DE2211229B2

DE2211229B2 - Verfahren zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei Temperaturen über 750 Grad C eines austenitischen Chrom-Nickel-Stahlhalbzeuges

Info

Publication number: DE2211229B2
Application number: DE2211229A
Authority: DE
Inventors: Sadao Ohta; Yasuo Watase
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1971-03-09
Filing date: 1972-03-08
Publication date: 1979-05-03
Also published as: US3826689A; SU660596A3; CA965994A; NL7203139A; DE2211229A1; BE780455A; SE407238B; JPS5040099B1; FR2129518A5; GB1381170A; DE2211229C3; IT975590B; AT327260B; ATA189872A

Description

30

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Verbesserung der Zeitstandfestigheit bei Temperaturen über 750° C eines austenitischer Chrom-Nickel-Stahlhalbzeuges durch Schmieden, Walzen oder Pressen und anschließendes Lösungsglühen und Abschrecken eines j> Stahls, bestehend aus 0,1 bis 1% Kohlenstoff, 0,01 bis 3% Silicium, 0,01 bis 10% Mangan, 13 bis 35% Chrom, 15 bis 50% Nickel, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen.

Die Entwicklung der petrochemischen Industrie in jüngster Zeit hat zu einer Nachfrage nach Herstellung von Stählen geführt, die über längere Zeiträume hinweg gegen erhöhte Temperaturen von mehr als 750° C beständig sind und zur Herstellung von Vorrichtungen für die Produktion von Ammoniak, Methanol, Äthylen usw. verwendet werden können.

Bisher haben ein rostfreier 0,05C-25Cr-20Ni-Stahl und eine 20Cr-32Ni-0,5AI-0,5Ti-Eisenlegierung (Incolloy-800-Legierung) eine weit verbreitete Anwendung bei Temperaturen unterhalb 85O⁰C gefunden. Diese Legierungen haben jedoch verschiedene Nachteile. Beispielsweise erfüllen diese Legierungen, wenn sie einen niedrigeren Kohlenstoffgehalt haben, nicht die an sie gestellten Anforderungen bei ihrer Verwendung unter Dauerbelastung bei erhöhter Temperatur von mehr als 850⁰C, da bei diesen erhöhten Temperaturen > > ihre Festigkeit außerordentlich stark abnimmt. Diese Nachteile können jedoch bis zu einem gewissen Grade dadurch vermieden werden, daß man rostfreie Stähle mit einem hohen Kohlenstoff-, Chrom- und Nickelgehalt als Gießlinge, die durch Schleuderguß hergestellt mi worden sind, verwendet, dadurch wird jedoch nicht das gesamte Problem gelöst. Durch Schleuderguß hergestellte Rohre haben zwar eine hohe Festigkeit bei erhöhter Temperatur, sie liefern jedoch keine Außendurchmesser von weniger als 75 mm und Wandstärken b5 von weniger als 6 mm, darüber hinaus können daraus keine Rohre mit Längen von mehr als 2 m bei einem Auüendurchmesscr von 75 mm oder Rohre mit Längen von mehr als 4 m bei einem Außendurchmesser von über 120 mm und auch keine Stahlbleche hergestellt werden. Außerdem weisen die durch Schleuderguß hergestellten Rohre fehlerhafte innere Oberflächen auf. Durch diese Nachteile ist die Verwendbarkeit von Stählen dieser Art für Äthylenkrackrohre und Reformierrohre sehr stark beschränkt

Man hat beispielsweise schon versucht, die Festigkeit eines rostfreien Stahls mit hohem Kohlenstoff-, Chrom- und Nickelgehalt bei erhöhter Temperatur dadurch zu verbessern, daß man diesen lösungsglüht, wobei ein solcher Stahl nach der Warm- oder Kaltbearbeitung auf eine Temperatur von !000 bis 1300° C erhitzt und anschließend mit Wasser abgeschreckt wird. Diese Bemühungen haben jedoch in bezug auf die Zeitstandfestigkeit nur zu einem begrenzten Erfolg geführt, und die Festigkeit konnte gegenüber solchen Stählen mit niedrigen Kohlenstoffgehalten, wie z. B. einem rostfreien 0,05C-25Cr-20Ni-StahI oder einer 20Cr-32Ni-0,5AI-O^Ti-Eisenlegierung, leicht verbessert werden.

Ein weiterer Versuch bestand darin, daß man den Schmiedelegierungen, beispielsweise einem rostfreien Stahl mit einem hohen Cr- und hohen Ni-Gehalt und mit einem Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,1% Legierungselemente, wie z. B. Co, W, Nb, Ti, Al usw., zusetzte, um dadurch die Festigkeit mit derjenigen von rostfreien Gußstählen mit einem hohen C-, Cr- und Ni-Gehalt vergleichbar zu machen. Dies führte jedoch zu dem Nachteil, daß die Warm- oder Kaltbearbeitbarkeit schlecht war, so d*B die Herstellung von Rohren mit einem derart kleineren Durchmesser und einer solchen größeren Länge, wie sie erwünscht waren, Schwierigkeiten machte. Aus diesen Gründen war man bisher nicht in der Lage, geeignete Schmiedematerialien anzugeben, welche die obenerwähnten Anforderungen auf diesem Gebiet erfüllen.

Aus der GB-PS 10 91 276 sind bereits Werkstoffe bekannt die aus maximal 030% C, maximal 030% Si, maximal 2% Mn, 0 bis 25% Cr, 6 bis J5% Ni, Rest Eisen bestehen. Weiterhin werden in der GB-PS 6 47 701 austenitische hochwarmfeste Stähle beschrieben, die aus 0,08 bis 1,00% C, 0,1 bis 2% Si, 0,1 bis 2% Mn, 5 bis 30% Cr, 5 bis 30% Ni, 0 bis 30% Co, 0,05 bis 10% W₁ 0 bis 15% Mo, 0,05 bis 15% Nb, 0 bis 0,05% N, Rest Eisen bestehen. Diese aus den obigen Druckschriften bekannten Stähle sind jedoch hinsichtlich ihrer technologischen Eigenschaften, insbesondere der Zeitstandfestigkeit bei Temperaturen über 750° C und insbesondere bei der Herstellung von Formteilen mit großen Ausmaßen, nicht zufriedenstellend. Aus »Neue Hütte«, 4. Jahrgang, Heft 12, Dezember 1959, Seiten 725 bis 733, ist es weiterhin bekannt, daß sich bei austenitischen Chrom-Nickel-Stählen an ihren Korngrenzen Carbide ausscheiden. Diese Bildung von Chromcarbiden an den Korngrenzen wird als nachteilig empfunden, und es werden deshalb in dieser Druckschrift Maßnahmen erörtert, die eine Carbidbildiing an den Korngrenzen vermeiden.

In der US-PS 34 59 5J9 wird weiterhin das Lösungsglühen eines austenitischen Chrom-Nickel-Stahls bei einer Temperatur von 1260 bis 1288° C, von der der Stahl durch Wasser oder Luft abgeschreckt wird, beschrieben. In der US-PS 34 20 660 wird ein Wärinebehandlungsverfahren für einen austenitischen Stahl beschrieben, bei dem der Stahl bei 1000 bis 1200⁰C Für 1 bis 10 h lösungsgeglüht und dann einer oder mehreren Ausscheidungshärtungen bei 600 bis 98O⁰C unterworfen wird.

Gegenüber diesem Stand der Technik besteht die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe darin, die Zeitstandfestigkeit von geschmiedetem, gewalztem oder gepreßtem Halbzeug aus einem bekannten austenitischen Chrom-Nickel-Stahl bei Temperaturen Ober 750° C so zu verbessern, daß die Werte höher liegen als die von gegossenen Vergleichsstählen.

Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung bei einem Verfahren der oben beschriebenen Art dadurch gelöst, daß das Stahlhalbzeug auf eine Temperatur von 1150" C bis zur Solidusünie erhitzt und von dieser Temperatur auf 950⁰C bis 1250"C innerhalb eines Zeitraums von

5 see bis zu 1 h so heruntergekühlt wird, daß nach dem anschließenden Abschrecken an den Korngrenzen Carbidausfällungen mit einem Komgrenzenbesetzungsverhältnis von mehr als 50% vorhanden sind.

Vergleichsversuche haben ergeben, daß bei der Verfahrensweise gemäß den GB-PS 10 91376 und

6 47 701 ein andersartiges Gefüge erhalten wird als bei Stählen, die dem erfindungsgemäßen Verfahren unterworfen worden sind. Es hat sich nämlich gezeigt, ^ aß nur bei strikter Einhaltung der erfindungsgemäßen Bedingungen der Wärmebehandlung ein optimales Gefüge und damit eine bessere Zeitstandfestigkeit erhalten werden als bei den austenitischen Chrom-Nickel-Stählen nach den oben zitierten britischen Patentschriften, die nach dem Lösungsglühen direkt in Wasser abgeschreckt werden und die daher auch ein anderes Gefüge aufweisen.

Die Schrifttumstelle »Neue Hütte«, 4. Jahrgang, Heft 12, Dezember 1959, Seiten 725 bis 733, führt vom Gegenstand der vorliegenden Erfindung weg, da dort zum Ausdruck gebracht wird, daß durch die an den Korngrenzen befindlichen Carbide eine gewisse Versprödung erfolgt, was möglichst vermieden werden sollte. Demgegenüber wird jedoch gemäß der Erfindung bezweckt, daß die Carbide sich gerade an den Korngrenzen mit einer Besetzung von mehr als 50% ausscheiden, wodurch das gewünschte Gefüge erhalten wird, das zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit beiträgt.

In den obengeannten US-Patentschriften werden schließlich andere Verfahrensstufen beschrieben, als sie beim erfindungsgemäßen Verfahren angewendet werden, so daß der Gegenstand der vorliegenden Erfindung auch durch diese Druckschriften nicht nahegelegt wird.

Die Erfindung wird nachfolgend unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher erläutert.

In der F i g. 1 der Zeichnung sind Strukturen von rostfreien Austenit-Stählen mit einer Vielzahl von Zusammensetzungen dargestellt, die 0,004 bis 1,2% Kohlenstoff, etwa 25% Chrom und 8 bis 50% Nickel enthalten und die nacheinander 10 min lang auf eine Temperatur von 1280"C erhitzt, innerhalb einer Stunde von 1280 auf 950⁰C heruntergekühlt und dann mit Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt worden sind. Die dargestellten Strukturen entsprechen den Klassifikationen der in der Fig. 2 der Zeichnungen dargestellten Photographien.

In der weiter unten folgenden Tabelle I ist das Gefüge (angegeben entsprechend der Klassifikation der Photographien der F i g. 2) und die Zeitstandfestigkeit des 0,04 bis 1,15% Kohlenstoff, etwa 25% Chrom und etwa 20% Nickel enthaltenden rostfreien Atistenit-Stahls angegeben, der geschmiedet unu anschließend wie in der F i g. 1 angegeben, einer Wärmebehandlung unterzogen worden ist.

Die Ziffer I der Fig.! bezeichnet das Gefüge, das

keine Carbidausfällung auf den Korngrenzen aufweist, die Ziffer II stellt die Carbidausfällung dar, die sich teilweise auf den Korngrenzen ausrichten, wobei ihr Komgrenzenbesetzungsverhältnis bis zu 30% beträgt, die Ziffer III stellt das Gefüge dar, welches die in kontinuierlicher Form auf den Korngrenzen erscheinenden Carbidausfällungen zeigt, und die Ziffer IV zeigt das Gefüge der innerhalb der Körner dispergierten Carbidausfällungen. Wie in der folgenden Tabelle I angegeben, ergibt die Probe Nr. 101 des Gefüges I₁ das keine Carbidausfällung auf den Korngrenzen aufweist, gegenüber den anderen eine extrem schlechte Zeitstandfestigkeit, während in der Probe Nr. 102 des Gefüges II, das auf den Korngrenzen teilweise

is ausgerichtete Carbidausfällungen zeigt, wie die Probe Nr. 101 die Zeitstandfestigkeit extrem herabgesetzt ist Im Gegensatz dazu wird durch die Proben Nr. 102 bis 109 des Gefüges III eine starke Verbesserung der Zeitstandfestigkeit erzielt

Die Fig.3 der Zeichnung zeigt das Ergebnis einer Versuchsreihe, die durchgeführt wurde, um den Einfluß des Korngrenzenbesetzungsverhältnisses durch Carbid auf die Zeitstandfestigkeit der 0,4% Kohlenstoff, 2f % Chrom und 20% Nickel enthaltenden Stähle zu klären.

Diese Figur zeigt eindeutig, daß die Zeitstandfestigkeit um so höher ist je höher das Komgrenzenbesetzungsverhältnis ist daß jedoch die Zeitstandfestigkeit nur mäßig zunimmt, wenn das Korngrenzenbesetzungsverhältnis weniger als 20% beträgt, während dann, wenn

jo das Komgrenzenbesetzungsverhältnis mehr als 30% beträgt die Zeitstandfestigkeit stark verbessert wird und im wesentlichen gleich derjenigen des gegossenen Materials ist Außerdem ist die Zeitstandfestigkeit derjenigen des gegossenen Materials überlegen, wenn

κ das Komgrenzenbesetzungsverhältnis 50% übersteigt

Aus den obigen Ergebnissen geht hervor, daß das Komgrenzenbesetzungsverhältnis über 30, vorzugsweise über 50% liegen sollte. Bezüglich der Legierungseiemente, wie z. B. C und Ni_s die vom Standpunkt des Gefüges aus gesehen eine wichtige Rolle spielen, ist aus der F i g. 1 zu ersehen, daß bei einem Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,1% das Gefüge I oder II anstelle des Gefüges III gebildet wird, das gegenüber demjenigen mit einem Kohlenstoffgehalt von über 0,1%, wie in der Tabelle I gezeigt, eine extrem schlechte Zeitstandfestigkeit aufweist. Andererseits wird, obwohl die Zeitstandfestigkeit von Stählen mit dem Gefüge III mit Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes größer wird, die Zeitstandfestigkeit des Gefüges mit einem Kohlenstoffgehalt

,ο oberhalb einer bestimmten Grenze umgekehrt herabgesetzt, wie in der Tabelle I dargestellt ist Außerdem ist die Kaltbearbeitbarkeit unk so niedriger, je höher der Kohlenstoffgehalt ist Bei Berücksichtigung dieser Faktoren beträgt die obere Grenze des Kohlenstoffge haites 1%.

Die Nickelmenge kann zwischen 15% und 50% variieren. In der folgenden Tabelle Il ist die Zeitstandfestigkeit bei 100O⁰C eines etwa 0,4% Kohlenstoff, etwa 45% Chrom und 8 bis 45% Nickel enthaltenden

Mi rostfreien Stahls angegeben, der einem lOminütigen Erhitzen auf 1280° C, einem anschließenden langsamen Abkühlen innerhalb einer Stunde von 1280° C herunter auf 950°C und anschließendem schnellem Abkühlen herunter auf Raumtemperatur unterworfen worden ist.

Die Proben Nr. 201 und 202 weisen das Gefüge I mit einer niedrigeren Zeitstandfestigkeit auf, während die Proben Nr. 203 bis 208 mit über 15,7% Nickel das Gefüge III mit einer stark verbesserten Zeitstandfestig-

keit aufweisen. Je höher der Nickelgehalt, um so höher ist die Zeitstanclfestigkeit. Wenn jedoch der Nickelgehalt 50% übersteigt, dann wird bezüglich der Festigkeit selbst bei höheren Kosten keine Verbesserung erzielt.

