DE2718767A1

DE2718767A1 - Geschweisster gegenstand aus einem im wesentlichen ferritischen nichtrostenden stahl

Info

Publication number: DE2718767A1
Application number: DE19772718767
Authority: DE
Inventors: Jerome Patrick Bressanelli; Kenneth Elmer Pinnow
Original assignee: Crucible Inc
Current assignee: Crucible Materials Corp
Priority date: 1976-04-27
Filing date: 1977-04-27
Publication date: 1977-11-10
Also published as: SE7704806L; US4119765A; JPH0244896B2; NL175645B; NL7704567A; GB1565419A; FR2349659B1; NL175645C; JPS57114639A; SE439498B; DE2718767C2; JPS52131915A; FR2349659A1

Description

Nichtrostende Stähle werden in der chemischen Industrie, der petrochemischen Industrie und im Bereich der Energieerzeugung vielfach verwendet und in diesen Bereichen ist eine steigende Nachfrage zu verzeichnen. Außerdem ist für die Zukunft mit einem beträchtlichen Bedarf an nichtrostendem Stahl im Bereich der Kernenergieerzeugung, der Raffinerieausrüstungen, der Entsorgungseinrichtungen schlechthin sowie für Zwecke der Kohlevergasung und -verflüssigung zu rechnen. Da in den genannten Technologiezweigen zahlreiche Wärmetauscher verwendet werden, werden Rohre und Leitungen aus nichtrostendem Stahl in größeren Mengen als bisher benötigt. Üblicherweise werden die für diese Zwecke ausgewählten Rohre oder Rohrlei- tungen mit Hilfe des autogenen Schweißens aus gewalztem Bandmaterial hergestellt. Selbst in Fällen, wo nahtlose (nichtgeschweißte) Rohre oder Rohrleitungen verwendet werden, werden die Rohre sehr häufig bei der Montage geschweißt oder verschweißt, was beispielsweise dann erfolgt, wenn die Wärmetauscherrohre in das Gesamtsystem eingefügt werden. Die Schweißbarkeit der für Rohre, Rohrleitungen und andere Schweißteile benutzten rostfreien Stähle ist demzufolge eine ausschlaggebende wichtige Eigenschaft.

Zur Verwendung in der chemischen oder petrochemischen und vergleichbaren Industrien ausgewählte Schweißteile aus nichtrostendem Stahl müssen sich eine gute Beständigkeit gegen Lochfraßkorrosion (Grübchenkorrosion), Innenrißbildung und Spannungsrißkorrosion mit einer Vielzahl von mechanischen Eigenschaften, wie einer guten Bearbeitbarkeit, guter Festigkeit, guter Zähigkeit und guter Duktilität vereinen. So muß z.B. die Charpy-V-Nut-Übergangstemperatur derartiger Schweißteile unterhalb der Raumtemperatur, d.h. unterhalb von 0°C liegen, um Sprödbruch während schlagartiger Beanspruchungen bei der Herstellung oder im Betrieb zu vermeiden. Diese Eigenschaften sind unabhängig davon von Bedeutung, ob der Verwendungszweck ein Schweißen beinhaltet oder nicht. Bei den meisten nichtrostenden oder rostfreien Stählen sind jedoch spezielle Maßnahmen erforderlich, um ein Beibehalten dieser Eigenschaften auch im geschweißten Zustand zu gewährleisten. Schweißteile aus nichtrostendem Stahl sind beispielsweise im allgemeinen weit anfälliger gegen intergranulare (Korngrenzen-) oder Spannungskorrosion als andere Erzeugnisse und demzufolge muß die Zusammensetzung von zu verschweißenden nichtrostenden Stählen stärker kontrolliert werden als dieses bei Sorten erforderlich ist, die nicht geschweißt werden. Außerdem zeigen Schweißungen aus nichtrostendem Stahl häufig eine weit geringere Duktilität und Kerbzähigkeit als das nichtverschweißte

Basismaterial und aus diesem Grunde muß besondere Aufmerksamkeit der Zusammensetzung von nichtrostenden Stählen gewidmet werden, die für Schweißkonstruktionen und dergleichen bestimmt sind. Soll ein nichtrostender Stahl für Schweißungszwecke in Betracht kommen, so muß er außerdem beim Schweißvorgang mit einem Mindestmaß an Schwierigkeiten verarbeitbar sein und muß das Schweißteil nach der Schweißung frei von Fehlern, wie Lunkern oder Rissen sein.

