestigkeit |
DE2616599B2 (de) * | 1976-04-13 | 1981-03-26 | Mannesmann AG, 40213 Düsseldorf | Verwendung eines hochlegierten Stahles zum Herstelen von hochfesten, gegen Sauergaskorrosion beständigen Gegenständen |
EP0107489A1 (de) * | 1982-10-23 | 1984-05-02 | MATHER & PLATT LIMITED | Rostfreier Stahl |
AT377785B (de) * | 1983-06-28 | 1985-04-25 | Ver Edelstahlwerke Ag | Chromhaeltige legierung |
JPS61564A (ja) * | 1984-06-13 | 1986-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 衝撃特性の優れた2相ステンレス鋼 |
FR2567911A1 (fr) * | 1984-07-20 | 1986-01-24 | Ugine Aciers | Acier inoxydable austenoferritique " duplex " et produits corroyes correspondants |
FR2765243B1 (fr) * | 1997-06-30 | 1999-07-30 | Usinor | Acier inoxydable austenoferritique a tres bas nickel et presentant un fort allongement en traction |
-
1969
- 1969-06-03 FR FR6918142A patent/FR2045584A1/fr not_active Withdrawn
-
1970
- 1970-05-22 BE BE750778D patent/BE750778A/xx unknown
- 1970-05-23 DE DE19702025359 patent/DE2025359B2/de active Pending
- 1970-05-23 DE DE19702064976 patent/DE2064976A1/de not_active Withdrawn
- 1970-05-29 GB GB2614270A patent/GB1306415A/en not_active Expired
- 1970-06-01 AT AT486870A patent/AT321341B/de not_active IP Right Cessation
- 1970-06-01 LU LU61035D patent/LU61035A1/xx unknown
- 1970-06-02 CA CA084484A patent/CA932182A/en not_active Expired
- 1970-06-02 CH CH824170A patent/CH525961A/fr not_active IP Right Cessation
- 1970-06-02 SE SE7007650A patent/SE417442B/xx unknown
- 1970-06-02 ZA ZA703698A patent/ZA703698B/xx unknown
- 1970-06-02 NL NLAANVRAGE7007964,A patent/NL169199C/xx not_active IP Right Cessation
- 1970-06-03 CS CS703892A patent/CS196439B2/cs unknown
- 1970-06-03 JP JP45047259A patent/JPS505974B1/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE10215598A1 (de) * | 2002-04-10 | 2003-10-30 | Thyssenkrupp Nirosta Gmbh | Nichtrostender Stahl, Verfahren zum Herstellen von spannungsrißfreien Formteilen und Formteil |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS505974B1 (de) | 1975-03-10 |
DE2025359A1 (de) | 1971-02-11 |
CA932182A (en) | 1973-08-21 |
FR2045584A1 (de) | 1971-03-05 |
NL169199C (nl) | 1982-06-16 |
CS196439B2 (en) | 1980-03-31 |
NL7007964A (de) | 1970-12-07 |
SE417442B (sv) | 1981-03-16 |
GB1306415A (en) | 1973-02-14 |
DE2025359B2 (de) | 1972-04-13 |
ZA703698B (en) | 1971-01-27 |
BE750778A (fr) | 1970-11-03 |
NL169199B (nl) | 1982-01-18 |
AT321341B (de) | 1975-03-25 |
LU61035A1 (de) | 1970-08-03 |
CH525961A (fr) | 1972-07-31 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE68902498T2 (de) | Formgedaechtnislegierung auf eisenbasis mit vortrefflichen formgedaechtniseigenschaften und sehr guter korrosionsbestaendigkeit. | |
AT394056B (de) | Verfahren zur herstellung von stahl | |
DE69203906T2 (de) | Niedrig legierter, hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Dauerstandfestigkeit und Zähigkeit. | |
DE1558668C3 (de) | Verwendung von kriechfesten, nichtrostenden austenitischen Stählen zur Herstellung von Blechen | |
DE60225951T2 (de) | Duplexstahllegierung | |
DE4342188C2 (de) | Austenitische Legierungen und deren Verwendung | |
DE69003202T2 (de) | Hochfeste, hitzebeständige, niedrig legierte Stähle. | |
DE60300008T2 (de) | Rostfreier Duplexstahl für Harnstoff-Herstellungsanlagen | |
EP2059623A1 (de) | Nichtrostender austenitischer stahlformguss, verfahren zu dessen herstellung, und seine verwendung | |
DE1458330C3 (de) | Verwendung einer zähen, ausscheidungshärtbaren, rostfreien, chrom-, nickel- und aluminiumhaltigen Stahllegierung | |
DE3137694A1 (de) | Rostfreier ferritischer stahl | |
DE4233269A1 (de) | Hochfester federstahl | |
DE3117539A1 (de) | "verschleissfester austenitischer rostfreier stahl" | |
DE68905066T2 (de) | Hochtemperaturfestes stahlrohr mit niedrigem siliziumgehalt und mit verbesserten duktilitaets- und faehigkeitseigenschaften. | |
DE69025468T2 (de) | Austenitischer rostfreier Stahl | |
DE2427038A1 (de) | Nichtrostender stahl und verfahren zu seiner herstellung | |
DE3884339T2 (de) | Ferritisch-martensitischer rostfreier Stahl mit verformungsinduzierter martensitischer Phase. | |
DE2064976A1 (de) | Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen. Ausscheidung aus: 2025359 | |
DE19735361B4 (de) | Nichtrostender Austenitstahl | |
DE3737836A1 (de) | Hochkorrosionsbestaendiger austenitischer nichtrostender stahl und verfahren zu seiner herstellung | |
DE1297873B (de) | Verwendung einer rotsfreien ueberwiegend martensitischen Stahllegierung fuer Schneidwerkzeuge | |
DE69015394T2 (de) | Rostfreier ferritischer Stahl und Verfahren zur Herstellung dieses Stahls. | |
DE2901869A1 (de) | Luftschmelzbare, giessbare, bearbeitbare und schweissbare legierung | |
DE2051609A1 (de) | Austenitischer, rostfreier Stahl | |
DE2219287A1 (de) | Eisen-Chrom-Molybdän-Nickel-Kobalt-Legierung |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
8130 | Withdrawal |