Tabelle I

Probe	Legierungselemenl (%)	Cr	Ni	Cr	Ni	Gefüge	1000-Stunden-
Nr.		24,91	19,92	25,24	8.29		Zeitstand-
		25.18	20.40	25,56	13,51		estigkeit
		25,32	19,99	25,38	15,70		kg/mm²) bei
	C	24,69	20,38	25,80	20,46		1000 C
100	0,40	25,04	19,57	25,42	24,82	Gießen	1,90
101	0.04	25,46	20,59	24,75	50,67	I	190
102	0,08	25,82	20,41	24,96	35,53	II	3,95
103	0,14	25,18	20,23	25,18	45.40	III	1,65
104	0,20	25,45	19,74		III	1,70
105	0,31	24,71	20,16		III	1,90
106	0,43	25,38	20,21		III	1,95
107	0,65			III	1,90
108	0,82		Legierungselement (%)	III	,90
109	0,95			III	,80
110	1,15			III	,65
Tabelle	11
Probt:		C	Gefüge	1000-Stunden-
Nr.		0,39		Zeitstand-
		0,42		festigkeit
	0,47		(kg/mm²) bei
	0,43		1000 C
201	0.35	I	0,85
202	0,39	I	D,90
203	0,42	III	1,85
204	0,37	III	1,95
205		III	2,05
206		III	2,00
207		III	2,10
208	III	Σ,ΟΟ

Nachfolgend wird erläutert, auf welche Werte die Gehalte der anderen Elemente außer C und Ni begrenzt sind.

Der Siliciumgehalt liegt innerhalb des Bereiches von 0,01 bis 3%. Das Silicium wird dem geschmolzenen Stahl bei der Stahlherstellung zum Zwecke der Desoxydation zugesetzt Zu diesem Zweck ist ein Siliciumgehalt von über 0,01% erforderlich. Obwohl das Silicium die Oxydationsbeständigkeit der Stähle für die Verwendung bei erhöhter Temperatur verbessert, führt ein Gehalt von mehr als 3% zu einer starken Beeinträchtigung der Verschweißbarkeit und Bearbeitbarkeit, während die Bildung einer Sigma-Phase erhöht wird.

Das Mangan ist in einer Menge von 0,01 bis 10% vorhanden. Die Zugabe von Mangan bei der Stahlherstellung hat den Zweck, eine Desoxydation, zu bewirken. Aus diesem Grunde sollte der Mangangehalt über 0,01% liegen. Mangan hat die Neigung, den Austenit zu stabilisieren und die Bildung einer Sigma-Phase zu

verhindern. Bei einem Mn-Gehalt von mehr als 10% wird die Oxydationsbeständigkeit bei der Verwendung bei erhöhter Temperatur herabgesetzt.

Chrom ist in Mengen von 15 bis 35% vorhanden. Dieses Legierungselement ist wichtig zur Verbesserung der Oxydationsbeständigkeit des Stahls. Für die Verwendung bei einer Temperatur von über 75O⁰C ist ein Chromgehalt von 15% erforderlich. Wenn jedoch der Gehalt über 35% liegt, treten bei der Warm- oder Kaltbearbeitung Schwierigkeiten auf gemeinsam mit der Tendenz, eine Sigma-Phase zu bilden.

Im übrigen wird zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit der erfindungsgemäßen Stähle bei erhöhter Temperatur die Zugabe mindestens eines Elementes aus der Gruppe Co, W, Mo, Nb, Ti, Al und N empfohlen.

Kobalt sollte in Mengen von weniger als 30% vorhanden sein. Kobalt löst sich in der Matrix eines Antienit* mit hnhptn Cr- und hoh?m Ni-Oehalt vollständig auf und verbessert dadurch die Zeitstandfestigkeit beträchtlich. Mit einem Gehalt von über 30% werden die Kosten des Stahls unvorteilhaft hoch im Verhältnis zur verbesserten Festigkeit.

Der Gehalt an Wolfram ist auf Mengen unter 10% begrenzt. Wolfram löst sich zusammen mit Molybdän bei einer Lösungsglühungsbehandlung in der Austenit· matrix, wobei ein Teil davon während des langsamen AusküHens in Form von Carbiden ausfällt und ein größerer Teil davon in Form einer festen Lösung verbleibt, so daß es während der Verwendung in Form von feinen Carbidpartikeln innerhalb der Körner ausfällt und dadurch die Festigkeit erhöht. Wenn jedoch der Gehalt auf über 10% erhöht wird, so ist dadurch keine stark erhöhte Effektivität zu erwarten, vielmehr wird dadurch die Warm- und Kaltbearbsitbarkeit beeinträchtigt.

Niob ist in Mengen unterhalb 5% vorhanden. Die Zugabe von Niob hat den Zweck, die Ausfällung der Carbide innerhalb der Korngrenzen während der Verwendung der Stähle zu erlauben, um dadurch die Festigkeit zu verbessern. Bei einem Gehalt von über 5% werden jedoch die Warmbearbeitbarkeit und die Verschweißbarkeit stark beeinträchtigt

Titan ist in Mengen unter 5% vorhanden. Titan hat die Neigung, während der Verwendung bei erhöhter Temperatur in Form von Carbiden oder in Form von Ni₃Ti innerhalb der Korngrenzen auszufallen. Bei einem Gehalt von über 5% wird jedoch die Warmbearbeitbarkeit stark beeinträchtigt

Aluminium ist in Mengen unter 5% vorhanden. Aluminium hat die Neigung, während der Verwc dung bei erhöhter Temperatur in Form von Ni₃Al auszufallen, wodurch die Festigkeit des Stahls erhöht wird. Bei einem Gehalt von über 5% werden jedoch die Warmbearbeitbarkeit und die Verschweißbarkeit beeinträchtigt

Stickstoff ist auf einen Gehalt unter 0,5% begrenzt Stickstoff hat die Neigung, sich in der Austenitmatrix zu lösen, um dadurch die Festigkeit des Stahls zu erhöhen. Bei einem Gehalt von über 0,5% entwickeln sich jedoch in einem Rohblock Poren, was zu Schwierigkeiten bei der Herstellung eines guten Stahls führt

In der folgenden Tabelle III sind die Gefüge von erfindungsgemäßen Stählen angegeben, die nach dem Schmieden 30 Minuten lang auf eine Temperatur von 1050 bis 1350⁰C erhitzt und dann von der oben angegebenen Temperatur innerhalb einer Stunde auf 950° C heruntergekühlt und dann mit Wasser abgeschreckt worden sind.

Tabelle	Nl	Cr	%)	Lösungsglühtemperatur ( C)	1100	1150	1200	1250	1300	1350
Probe		20,51	Ni	1050	IV	III	IN	IH	Schmelze	Schmelze
Nr.	Legierungselement (	25,82	15,3	IV	IV	IV	IV	Nl	Schmelze	Schmelze
301	C	25,13	20,4	IV	IV	IV	IV	Nl	IN	Schmelze
302	0,41	27,56	35,4	IV	IV	IV	IV	III	111	Schmelze
303	0,43		39.5	IV
304	0,24
0,12

Wenn die Erhitzungstemperatur der Lösungsglühung verhältnismäßig niedrig ist, dann bleibt ein Teil der Carbide ungelöst, und während der nachfolgenden Abkühlung dienen die obigen Carbide als Keime für die Carbidausfällung, was zum Gefüge IV, wie es in Fig. 2 dargestellt iSi, fuhrt, iii der aiii den Küifigi cfUcii keine Ausfällung beobachtet wird. Je höher andererseits die Temperatur der Lösungsglühung ist, um so höher ist die Menge an Kohlenstoff in der festen Lösung. Dies führt zu einer erhöhten Menge an Carbidausfällungen, die auf den Korngrenzen während des Abkühlens erscheinen, wodurch das Gefüge III entsteht, in welchem die Carbide auf den Korngrenzen in kontinuierlicher Form ausfallen. Es ist einerseits vorteilhaft, daß, je höher die Temperatur der Lösungsglühung ist, um so kürzer die zum Auflösen der Carbide erforderliche Zeit ist, dadurch besteht jedoch die Wahrscheinlichkeit, daß der Stahl schmilzt, wenn die Temperatur die Soliduslinie erreicht. Auf Grund dieser Ergebnisse ist die Temperatur der Lösungsglühung auf einen Bereich von 1150⁰C bis zur Soiidusiinie begrenzt.

