DE2703756A1

DE2703756A1 - Austenitischer nichtrostender stahl mit hohem mo-gehalt

Info

Publication number: DE2703756A1
Application number: DE19772703756
Authority: DE
Inventors: Hasse Prof Fredriksson; Jan Dr Ing Fridberg; Mats Liljas
Original assignee: Avesta Jernverks AB
Current assignee: Outokumpu Stainless AB
Priority date: 1976-02-02
Filing date: 1977-01-29
Publication date: 1977-08-04
Also published as: DE2703756C2; SE411130B; JPS5761104B2; IT1076956B; SE7601070L; FR2339679B1; GB1531184A; AT384625B; FR2339679A1; ATA58177A; US4078920A; JPS5295524A; SE411130C

Description

RAFrAYABOCTKRO 27Ö3756 PATENTANWÄLTE HAMBURG - MDNOHEN DlPL-INa VINOINZ ν. NAPFAV

2/. Januar 1977 oipl.-ohem.dr.man·o.boetcr·

POSTADRESSE: POSTFACH 4100 eOOO HAMBUMS I

Anmelder: Aveβta Jernverks Aktiebolag Pack, S-77¹» Ol Avesta, Schweden Austenitischer nichtrostender Stahl mit hohem fto-Gehalt

Die chemische Industrie verlangt nichtrostende Stähle von ständig höherer chemischer Beständigkeit. Zur Befriedigung dieser Ansprüche wurden viele* mehr oder weniger teure, Legierungen entwickelt. Legierungen auf Eisenbasis sind, wenn eine ausreichende chemische Beständigkeit erzielt werden kann, im allgemeinen die billigste Alternative. Es ist eine allgemein bekannte Tatsache, daß Molybdän in dieser Hinsicht eine sehr günstige Einwirkung auf die Beständigkeit der nichtrostenden Stähle geggen allgemeine Korrosion und Loch» fraß hat. Die Entwicklung geht deshalb zu immer höheren Molybdängehalten, und austenitische Stähle mit Ober S% Molybdän sind heute bereits Gegenstand der Prüfung.

Die Stähle mit hohem Molybdängehalt, die heute im Handel erhältlieh sind oder sich im Einführungsstadium befinden, sind alle durch einen verhältnismäßig hohen Nickelgehalt gekenn- . zeichnet, der im Normalfall 2S-IO Gewichtsprozent beträgt.Di« im allgemeinen hohen Lepierungsgehalte, und insbesondere der hohe Molybdängehalt, in diesen Stählen bringen beträchtlich· Herstellungsprobleme mit sich, da die Warmbearbeitbarkeit der Stähle beeinträchtigt ist. Der Ausschuß aufgrund von Rißbildung beim Walzen des Materiales ist hoch« und der Ertrag infolgedessen gering.