In der folgenden Tabelle IV sind die Gefüge von erfindungsgemäßen Stählen und solchen von Vergleichsstählen angegeben. Diese Stähle wurden nach dem Schmieden 10 Minuten lang auf 1280°C erhitzt und dann von der oben angegebenen Temperatur innerhalb eines Zeitraums innerhalb des Bereiches von 1,1 Sekunden bis 1,5 Stunden auf 95O⁰C langsam heruntergekühlt.

Tabelle IV

Legierungselement (%)

Cr

Ni

von

1280 C herunter auf 950 (

15,6

28,3

(X)

1,1

4,3

28,5

1

1,5

Probe

18,27

8,36

4,1

5.7

Sek.

Min.

Std.

Nr.

C

17,98

8,01

Sek.

I

0,04

18,16

12,11

1

I

Il

401

0,58

18.03

12,28

I

402

0,07

20,33

15,27

I

II

411

0,78

19,85

15,53

I

1

I

412

0,05

25,32

19,99

I

II

NI

III

IN

HI

421

0,62

24,69

20,38

I

422

0,08

25.04

19,57

I

1

I

N

II

HI

NI

431

0,14

25.82

20,41

Ϊ

II

H

NI

HI

IN

IH

NI

432

0,20

24,71

20,16 I

I

III

IN

NI

IN

433

0,43

25,38

20,21 I

I

II

III

IN

Hl

IN

NI

434

0,95

20,21

31,82

II

Nl

HI

NI

III

IH

HI

IN

III

435

1,15

20,16

32,05 1

II

III

I

436

0,04

19,94

32,33 1

I

II

NI

III

IN

NI

IN

441

0,13

20,01

32,17 1

I

II

III

IN

III

IN

442

0,28

25,07

47,80 1

1

π

III

NI

IN

NI

IN

443

0^7

24,85

47,52 1

II

IH

I

444

0,04

24,91

48,33 1

1

I

IN

NI

IH

IN

451

0,17

II

III

III

NI

IH

452

0,28

π

III

453

Abkühlungszeit

,1 2,4

Sek. Sek.

I

II

Es war bisher allgemeine Praxis, bei der Herstellung von Schmiedestücken, beispielsweise solchen aus einem rostfreien Stahl vom 25Cr-20Ni-Typ mit einem Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,1% und aus einer Incolloy-800-Legienjng und dergleichen, daß die gebildeten Schmiedestücke unmittelbar nach dem Erhitzen auf eine Lösungsglühungstemperatur mit Wasser abgeschreckt werden. Wie in der obigen Tabelle IV gezeigt ist, wird jedoch das Gefüge I erhalten, wenn die Schmiedestücke einer konventionellen Lösungsglühung unterworfen werden, bei der sie von einer Temperatur von 1280° C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 1,1 Sekunden von 1280° C auf 950° C sofort mit Wasser abgeschreckt werden. Bei einer solchen konventionellen

Lösungsglühung kann das Gefüge III auch dann nicht erhalten werden, wenn der Kohlenstoffgehalt auf über 1% gesteigert wird. Wenn aber der Stahl mittels Heliumgas oder durch Einblasen von Kühlluft innerhalb von 2 bis 4 Sekunden von 1280"C auf 950⁰C heruntergekühlt wird, kann nur das Gefüge bis zu Il erhalten werden, selbst wenn der Stahl hohe Gehalte an C und Ni aufweht. Im Gegensatz dazu wird das Gefüge III bei einem Kohlenstoffgehalt von 0,9% und höher im Falle eines 25Cr-20Ni-Stahles, bei einem Kohlenstoffge halt von 0,5% und höher im Falle eines 20Cr-32Ni-Stahles bzw. bei einem Kohlenstoffgehalt von 0,2% und höher im Falle eines 25Cr-47Ni-Stahles erhalten, wenn die Abkühlung innerhalb eines Zeitraumes von über 5

10

Sekunden dur< ."(geführt wird. Demgemäß ist es erforderlich, daß die Abkühlung über den Temperaturbereich von 1280°C auf 950° C über 5 Sekunden dauert.

In der folgenden Tabelle V ist die Zeitstandfestigkeit bei 1000°C von Proben angegeben, die für diejenigen in der Tabelle IV typisch sind. Die bei diesen Tests erhaltenen Ergebnisse zeigen ebenfalls, daß die Abkühlung mehr als 5 Sekunden dauern muß. Wenn sie andererseits mehr als eine Stunde bis zur Beendigung der Abkühlung innerhalb des Temperaturbereiches von 1280 bis 950⁰C dauert, ist sie von einer verringerten Festigkeit begleitet, und deshalb sollte die zum Abkühlen erforderliche Zeit auf einen Bereich von 5 Sekunden bis 1 Stunde begrenzt sein.

Tabelle	V	Legieningselemenl (%)	Cr Ni	Festigkeit in kg/mm²*)	Abkiihlimgs/eit von IPSO C	Festigkeit in kg/mm²*)	Festigkeit in kg/mm²*)	herunter ai	!ifQSQ C	5,7 Sek.	Festigkeit in kg/mm²*)
Test		c:		0,60	1,1 Sek.	0,65	0,60	4,1 Sek.		Struktur	0,65
probe Nr.		17,98 8,01	0,75	Struktur	0,75	0,70	Struktur	Festigkeit in kg/mm²*)	I	0,75
	0,58	18,16 12,11	0,75	I	0,80	0,70	I	0,65	I	0,75
402	0,07	18,03 12,28	1,10	I	0,90	1,80	I	0,75	I	0,90
411	0,78	19,85 15,53	0,95	I	1,00	0,95	I	0,80	I	0,95
412	0,62	25,32 19,99	Ό,95	I	1,00	1,10	I	0,90	I	0,95
422	0,08	24,69 20,38	1,75	I	1,05	2,00	I	0,95	I	1,10
431	0,14	25,82 20,41	1,70	I	1,05	1,85	I	1,00	II	1,65
432	0,43	24,71 20,16	1,75	I	1,10	1,95	I	1,00	III	1,15
434	0,95	19,94 32,33	1,70	I	1,10	1,85	Il	1,10	II	1,65
435	0,28	24,85 47,52		I			I	1,05	Hl
443	0,17	Tabelle V		I	herunter auf 950 C	Il	1,15
452	Fortsetzung von	Abkühlungszeit von 1280 C		4,3 Min.
Test	1,1 Min		Struktur			1,5 Std.	Festigkei· in kg/mm²*)
probe Nr.	Struktui	I	I Std.		Struktur	0,60
	I	I	Struktur	Festigkeit in kg/mm*)	II	0,70
402	I	I	I	0,60	I	0,80
411	I	III	I	0,70	Il	1,60
412	Il	I	II	0,85	H!	0,90
422	I	ii	H!	!,75	I	1,45
431	i	III	I	0,95	Hi	1,70
432	III	III	iii	i,65	III	1,60
434	III	IH	III	1,95	HI	1,65
435	HI	III	III	1,80	III	1,60
443	IH		III	1,90	III
452		III	1,80

*) 1000-Stunden-Standfestigkeit bei 1000 C.