KANZLEI: OEFFOKEN8TRAS8E β · TELEFON ι CO4OJ 47 βθ ββ · TELEeRAMMBfPATFAV₁HAMBUR*

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Diese Verschlechterung der Warmbearbeitbarkeit bei hohen Molybdangehalt tritt vor allen-, bei den aastenitischtn 'nichtrostenden Stahlen ein. Die Ursache lie^t einerseits in Lösungs-r härtung aufgrund des hohen Legierunrsgehaltes und andererseits darin, daß Molybdän den L'if fusionskoef f izienten senkt und auch die Rückkristallisierung hemmt. Außerdem kennen versprcdende Phasen, wie z.B. Sipma- Phase, zu einer erhöhten Rißbiidungsneigung des Materiales beitraren. Es hat sich jedoch nach einer sehr umfassenden Forschungsarbeit nun als möglich erwiesen, einen nichtrostenden Stahl zu erzeugender den Forderungen der chemischen Industrie an chemische Beständigkeit in hohe⁷?. Grade genügt, und der gleichzeitig gute V/armbearbeitbarkeitseigenschaften hat. Das Ausgangsmaterial war ein handelsmäßiger vollaustenitischer Stahl ir.it 20% Cr, 25% Ni und 4,5% Mo. Das ist ein hochlegierter, sehr korrosionsfester Stahl, der jedoch auch schwer walzbar ist. Aufgrund des hohen Mi-Gehaltes wird bei Erstarrung primär Austenit aus der Schmelze ausgeschieden. Da hierdurch Cr und insbesondere Mo in der Schmelze immer stärker angereichert werden, wird am Schluß des Erstarrens eine interdendritische Ausscheidung von c -Ferrit erhalten, der bei niedrigeren Temperaturen durch eine eutektoide Reakticn in μ + \/ -Phase überseht. Molybdän weitet den Existenzbereich der Sigma-Phase zu höheren Temperaturen' aus, und auch im warmbearbeiteten Gefüfe kann Sigir.a-Phase in den Korngrenzen ausgeschieden werden. Die Sprödheit der Sigma-Phase ist, wie bereits erwähnt, einer der Gründe, weshalb dieser Stahltyp relativ schwer zu walzen ist. Ungeachtet dieser schwierigen Probleme wurde es vom Korrosionsgesichtspunkt als wertvoll und interessant erachtet, die Möglichkeit einer weiteren Erhöhung des Mo-Gehaltes in austenitischen Stählen zu untersuchen. Kierbe: zeigte es sich, daß von den untersuchten Stählen gem. nachstehender Tabelle 1 die Stähle mit hohem Mi-Gehalt eine völlig austenitische Erstarrung hatten, während Stahl mit niedrigem Ni-Gehalt mit einer primären Ausscheidung von Ferrit aus der Schmelze, und infolgedessen verminderten Seigerungen, erstarrte·

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Ein zuvor für nichtrostende Cr-Ni-Stähle nicht beobachteter interessanter Effekt war, daß Stahl mit Ni-Gehalten in einem dazwischenliegenden Intervall durch eine gleichzeitige Ausscheidung von Ferrit und Austenit aus der Schmelze erstarrt.

Die vorliegende Erfindung, die einen austenitischen nichtrostenden Stahl mit hohem Molybdän-, Chrom- und Nickelgehalt sowie guter Warmbearbeitbarkeit und Korrosionsbeständigkeit betrifft, und der außerdem einen niedrigen Gehalt von Kohlenstoff sowie normale bis hohe Gehalte von Mangan, Silicium, Kupfer und Stickstoff sowie den Rest Eisen mit gewöhnlichen Verunreinigungsstoffen aufweist, zieht aus diesem Erstarrungsverlauf Vorteil. Der Stahl ist dadurch gekennzeichnet, daß er folgendes enthält:

	0,080 ^!	Vorzugsweise:	- 0,030
von Spuren bis zu	2,0 1	0,005	- 1,0
0,2	0,8 5	0,2	- 0,5
0,1	0,25 \	0,3	- 0,22
0,06	25 1	0,06
17	10,0 1
6,0	2 1		- 1.2
0		O.U
	i> C
k Mn
b Si
i Ν
k Cr
k Mo
i Cu

sowie einen optimalen Gehalt von Ni zwischen 15 und 21%, der im Verhältnis zu übrigen Zusätzen so abgestimmt ist, daß die Legierung aus der Schmelzphase als Austenit-Ferrit erstarrt. Die Zusammensetzung des Stahles soll gem. der Erfindung außerdem folgende Bedingung erfüllen, um die obige Erstarrungsfolge zu bewirken:

₁ „ Λ Cr + % Mo + 1,5 % Si * \ -

Ni + 0,5(%Cu + %Mn) + 30 % C + 10 % N

Beschreibunp der Zusätze

Kohlenstoffgehalte von über 0,03% sollen in unstabilisierten Stählen wegen derer ungünstigen Einwirkung auf die Korrosionsbeständigkeit vermieden werden. Es ist jedoch aus herstellungs-

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technischen Gründen nicht immer möglich, den Kohlenstoffgehalt im Stahl unter 0,03% zu halten. Ein Höchstgehalt von 0,080% kann deshalb hingenommen werden.

Mangan wird in einer Menge zugesetzt,die nicht unter 0,2% liegen darf, um nicht die Warmbearbeitbarkeit und das Schweißverhalten zu gefährden, die jedoch höchstens 2,0%, vorzugsweise aber höchstens 1,0%, betragen soll, da die hohen Mangangehalte die Neigung haben, die Lochfraßeigenschaften in diesem Stahltyp zu verschlechtern.

Der Siliciumgehalt unterschreitet normal nicht 0,1%. Ein etwas niedrigerer Gehalt von z.B. 0,5% Si kann jedoch zugelassen werden. Aufgrund der Neigung von Silicium, die Ausscheidung intermetallischer Phasen zu begünstigen, wird jedoch ein ziemlich niedriger Stand von 0,3 - 0,5% bevorzugt. Der zulässige Höchstgehalt ist aus genannten Gründen 0,8%.

Stickstoff ist in vorliegender Erfindung ein wesentlicher Legierungsstoff, aufgrund seiner starken Fähigkeit, das austenitische Gefüge zu stabilisieren, ohne in gleich hohem Grade das Erstarren zu beeinflussen. Die Wirkung von Stickstoff wird unter 0,06% als gering angesehen, und bei Gehalten über 0,25% treten Probleme beim Gießen auf. Deshalb wurden die Grenzen auf 0,06 - 0,25% gelegt, vorzugsweise jedoch auf 0,06-0,22%.

Chrom ist der primäre Zusatz, um den Stahl Korrosionsbeständigkeit zu geben. Gehalte unter 17% sind für die Erzeugung eines nichtrostenden Stahles mit guten Korrosionseigenschaften nicht zufriedenstellend. Bei hohen Chromgehalten erhöht sich die Gefahr der Ausscheidung von Ferrit und Sigma-Phase, so daß der Gehalt, auch wenn es wünschenswert wäre, 25% nicht überschreiten soll.

Molybdän hat, wie eingangs bereits erwähnt, einen sehr günstigen Effekt, da es die Gefahr von Lochfraß vermindert und eine erhöhte Korrosionsbeständigkeit in nicht oxydierenden Säuren bewirkt. Versuche haben gezeigt, daß eine markante Verbesserung eintritt, wenn der Gehalt 5% überschreitet. Herstellungsmäßig nehmen jedoch die Probleme mit dem Molybdängehalt beträchtlich zu, so daß 10% eine praktische obere Grenze ist.

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Zusätze von Kupfer bis zu 2% haben pezeigt, daß sie die Korrosionsbeständigkeit in gewissen Säuren verbessern. In nichtrostenden Stählen mit hohem Molybdängehalt ist die Wirkung am größten in einem verhältnismäßig enpen Gehaltsbereich, vorzugsweise 0,4 - 1,2%. Die Einwirkung von Kupfer auf die Eigenschaften im übrigen ist unbedeutend.

Nickel ist der Hauptzusatz, um dem Stahl ein austenitisches Gefüge zu verleihen. Die Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß der Nickelgehalt außerdem zur Steuerung der Erstarrung ausgenutzt wird, so daß Austenit und Ferrit gleichzeitig aus der Schmelze kristallisieren. Um dies zu erreichen, muß der Nickel-Rehalt im Verhältnis zu übrigen Zusätzen so abgestimmt werden, daß der obigen Gleichung (1) genügt wird. Die so für Nickel erhaltenen Grenzen sind 15-21%.

Ein Zusatz von Mischnetall entsprechend einen Ceriumgehalt von höchstens 0,10%, vorzugsweise 0,01-0,06%, hat gezeigt, daß er die Warmbearbeitbarkeit des Materiales noch zusätzlich verbessert.

Der nichtrostende Stahl nach der Erfindung mit der obigen grundlegenden Zusammensetzung kann ggf. einen oder beide der folgenden Zusätze enthalten, um auf eine ähnliche Weise die Bearbeitbarkeit zu erhöhen

0,01 - 0,3 % Al
0,0001 - 0,01 % B .

Außerdem können einer oder mehrere karbidbildende Stoffe wie Hb, Ta, Ti, V, V/ und Zr dem Stahl in einer Menge zugesetzt werden, die insgesamt 1% nicht überschreitet.