Je niedriger die Temperatur ist bei der das langsame Abkühlen von der Lösungsglühungstemperatur herunter endet, um so mehr Carbide fallen auf den Korngrenzen aus, aber gleichzeitig nehmen die Carbid bildenden Elemente, die in Form einer festen Lösung in den Körnern enthalten sind, ab, und das führ", zu einer Ausfällung innerhalb der Körner unter den Kriechbedingungtn (Dauerstandsbedingungen). Aus diesen Gründen ist die Dauerstandfestigkeit um so höher, je niedriger die Temperatur ist, bei der das langsame Abkühlen endet, wobei die Dauerstandfestigkeit bei einer bestimmten Temperatur ihr Maximum erreicht •Nsv.n jedoch der Bereich des langsamen Abkühlens sich auf eine noch niedrigere Temperatur erstreckt wird die Dauerstandfestigkeit aber umgekehrt geringer. In der folgenden Tabelle VI sind die Einflüsse der Endtempera-

tür des langsamen Abkühlens auf die Gefiige der erfindungsgemäßen Stähle und auf ihre Dauerstandfe-.tigkeit dargestellt Bei diesem Test wurde die Lösungsglühung 30 Minuten lang bei 1280°C durohge-

führt, dann wurde langsam von 1280⁰C auf eine Temperatur zwischen 1265 und 850⁰C innerhalb einer Stunde abgekühlt und dann mit Wasser abgeschreckt.

Tabelle Vl	0,41 C-20,51 Cr-!5,30Ni-Stahl	: 1000-Stunden- Dauerstandfestigkeit bei 1000 C	0,43 C-25	,83 Cr-20,41 Ni-Stahl	0,37 C-	25,18 Cr-45,40 Ni-Stahl
Endtemperatur	Gefugt	(kg/mm²)	Gefiige	1000-Stunden- Dauerstandfestigkeit bei 1000 C	Gcfiige	1000-Stundcn- Dauerstandfestigkeit bei 1000 C
des langsamen Abkühlens		0,80		(kg/mm²)		(kg/mm²)
( O	I	0,75	I	0,90	II	1,00
1265	I	0.70	I	0,95	IH	1,75
1250	1	0,85	II	L05	III	L90
1200	Π	0,90	III	1,85	HI	2,00
1150	II	0,95	III	1,90	III	2,10
1100	II	1,75	III	2,10	III	2,05
1050	III	1,85	III	2,00	III	1,95
1000	III	1,50	HI	1,95	III	1,85
950	HI	1,35	III	1,65	III	1,60
900	HI		HI	1,45	III	1,40
850

Aus der vorstehenden Tabelle VI ist zu ersehen, daß keine Abnahme der Dauerstandfestigkeit auftritt innerhalb eines Bereiches bis herab auf die Endtemperatur des langsamen Abkühlens von 950⁰C. Bei einer Temperatur noch unterhalb dieses Wertes nimmt die Abnahme stark zu. Wenn die Endtemperatur des langsamen Abkühlens 1265°C beträgt, wird kein Gefüge III erhalten, wenn sich die langsame Abkühlung nicht auf einen Wert unter 1250⁰C hinunter erstreckt. Aus diesem Grunde sollte das langsame Abkühlen von der Lösungsglühungstemperatur in den Bereich von 950 bis 1250° C fallen.

In der folgenden Tabelle VII ist die Zeitstandfestigkeii: von O,4C-25Cr-2ONi-Stählen angegeben, die nacheinander geschmiedet, auf 1280⁰C erhitzt, von der obigen Temperatur innerhalb einer Stunde langsam auf 1050⁰C abgekühlt und dann mit Wasser abgeschreckt oder an der Luft abgekühlt (schnell abgekühlt) oder im Ofen abgekühlt worden sind.

Tabelle VIi

Legierungselement (%)

Cr

Ni

i 000-Stunden-Zeiistandfestigkeit bei 1000 C
(kg/mm²)

Abkühlung:

Wasser Luft Ofen

25,83 20,4! 2,10

1,90 1,00

Bei den so erhaltenen Gefügen handelt es sich ausnahmslos um das Gefüge III. Die Zeitstandfestigkeit der mit Wasser abgeschreckten und mit Luft abgekühlten Stähle weisen jedoch einen höheren Wert auf, während diejenige der der Abkühlung irr. Ofen unterworfenen Stähle extrem niedrigere Werte aufweist, was nahelegt, daß über den Stählen, die der üblichen Lösungsglühung einschließlich der unmittelbar nach dem Erhitzen auf 1280⁰C erfolgenden Abschrekkung mit Wasser unterworfen sind, keine wesentliche Verbesserung erzielt wurde. Dies ist darauf zurückzuführen, daß die Ausfällung der Carbide während des Abkühlens im Ofen mit der resultierenden Ausfällung auf den Korngrenzen fortschreitet bei gleichzeitiger Abnahme der Mengen an Carbid bildenden Elementen, die in Form einer festen Lösung in der Matrix enthalten waren, was zu einer Abnahme der in der Matrix während des Kriechens ausfallenden Carbidmenge führt, wodurch die Wirksamkeit der Carbidausfällung auf den Korngrenzen aufgewogen wird. Vorzugsweise sollte auf das langsame Abkühlen, das bei einer Temperatur innerhalb des Bereiches von 950 bis 12 -0° C endet, ein Abschrecken mit Wasser oder ein Abkühlen an der Luft auf Raumtemperatur folgen, um die Abkühlungsgeschwindigkeit zu beschleunigen.

Die Erfindung wurde zwar vorstehend unter Bezugnahme auf Schmiedematerialien erläutert, das gleiche gilt jedoch auch für Gußmaterialien. Die Erfindung wird durch die folgenden Beispiele näher erläutert.

Beispiel 1

Die nachfolgende Tabelle VIII zeigt die Ergebnisse von Tests in bezug auf Stähle, die 25% Cr und 15% Ni enthalten. Das konventionelle Schmiedematerial, d. h. die Probe Nr. 81, weist eine sehr viel niedrigere Festigkeit auf als das Gußmaterial mit hohem Kohlenstoffgehalt, d. h. die Probe Nr. 80. Die Proben Nr. 82 und 84, die der normalen Lösungsglühung unterworfen worden sind, ergeben eine höhere Festigkeit als die Probe Nr. 81 mit dem niedrigen Kohlenstoffgehalt, sie sind jedoch hinsichtlich der Festigkeit dem Gußmaterial der Probe Nr. 80 weit unterlegen. Im Gegensatz dazu weisen die Proben Nr. S3 und 85 eine weit höhere Festigkeit auf als die Proben Nr. 81, 82 und 84, die praktisch die gleiche Festigkeit besitzen wie das Gußmaterial der Probe Nr. 80

(Beispiel

13

D

Si

Mn

Cr

Ni

Typ der

22 11 229

14

1000c

i=

Vergleichsstahl

Legierungselemen; (%)

U4

1,13

25,72

15,10

Bearbei

140

I

Konventioneller |

0,38

148

25,53

1548

tung

1000-Stunden-

0,75

i

Stahl ;

Wärmebehandlung

Zeitstand-

Bemerkungen !

Vergleichsstahl

Tabelle VIII

0,42

1,33

25,35

15,74

festigkeit

1,10

I

Probe

C

Gießen

(kg/mrr

j

Erfindungsgemäßer

Nr.

0,55

0,42

1,33

25,35

15,74

Schmie

900C

1,60

ί
i
j

Stahl

0,06

den

2,40

Schmie

_

1,10

Vergleichsstahl

044

0,61

1,01

24,93

15,01

den

1100'C, IStd.,

1,15

80

Schmie

Wasserabschrecken

1,70

Erfindungsgemäßer

81

044

0,61

1,01

24,93

15,01

den

1280⁰C, 30Min.,

1,65

Stahl

Wasserabschrecken

2,40

82

Schmie

1280 C, 30Min.-

0,95

den

(3OMin.HO5OC,

83

Schmie

Wasserabschrecken

1,80

0,95

den

1280 C, 30 Min.,

Wasserabschrecken

2,50

84

1280 C, 30Min.-

(30Min.)-1050C,

85

Wasserabschrecken

Beispiel 2

In der folgenden Tabelle IX sind die Testergebnisse von Stählen angegeben, die 25% Cr und 20% Ni enthalten. Die Proben Nr. 92 und 94, in denen der Stahl mit einem hohen Kohlenstoffgehalt nach dem Schmieden einer konventionellen Lösungsglühung unterworfen worden ist und der konventionelle Schmiedestahl der Probe Nr. 91 mit niedrigem Kohlenstoffgehalt weisen alle eine niedrigere Festigkeit auf als der GuBstahl der Probe Nr. 90 mit dem hohen Kohlenstoffgehalt Im Gegensatz dazu weisen die Proben Nr. 93 und 95 die gleiche Festigkeit auf wie ein Gußstahl Nr. 90 mit einem hohen Kohlenstoffgehalt Die Proben Nr. 96 und 97 sind spezifische erfindungsgemäße Beispiele. Die Probe Nr.