Die vorstehend beschriebene Erstarrung hat gezeigt, daß sie ein Seiperunrsbild mit sich bringt, das bezüglich Warmbearbeitung bedeutend günstiger ist als bei einer vollaustenitischen Erstarrung.

Um ein Maß der Warmbearbeitbarkeit von verschieden zusammengesetzten Cr-Ni-Mo-Stählen zu erhalten, wurden mit Material in gegossenem Zustand Warmzugversuche ausgeführt. Der Warmzugversuch hat sich nämlich als eine geeignete Laboratoriumsmethode für die Beurteilung erwiesen, wie das Material sich während Warmbearbeitungsvorgängen im Großmaßstab verhält.

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Die Zusammensetzung der untersuchten Legierungen geht aus der nachstehenden Tabelle 2 hervor. Die Versuche wurden im Temperaturbereich 1000-1300⁰C mit einer Dehnungsgeschwindigkeit von ca. 100 %/Sekunde ausgeführt. Als Maß für die Warmduktilität wurde die Einschnürung angewendet.

Die Erfindung wird zwecks weiterer Verdeutlichung nachstehend unter Hinweis auf die beigefügten Zeichnungen veranschaulicht, von denen

Fig. 1 ein Diagramm ist, das den Gehaltbereich für einige Stähle gem. der Erfindung zeigt, und

Fig. 2 ebenfalls in Diagrammform das Ergebnis von Warmzugversuchen mit einigen Stählen gem. der Erfindung zeigt.

Fig. 1 veranschaulicht den Gehaltbereich für Stahl gem. der Erfindung mit folgenden Gehalten:

Si	= 0	,2 %
Mn	= 0	,5 %
C	= 0	,02 %
Cu	= 0	,5 %
N	= 0	,08-0,18 %

sowie Gehalten von Cr + Mo, die gem. der angegebenen Skala auf der Abszisse variieren, und dem Ni-Gehalt nach der angegebenen Skala auf der Ordinate.

Fig. 2 zeigt die Einwirkung von Mi auf die Warmduktilität von Stahl mit 20% Cr, 6% Mo und 0,1% N. Aus dem Diagramm geht klar hervor, daß eine Senkung des Ni-Gehaltes von 25% auf unter 20% eine markante Verbesserung der Warmduktilität mit sich bringt. Sowohl der absolute Stand als auch der Temperaturintervall, in dem das Material bearbeitbar ist, werden durch einen niedrigeren Mi-Gehalt verbessert.

Auch unter Berücksichtigung einer unvermeidlichen Streuung der Resultate besteht eine deutliche allgemeine Tendenz zu besserer Warmduktilität, wenn der Ni-Gehalt von 25% auf 15-21% gesenkt wird.

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Die parallel vorgenommenen Erstarrungsuntersuchungen (siehe Tabelle 1) erklären dies damit, daß mit einem sinkenden Ni-Gehalt ein Übergang von einer austenitischen Erstarrung mit kräftigen Seigerungen und Korngrenzenausscheidungen zu einer ferrit/austenitischen Erstarrung mit geringeren Seigerungen und Korngrenzenausscheidungen erfolgt. Für einen Stahl mit 20% Cr und 6-9% Mo scheint es einen optimalen Ni-Gehalt von ca. 17-21% zu geben, wo die V.'armduktilität am höchsten ist. Durch erfindungsgemäßes Anpassen des Ni-Gehaltes an einen niedrigeren optimalen Stand als in den herkömmlichen nichtrostenden Stählen mit hohem Mo-Gehalt wird eine ferrit/austenitische Erstarrung bewirkt, die ein für diese Stähle geeigneteres Warmbearbeitungsgefüge mit weniger Ausschuß ergibt. Umfassende Untersuchungen von Phasendiagrammen zeigen, daß einem Stahl mit gem. der Erfindung angegebenen Ni-Gehalten nach Glühen bei 1O5O-115O°C durch Einlegierung von Stickstoff in Gehalten, die zwischen 0,06% und 0,25%, vorzugsweise 0,06% und 0,22%, schwanken, ein vollaustenitisches Gefüge gegeben werden kann.

Der nichtrostende Stahl nach der vorliegenden Erfindung kann somit in einem völlig herkömmlichen ProduktionsprozeS erzeugt werden, der Schmelzen in einem gewöhnlichen Stahlofen, Gießen in Kokillen, Hiederbrechen des Gießgefüges durch V/alzen oder Schmieden, fortgesetzte Warm- oder Kaltbearbeitung zu Blechen oder Stäben sowie Glühen und Beizen einschließt.

In Tabelle 3 und U werden Beispiele von Eigenschaften von Stählen gem. der vorliegenden Erfindung gegeben, die nach den vorstehend beschriebenen Verfahren erzeugt sind, und mit den Eigenschaften herkömmlicher Stähle verglichen.

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Tabelle

~mO'

Legierung Nr. Typ der Erstarrung ■ aus der Schmelze

2 3 Jl

7 8

9 10 11 12 13 I'l 15 16 17 13 19 20 21 22 23 2'» 23 26 27 28 29 30 V 32 33 3'« 33 30 37 33 .39 «0 Ίι Ί2

»5 'ιό

Si

£ Cr

Mo

O.'lO

Il If Il

Ο,Ίο

o,oo6 0,037 0,009 0.1.? Ί

20,0

Il

23,7

0,02

Vollaustenitisch

Il Il

■I ■I Il

0.Ί5

Il

•I

0,005

0, I'l

0,005

0,073

0,011

O.o'i 9 0,069

0. 1^1

20, U 20,3

20,3

20,0 20,0 20,0 20.0

15,7 '5,7 21,0 21,0 2'l,3 2-Ί , 3

2-Ί, 3

2, 88 3.O0 3.0S 2,66 2,66 2,66 2.66

Primär austenitisch

Il

Vollaustenitisch

Il Il

(I Il

0,'i2

0./.3

0, K)

0,005

0,09

0,00p 0,09

0,0°»

0,005

0,

0,005

0,07

0,01

Ο,Ο'ι

0,0/

18,0 20,-'» 20, Ί 20, Ί 20, h 18,9

20,3

20,3 '9,8 10,8 20,0 20,0 20,0 2Ο.Ο

16,0

IK.0

18,0

21,/·

21,/,

21,/.

22,5

22,5

2·Ί,8

2h, 8

2'i.a

0, ·Μ 6,26 6,26 6,17 6,I₇ 6,.?3 6,26 6,26

"5.7Ί 5.7'·

Primär ferritiseh

Primär austenitisch

VoI laus ten-it is ch Primär austenitisch Vollaustenitisch

0,32 0,36

•ι

0,6 0,22

O.'»9

■ η

Ο,'ιΟ 0,/if? 0,'«5

0,11

1, It)

0,005 0,005

0.09-Ί

0, ii»

0,005

0,005 0,005

0,092 O₁OO₇

o,o.?3 Ο,Ο'ι 0,156 0.157 0,005 0,005 0,03

0,03 0,03 ο, oo Ί

'9.7

'9,6

19,8

IQ, 8

20,0

20,2

20,8

10,6

19.6

'9.6

19,6

Γ(>,6

18. U

'7.1»

10,9

«3.7

Γ-Ϊ.0 ΙΌ, O

10, * '5.2 '5.·'« '8.3 20,0 20,·Ί 21,3 21.3 2.5.3 25.3 25,3 2 5.3 25,P :>ο,5 33.5 25..? 25,8 25,·Ί

•0,3 9.« ιο,ο 10,0 9.0 9.8 9,9^ 9,92 Η JyI HJA Ά,6>, 8,6>ι

8,95 9.3 9.6 10,8 Ό,3 9.9

Vollferritisch

Primär ferritisch

Primär austenitisch

Vollaustenitisch

Primär austenitisch

ι,

709031/077 7'

Tabelle 2 ' · ■

• Zusammenstellung von Chargenanalysen für in Warmzugversuchen geprüfte Legierungen . . ·