Tabelle IX (Beispiel 2)

96 wurde 30 Minuten lang auf eine Temperatur von jo 1280° C erhitzt und unmittelbar danach in einen anderen, auf einer Temperatur von UOO⁰C gehaltenen Ofen gebracht, in dem sie 20 Minuten lang gehalten wurde, und anschließend durch Wasser abgeschreckt Andererseits wurde die Probe Nr. 97 30 Minuten lang auf eine Temperatur von 1280⁰C erhitzt und im Ofen innerhalb eines Zeitraums von 10 Minuten auf eine Temperatur von UOO⁰C abgekühlt und anschließend 10 Minuten lang darin gehalten und dann mit Wasser abgeschreckt Beide Proben Nr. 96 und 97 wiesen die gleiche Festigkeit auf wie die Probe Nr. 90.

Probe

Legierungselement

Si

Mn

(%)

Ni

Typ der

Wärme

1000-Stunden-ZeiL'tand-

(kg/mm

²J

1050 Ο

Bemerkungen

Nr.

1,32

1,06

19,92

Bearbei

behandlung

festiglieit

900 C

1000 Χ

Ι, 30

C

Cr

tung

800 C

3,80

Ι,90

90

0,40

0,32

1,53

24,91

20,37

Gießen

6,20

0,70

Vergleichs-

2,05

0,80

•tahl

91

0,04

25,12

Schmie

110) C,

3,75

Konventionel

den

IStd.

ler SUhI

0,37

1,24

20,41

Wasser-

1,00

abschreck.

2,55

0,95

92

0,43

25,82

Schmie

1280 C,

4,50

Vergleichs

den

30 Min.

stahl

0,37

1,24

20,41

Wasser-

1,25

abschreck.

3,85

2,00

93

0,43

25,82

Schmie

1280 C,

6,60

Erfindungs

den

30Min.-

gemäßer Stahl

(lOMin.)-

1050 C,

Wasser-

abschreck.

15

16

Fortsetzung

Probe Legierungselement (%) Nr.

Typ der Bearbei-

C Si Mn Cr Ni ^tunE

Wärme- 1000-Stunden-Zeitstandbehandlung festigkeit (kg/mm²)

C 900"C lOOOC 1050 C

Bemerkungen

0,82 0,45 1,04 25,45 19,74 Schmieden

0,31 042 0,97 25,46 20,59 Schmieden

0,.U 0,52 0,97 25,46 20,59 Schmieden

1280"C, Min. Wasserabschreck.

1280ⁿC,

30Min.-

(lOMin.)-

105O¹C,

Wasser-

abschreck.

1280⁰C, 30 Min.-1100 C, 20 Min. Wasserabschreck.

1280°C, 30 Min.-(lOMin.)-1100 C, 15 Min. Wasserabschreck.

0,90

1,80

1,85

1,80

Vergleichsstahl

Erfindungsgemäßer Stahl

Beispiel 3

Die nachfolgende Tabelle X gibt die Testergebnisse von Stahlen wieder, die 15% Cr und 30% Ni enthalten, und in der folgenden Tabelle Xl sind die Testergebnisse von Stahlen angegeben, die 19% Cr und 41% Ni

LösungsglQhung unterworfen worden sind, weisen eine extrem niedrige Festigkeit auf im Vergleich zu den Gußstählen der Proben Nr. 1100 und 1200 mit einem hohen Kohlenstoffgehalt Im Gegensatz dazu haben die

enthalten. Die Schmiedestahle der Proben Nr. 1101 und 40 erfindungsgemäßen Stahlproben Nr. 1103, 1105, 1203

1201 mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und die Schmie- und 1205 die gleiche Festigkeit wie die Gußstähle der

destähle der Proben Nr. 1102, 1104,1202 und 1204, die Proben Nr. 1100 und 1200 mit hohem Kohlenstoffgehalt, über 0,15% Kohlenstoff enthalten und einer üblichen

Tabelle X (Beispiel 3)

Probe	Legierungselement ('	Si	Mn	Cr	Ni	Typ der	Wärmebehandlung	1000-Stunden-	Berr-erkungen
Nr.		1,34	1,23	14,95	35,18	Bearbeitung		Zeitstandfestig-
								keit bei 1000 C
	C	0,35	1,65	15,18	36,03			(kg/mm²)
1100	0,43					Gießen		2,20	Vergleichs
		0,68	1,01	15,26	35,72				stahl
1101	0,05					Schmie	1150 C, 1 Std.,	0,70	Konventionel
		0,68	1,01	15,26	35,72	den	Wasserabschrecken		ler Stahl
1102	0,19					Schmie	1280 C, 1 Std.,	0,95	Vergleichs
						den	Wasserabschrecken		stahl
1103	0,19	0,35	1,11	15,47	35,50	Schmie	1280 C,	2,15	Erfindungs
						den	I Std.-(5 Min.)-l050 C.		gemäßer Stahl
		0,35	Ul	15,47	35,50		Wasserabschrecken
1104	0,41					Schmie	1280 C, 1 Std.,	0,90	Vergleichs
						den	Wasserabschrecken		stahl
1105	0,41				Schmie	1280 C,	2,10	Erfindungs
					den	I Std.-(5 Min.)-1050 C,		gemäßer Stahl
					Wasserabschrecken

17

18

Tabelle XI (Beispiel 3) Probe Legierungselement (%)

C Si Mn Cr

Typ der Wärmebehandlung Bearbeitung

1000-Stunden-Zeitstandfestigkeit bei 1000' C (kg/mm²)

Bemerkungen

1200 0,41 1,48 1,25 18,62

1201 0,05 0,28 0,86 19,23

1202 0,15 0,20 0,65 18,92

1203 0,15 0,20 0,65 18,92

1204 0,30 0,22 0,93 19,75

1205 OJO &22 0,93 19,75

40,73	Gießen	—	1,80
41,30	Schmie	1150^DC, 1 Std.	0,65
	den	Wasserabschrecken
40,68	Schmie	1280"C, 1 Std.	0J5
	den	Wasserabschrecken
40,68	Schmie	123O"C,	1,85
	den	lStd.-(15Min.)-1050 C
		Wasserabschrecken
41,73	Schmie	1280^rC, 1 Std.	0,80
	den	Wasserabschrecken
41,73	Schmie	1280¹C	1,80
	den	1 Std.-(5 Min.)-1050 C
		Wasserabschrecken
	Beispiel 4

Verg??.ichsstahl

Vergleichsstahl

Vergleichss tan!