Lepierunp;	0,015	i> Cr	2h	j\'i	£ Mo	i> ν
Nr.	0,020	20,1	Zh	,8	3.2.	0,055
51	0,OU	20,2	2h	.8	5,9	0,062
52	0,013	I7.5	25	.2	6,0	0,05'»
53	0,018	22,9	25	.2	6,3	0,063
5'·	0,019	22,7	25	.1	6,2	0,063
55	0,023	20,3	2h	.0	5,7	O.IO9
56	0,018	20,7	25	,5	5,7	0,15^
57	0,016	20,2	25	,5	8,5	0,053
.58	0,012	18,2	2h	./. ·	8,7	O,6'i9
59	0,019	19,5	25	,3	9,2	0,060
60	0,013	20,3	25	,5	8,8	0,108
61	0,018	20,6	25,	,6	8,8	0,i/i5
C2	0,010	20,6	20,	,8	9.0	" 0,157
Cl	0,015	19,1	2O₁	,6	9,1	Ο..Ο33
Ch	0.017	I9.5	16,	,5	6,3	0,096
65	0,015	20,2	17,	9	6.3	0,0-'«0
CC	0,015	20,2'	17.	3	6.2	0,093
Cl	O.Ol'i	20.3	'S,	1	6.3	0.1Ί9
68	0,013	20,'»	15.	2	6.Ί	• ο,σ'»ο
69	0,015	20,2	»5.	3	6.3	0,090
70	0,013	20,2	15,	1	6,1»	0,136-
7»	0.013	20,2	35,	h	9.3	0,033
72	0,016	20,2	20,	8	8,7	Ο,Ο'ιΟ
73	0.013	19,*	18.	1	6,0	0.0'«9
7'·	O₁Ol-¹I	19.8	18,	7	6,0	0.05.?
75	0.0:3	19.9	18.	9	6.1	0,050
76	0.015	20,0	17.	9	6.2	ο,οεβ
77		I9.6		3	6.1	0.030
70

Übrige

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Tabelle 3

Durchbruchspotentiale für austenitische nichtrostende Stähle in IM NaCl mit wechselnden Molybdängehalten.

mV/SCE

Nr. Legie- C Si Mn Cr Ni Mo Cu N °C

rungs- 50 70

typ

A 316 L 0,030 0,5 1,5 17,5 13,0 2,7 0,1 0,050 100

B 317 L 0,030 0,5 1,5 18,5 IU,S 3,5 0,1 0,10 330

C 20/25/4,5CU 0,018 0,46 1,55 20,3 24,7 4,4 1,62 0,033 420

D 20/25/6 0.037 0,81 1,81 20,5 24,6 6,3 0,10 0,040 885

E 20/25/6Cu 0,020 0,38 1,51 20,2 24,4 5,7 1,62 0,129 950 .375

Γ 20/25/8Cu 0,028 0,48 1,52 20,8 24,4 8,2 1,60 0,311 950

G 18/35/8Cu 0,013 0,28 0,26 17,6 34,8 8,3 1,45 0,006 945

H 20/18/6 0,026 0,43 0,89 20,2 18,0 6,3 0,06 0,095 835 820

I 20/18/6Cu 0,034 0,45 0,89 20,1 18,3 6,4 0,99 0,090 945 860

J 20/18/6Cu

niedrip. Mn 0,013 0,36 0,57 19,7 18,3 6,2 1,01 0,192 900

K 20/18/6
niedrig Cu

niedrig Mn 0,014 0,47 0,47 19,5 18,3 6,0 0,53 0,205 925

L 20/20/7,5
niedrig Cu

niedriR Mn 0,013 0,41 0,52 19,9 20,2 7,4 0,55 0,196 925

Molybdän hat, wie die Tabelle zeigt, eine starke positive Einwirkung auf das Durchbruchspotential. Die Legierungen A-B sind säurefeste Standardstähle mit mäßigen Molybdängehalten und vergleichsweise niedrigen Durchbruchspotentialen. Die Gruppe C-G sind Stähle mit hohen Mo- und Ni-Gehalten mit hohen Durchbruchspotentialen. Die Legierungen H-L sind Stähle gem. vorliegender Erfindung, gekennzeichnet durch vergleichsweise niedrige Ni-Gehalte. Die Durchbruchspotentiale der letzteren liegen völlig im Niveau mit denen für StShIe mit hohen Ni-Gehalten.

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Tabelle 4 Korrosionsgeschwindigkeiten in einigen Säuren

a) Technische Phosphorsäure 80 C

Nr. Leßie- C Si Mn Cr rungstyp

Ni .Mo Cu K Elektrochemischer Zustand

B 317 L 0.030 0,5 1,5 18,5 IU,5 3,5 0,0 0,10 aktiv

C 10/25/4,SCu 0,013 0,27 1,62 21,8 23,9 4,4 1,3 0,040^:unstabil· »

passiv

H 20/18/6 0,026 0,43 0,89 20,2 18,0 6,3 0,1 0,095 stabil

passiv

I 20/18/6Cu 0.03U 0,45 0,89 20,1 18,3 6,U 1,0 0,090 stabil

passiv

b) 20 % Schwefelsaure 70°C

A 316 0,039 0,40 1,58 16,8 11,6 2,7 0,12 0,0Ul aktiv aktiv B 317 0,032 0,38 1,82 18,9 IU,4 3,6 0,16 0,120 unstabil

passiv unstabil passiv

C 20/25/4,5Cu 0,013 0,27 1,62 21,8 23,9 4,9 1,3 0,040 passiv

unstabil passiv

H 20/18/6 0,026 1,43 0,89 20,2 18,0 6,3 0,1 0,095 passiv

stabil passiv

I 20/18/6Cu 0,034 0,45 0,89 20,1 18,3 6,4 1,0 0,090 passiv

stabil passiv

Vor Aktivierung Nach Aktivierung in FICl

Die Tabelle gibt an, daß Stähle gem. vorliegender Erfindung in untersuchten Säuren stabil passiv sind, während die handelsüblichen Stähle unstabil passiv oder aktiv sind. Der stabil passive Zustand bedeutet meistens Korrosionsgeschwindigkeiten von unter 0,1 nun/Jahr.

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Claims

Patentansprüche

1. Austenitischer nichtrostender Stahl mit hohem Molybdän-, Chrom- und Nickelgehalt und guter Warmbearbeitbarkeit und Lochfraßbeständigkeit, der außerdem einen niedrigen Gehalt von Kohlenstoff sowie normale bis hohe Gehalte von Mangan, Silizium, Kupfer und Stickstoff sowie den Rest Eisen mit üblichen Verunreinigungsstoffen enthält, dadurch gekennzeichnet, daß er

von Spuren bis 0,080 % C

0,2 - 2,0 % Mn 0,1 0,8 % Si 0,06 0,25 % N 17 25 % Cr 6,0 10,0 % Mo 0 2 % Cu

sowie einen optimalen Gehalt von Ni zwischen 15 und 21% enthält, der so abgestimmt ist, daß die Legierung aus der Schmelzphase als Ferrit-Austenit erstarrt, und die Gehalte der Bestandteile außerdem folgendes Verhältnis erfüllen:

ι 9 *} ^Cr ♦ * ^Mo* Ii5 % Si
⁹

% Ni ♦ 0,5(%Cu + %ran) + 30 % C + 10 % N

2. Stahl nach Anspruch 1,dadurch gekennzeichnet, daß er vorzugsweise enthält

0,005 - 0,030 % C 0,2 1,0 % Mn 0,3 0,5 % Si 0,06 - 0,22 % N 17 25 % Cr 6,0 10,0 % Mo 0,4 1,2 * Cu 15 21 * Mi

und der Ni-Gehalt gem. den in Anspruch 1 angegebenen Bedingungen abgestimmt ist.

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ORIGINAL INSPECTCD

3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2,dadurch gekennzeichnet, daß er max. 0,10 % Ce, vorzugsweise 0,01-0,06%, vom Mischmetallzusatz zur Schmelze stammend, enthält.

4. Stahl nach Anspruch I₁ 2 oder 3,dadurch gekennzeichnet, daß er einen oder beide der Zusätze

0,01 - 0,3 % Al
0,0001 - 0,01 % B
enthält.

5. Stahl nach Anspruch 1,2,3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß er außerdem einen oder mehrere karbidbildende Elemente von Nb, Ta, Ti, V, W und Zr in einer 1 % nicht übersteigenden Gesamtmenge enthält.

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