Erfindungsgemäßer Stahl

Vergleichsstahl

Erfindungsgemäßer Stahl

Während in den vorstehenden Beispielen 1 bis 3 ein se von Stählen, die 27% Cr und 33% Ni und außerdem

rostfreier Stahl mit einem hohen C-, Cr- und Ni-Gehalt getrennt jeweils Co, W, Mo, Nb, Ti, Al und N enthalten, beschrieben worden ist, erläutert das Beispiel 4 die so In der folgenden Tabelle XIII sind die Testergebnisse

Testergebnisse eines rostfreien Stahls dieses Typs, der von Stählen angegeben, die 27% Cr und 33% Ni

zusätzlich mindestens ein Element aus der Gruppe Co, enthalten, die außerdem mindestens zwei der oben

W, Mo, Nb, Ti, Al und N enthält, angegebenen Elemente enthalten. Die nachfolgende Tabeiie XII zeigt die Testergebnis- Tabelle XII (Beispiel 4)

	Typ der	wärmebehandlung	Zeitstand	Bemerkungen
	Verarbei		festigkeit
	tung		(1050C,
			25 kg/mm²)
Sonstige			(Stunden)
	Schmie	128OC	102,3	Erfindungs
	den	30Min.-(10Min.)-1050C		gemäßer Stahl
		Wasserabschre:ken
Co 15,45	Gießen	-	160,4	Vergleichsstahl
Co 15,49	Schmie	1150'C, IStd.	25,7	Vergleichsstahl
	den	Wasserabschrecken
Co 15,45	Extru	128OⁿC, 30 Min.	53,8	Vergleichsstahl
	sion	Wasserabschrecken
Co 15,45	Extru	I28O"C	158,0	Erfindungs
	sion	3OMin.-(IOMin.)-lO5O C		gemäßer Stahl
		Wasserabschrecken
Co 26,19	Gießen	-	200,4	Vergleichsstahl
Co 26,19	Extru	1280 C, 30 Min.	65,2	Vergleichsstahl
	sion	Wasserabschrecken
Co 26,19	Extru	1280"C	241,9	Erfindungs
	sion	30Min.-(10Min.)-1050 C		gemäßer Stahl
		Wasserabschrecken
W 5,32	Gießen	-	190,2	Vergleichsstahl
W 5,24	Schmie	1150 C, IStd.	35,9	Vergleichsstahl
	den	Wasserabschrecken

140 0,29 0,47 1,12 26,75 33,02

1400 0,26 0,28 1,16 25,04 33,17

1401 0,06 0,67 1,51 25,27 33,38

1402 0,26 0,28 1,16 25,04 33,17

1403 0,26 0,28 1,16 25,04 33,17

1405 0,24 0,39 1,10 27,14 32,75

1406 0,24 0,39 1,10 27,14 32,75

1407 0,24 0,39 1,10 27,14 32,75

1410 0,31 0,61 1,04 26,53 33,10

1411 0,06 0,41 1,53 27,04 31,22

19

22 Π 229

20

Fortsetzung

Probe	Legierungselement	Si	Mn	(%)	Ni	Sonstige	5,32	Typ der	Wärmebehandlung	C	Zeitstand	Bemerkungen
Nr.		0,61	1,04		33,10	W		Verarbei			festigkeit
							5,32	tung			(1050"C,
		0,61	1,04		33,10	W					25 kg/mm²)
	C			Cr							(Stunden)
1412	0,31			26,53			3,23	Extru	1280 C, 30 Min.		43,0	Vergleichssiahl
		0,51	1,63		31,82	Nb	3,57	sion	Wasserabschrecken
1413	0,31	0,85	0,82	26,53	32,41	Nb		Extru	1280^rC		193,4	Erfindungs
							3,23	sion	30Min.-<10Min.)-1050	C		gemäßer Stahl
		0,51	1,63		31,82	Nb			Wasserabschrecken
1420	0,24			25,85			?-,23	Gießen	-		221,5	Vergleichsstahl
1421	0,07	0,51	1,63	26,15	31,82	Nb		Schmie	1150'C, IStd.		32,1	Vergleichsstahl
								den	Wasserabschrecken
1422	0,24			25,85			4,96	Extru	1280 C, 30 Min.		47,3	Vergleichsstahl
		0,32	1,35		32,53	Mo	4,96	sion	Wasserabschrecken	C
1423	0,24	0,32	1,35	25,85	32,53	Mo		Extru	1280C		215,2	Erfind ungs-
							4,96	sion	30Min.-(10MiaH050			gemäßer Stahl
		0,32	1,35		32,53	Mo			Wasserabschrecken
1430	0,28			26,21				Gießen	-		144,8	Vergleichsstahl
1431	0,28			26,21			2,62	Extru	1280 C, 30 Min.		35,2	Vergleichsstahl
		0,28	1,32		33,28	Ti	2,62	sion	Wasserabschrecken	C
1432	0,28	0,28	1,32	26,21	33,28	Ti		Extru	1280 C		123,5	Erfindungs
							2,62	sion	30Min.-(10Min.H050			gemäßer Stahl
		0,28	1,32		33,28	Ti			Wasserabschrecken
1440	0,31			25,85				Gießen	-		138,1	Vergleichsstahl
1441	0,31			25,85			2,53	Extru	1280 C, 30 Min.		35,3	Vergleichsstahl
		0,76	1,43		33,44	Al	2,53	sion	Wasserabschrecken	C
1442	0,31	0 76	1,43	25,85	33,44	AI		Extru	1280 C		141,2	Erfindungs
							2,53	sion	30Min.-(10Min.H050			gemäßer Stahl
		0,76	1,43		33,44	Al			Wasserabschrecken
1450	0,30			26,60				Gießen	-		140,6	Vergleichsstahl
1451	0,30			26,60			0,32	Extru	1280' C, 30 Min.		35,3	Vergleichsstahl
		0,65	1,44		33,93	N	0,32	sion	Wasserabschrecken	C
1452	0,30	0,65	1,44	26,60	33,93	N		Extru	1280¹C		158,0	Erfindungs-
							0,32	sion	30Min.-(10Min.H050		gemäßer Stahl
		0,65	1,44		33,93	N			Wasserabschrecken
1480	0,28			27,07				Gießen	-	138,5	Vergleichsstahl
1481	0,28			27,07			Extru	1280"C, IStd.	36,8	Vergleichsstahl
					sion	Wasserabschrecken
1482	0,28		27,07		Extru	1280X	121,7	Erfindungs
					sion	30Min.-(10Min.)-1050		gemäßer Stahl
					Wasserabschrecken

Tabelle XIII (Beispiel 4)

Probe Legierungselement (%) Nr.

Typ der Wärmebehandlung
Verarbeitung

Si

Mn Cr

Sonstige

Zeitstand- Bemerkungen

festigkeit

(1050X,

25 kg/mm²)

(Stunden)

1500 0,37 0,34 0,82 27,09 32,93 Co 17,69 Schmie- - 513,6 Vergleichsstahl

W 5,69 den

1501 0,05 0,50 1,59 Γ6.82 33,64 Co 16,36 Schmie- 1150 C, IStd. 40,3 Vergleichsstahl

W 6.02 den Wasserabschrecken

Fortsetzung

Probe Legierungselement (%) Nr.

C Si Mn Cr Ni

	17,69 5,69	Typ der Verarbei tung	Wärmebehandlung	C	Zeitsland festigkeit (1050 C, 25 kg/mm²	Bemerkungen )
	17,69 5,69				(Stunden)
Sonstige	3,26 1,56	Extru sion	1280 C, 30 Min. Wasserabschrecken		52,3	Vergleichsstahl
Co W	3,26 1,56	Extru sion	1280 C 3OMin.-(IOMin.)-lO5O Wasserabschrecken	C	603,7	Erfindungs gemäßer Stahl
Co W	3,26 1,56	Gießen	-		309,6	Vergleichsstahl
W Nb	2,29 2,27	Extru sion	1280 C-, 30 Min. Wasserabschrecken		46,5	Vergleichsstahl
W Nb	2,29 2,27	Extru sion	1280 C 3OMin.-(lOMin.)-IO5O Wasserabschrecken	C	323,5	Erfindungs gemäßer Stahl
W Nb	2,29 2,27	Gießen	-		350,8	Vergleichsstahl
W Mo	2,45 1,97	Extru sion	I28P C, 30 Min. Wasserabschrecken		40.5	Verglcichsstahl
W Mo	2,45 1,97	Extru sion	1280 C 30Min.-(10Min.)-1050 Wasserabschrecken	C	456,8	Erfindungs gemäßer Stahl
W Mo	2,45 1,97	Giel-tn	—		392,1	Vergleichsstahl
Al Ti	5,38 0.45	Extru sion	1280 C, 30 Min. Wasserabschrecken		39,5	Vergleichsstahl
Al Ti	5,38 0,45	Extru sion	1280 C 30Min.-(10Min.)-1050 Wasserabschrecken	C	398,5	Erfindungs gemäßer Stahl
Al Ti	5,38 0,45	Gießen	—		285,7	Vergleichsstahl
Mo N	17,08 7,27 2,33	Extru sion	1280 C, 30 Min. Wasserabschrecken		45,3	Vergleichsstahl
Mo N	17,08 7,27 2,33	Extru sion	1280 C 30Min.-(10Min.)-1050 Wasserabschrecken	C	370,3	Erfindungs gemäßer Stahl
Mo N	17,08 7,27 2,33	Gießen			704,4	Vergleichsstahl
Co W Mo	15,35 5,35 0,94	Extru sion	1280 C, 30 Min. Wasserabschrecken		43,8	Vergleichsstahl
Co W Mo	15,35 5,35 0,94	Extru sion	1280 C 30Min.-{15Min.)-1050 Wasserabschrecken	C	689,9	Erfindungs gemäßer Stahl
Co W Mo	15,35 5,35 0.94	Gießen		765,4	Vergleichsstahl
Co W Nb	Extru sion	1280 C, 30 Min. Wasserabschrecken	47,3	Vergleichsstahl
Co W Nb	Extru sion	1280C 3OMin.-{15Min.)-1050 Wasserabschrecken	883,5	Erfindungs gemäßer Stahl
Co W Nb

1502 0,37 0,34 0,82 27,09 32,93

1503 0,37 0,34 0,82 27,09 32,93

1510 0,32 0,56 1,61 25,96 31,65

1511 0,32 0,56 1,61 25,96 31,65

1512 0,32 0,56 1,61 25.96 31,65

1520 0.29 0,63 1.18 26.24 33.27

1521 0,29 0,63 1,18 26,24 33,27

1522 0,29 0,63 1,18 26,24 33,27

1530 0,31 0,56 1,23 27,77 35,90

1531 0,31 0,56 1,23 27,77 35,90

1532 0,31 0,56 1,23 27,77 35,90

1540 0.28 0,25 1,69 27.83 34,79

1541 0,28 0,25 1,69 27,83 34,79

1542 0,28 0,25 1,69 27,83 34,79

1550 0,38 0,18 0,73 27,40 33,32

1551 0,38 0,18 0,73 27,40 33,32

1552 0,38 0,18 0,73 27,40 33,32

1560 0,30 0,23 1,52 26,94 33,04

1561 0,30 0,23 1,52 26,94 33,04

1562 030 OJ23 1,52 26,94 33,04

23

Fortsetzung

Probe Legieniiigselement (%) Nr.

C Si Mn Cr

Typ der
Verarbeitung

Wärmebehandlung

Ni

Sonstige Zeitstand- Bemerkungen

festigkeit

(1050X,

25 kg/mm²)

(Stunden)

0.27 0,27 1,38 26,79 32,63

0,27 0,27 1,38 26,79 32,63

0,37 0,35 1,40 27,68 32,81

0,32 0,54 1,69 26,80 33,75

Mo
Nb

5,22 2,32 1,02 Gießen -

W 5,22 Extru-Mo 2,32 sion Nb 1,02

W 5,22

Mo 2,32

Nb :,02 Co 15,03

W 4,55

Mo 2,79

Nb 0,95

Co 15,03 W 4,55 Mo 2,79 Nb 0,95

Co 16,89 W 5,39 Mo 2,32 N 0,12

Co 16,89 W 5,39 Mo 2,32 N 0,12 Extrusion

Gießen

Extrusion

388,1

1280 C, 30 Min.
Wasserabschrecken

1280 C 392,6

3OMin.-(I5Min.)-lO5O C

WäSSciäusum ecken

867,2

1250 C, 1 Std.
Wasserabschrecken

1250 C

lStd.-(15Min.)-1050 C
Wasserabschrecken

Gießen

Extru- 1250C, 1 Std.
sion Wasserabschrecken

Extru- 1250⁰C
sion 1 Std.-(15 Min.)-1050 C

Wasserabschrecken

50,6

910,3

656,8

594,3

Vergleichsstahl

42,0 Vergleichsstahl

Erfindungsgemäßer Stahl

Vergleichsstahl

Vergleichästahl

Erfindungsgemäßer Stahl

Vergleichsstahl

45,6 Vergleichsstahl

Erfindungsgemäßer Stahl

Vergleichsbeispiei 1

Ein Stahl gemäß Beispiel 5 der GB-PS 10 91276 50 Beispiel 5 der GB-PS 10 91276 (Stahl A) und des

wurde mit einem erfindungsgemäß behandelten Stahl erfindungsgemäß behandelten Stahls (Stahl B) ist in

verglichen. Tabelle XIV zusammengestellt

Die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß

Tabelle	XlV	Ni	Mn	N	C	Si	Co	B	Fe
Stahl	Cr	16,36 16,02	1,26 1,28	0,0045 0,0051	0,032 0,35	0,008 0,012	0,091 0,096	0,0046 0,0045	Rest Rest
A B	20,15 20,21

Der Stahl A wurde einer Wärmebehandlung bei 1177" C unterworfen und sodann 2 h lang einer AuskoMungsbehandlung ausgesetzt Der Stahl B wurde 30 min auf 1290⁰C erhitzt und sodann im Verlauf von 20 min auf 1050⁰C heruntergekühlt und schließlich mit Wasser abgeschreckt

Die Untersuchung der beiden Stähle ergab ein erheblich besseres Verhalten des erfindungsgemäß behandelten Stahls B hinsichtlich der Mikrostruktur und der Zeitstandfestigkeit gegenüber dem Stahl A gemäB der GIB-PS 10 91 276.

Tabelle XV Vergleichsbeispiel 2

Ein Stahl gemäß (Jer GB-PS 6 47 701 wurde mit einem erfindungsgemäß behandelten Stahl verglichen.

Die chemische Zusammensetzung des Stahls gemäß der GB-PS 6 47 701 ist in Tabelle XV zusammengestellt.

Si

Mn

Ni

Nb

Mo

Fe

0,41

1,12

0,78

24,86

2,52

0,23

2,01

Rest

Der Stahl C wurde einer Wärmebehandlung bei Die Untersuchung der beiden Stähle ergab ein

1200° C 30 min lang unterworfen und sodann mit r> erheblich besseres Verhalten des erfindungsgemäß Wasser abgeschreckt Der Stahl B wurde 30 min auf 1290° C erhitzt und sodann im Verlauf von 3 min auf

1050"C heruntergekühlt und schließlich mit Wasser abgeschreckt.

behandelten Stahls B hinsichtlich der Mikrostruktur und der Zeitstandfestigkeit gegenüber dem Stahl C gemäß der GB-PS 6 47 701.

Hierzu 3 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei Temperaturen Ober 750° C eines austenitischen Chrom-Nickel-Stahlhalbzeuges durch Schmieden, Walzen oder Pressen und anschließendes Lösungsglühen und Abschrecken eines Stahls, bestehend aus 0,1 bis 1% Kohlenstoff, 0,01 bis 3% Silicium, 0,01 bis 10% Mangan, 13 bis 35% Chrom, 15 bis 50% Nickel, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlhalbzeug auf eine Temperatur von 1150° C bis zur Soliduslinie erhitzt und von dieser Temperatur auf 950° C bis 1250° C innerhalb eines Zeitraumes von 5 Sekunden bis zu einer Stunde so heruntergekühlt wird, daß nach dem anschließenden Abschrecken an den Korngrenzen Carbidausfällungen mit einem Korngrenzenbesetzungsverhältnis von mehr als 5Ou vorhanden sind.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl verwendet wird, der zusätzlich mindestens bis 30% Kobalt, bis 10% Wolfram, bis 10% Molybdän, bis 5% Niob, bis 5% Titan, bis 5% Aluminium und/oder bis 0,5% Stickstoff enthält