Trotz ihrer höheren Kosten werden die austenitischen nichtrostenden Stähle gegenüber den ferritischen nichtrostenden Stählen für eine Schweißung beinhaltende Anwendungszwecke bevorzugt, was in erster Linie auf ihre überlegene Zähigkeit, Duktilität, Verformbarkeit und Korrosionsbeständigkeit im Schweißzustand zurückzuführen ist. Viele der herkömmlichen chromreichen ferritischen nichtrostenden Stähle, wie die Stähle gemäß AISI-Typenreihe 442 und 446, besitzen im geglühten Zustand gute mechanische Eigenschaften und Korrosionsbeständigkeiten, werden aber vom Handel aus dem einen oder anderen der vorstehend genannten Gründe als für Schweißungszwecke ungeeignet bezeichnet. So ist z.B. der Stahl gemäß AISI 446 nach dem Schweißen äußerst anfällig für Sprödbruch und intergranulare Korrosion und ist eine Verwendung im geschweißten Zustand unumgänglich, so muß dieser Stahl nach dem Schweißen geglüht werden, um die Korrosionsbeständigkeit wieder herzustellen und um die mechanischen Eigenschaften zu verbessern. Außerdem ist die Korrosionsbeständigkeit der Stähle gemäß AISI 446 selbst im geglühten Zustand unzureichend für eine Verwendung unter Meerwassereinwirkung, was auf die äußerst starke Grübchenkorrosion oder Innenrißbildung und bei manchen chemischen Umgebungen auf einen übermäßigen Allgemeinangriff in stark reduzierenden sauren Medien, wie in anorganischen Säuren zurückzuführen ist. Erfindungsgemäß wurde jedoch gefunden, daß chromreiche ferri- tische Stähle mit innerhalb der erfindungsgemäßen Grenzen liegender Zusammensetzung eine außerordentliche Korrosionsbeständigkeit sowie ausgezeichnete mechanische Eigenschaften im geschweißten Zustand besitzen.

Es ist in der Fachwelt wohlbekannt, daß durch Verminderung der Kohlenstoff- und Stickstoffgehalte der chromreichen ferritischen Stähle, wie solcher gemäß den AISI-Typen 442 und 446 eine wesentliche Verbesserung ihrer Kerbzähigkeit sowie ihrer Beständigkeit gegen Sprödbruch und intergranulare Korrosion nach dem Schweißen oder nach der Wärmebehandlung erreicht wird. So ist beispielsweise der US-Patentschrift 2 624 671 zu entnehmen, daß Legierungen mit Chromgehalten von 25 bis 30 % relativ zäh sind, sofern der Gehalt an Kohlenstoff plus Stickstoff weniger als etwa 0,025 % beträgt. Von den Erfindern vorliegender Anmeldung wurde jedoch gefunden, daß noch niedrigere Kohlenstoff- und Stickstoffgehalte in der Größenordnung von jeweils 0,003 % erforderlich sind, um deren Anfälligkeit für den intergranularen oder Korngrenzenangriff nach dem Schweißen zu eliminieren. Die Herstellung von chromreichen ferritischen Stählen mit derart niedrigen Gehalten an Kohlenstoff und Stickstoff ist jedoch äußerst schwierig und die erforderlichen Verfahrensmaßnahmen sind technisch kaum oder nur unter Aufbringung sehr hoher Kosten zu realisieren.

Die Titan- oder Niob-Stabilisierung ist ein weiteres wohlbekanntes Verfahren zur Herabsetzung der Anfälligkeit der chromreichen ferritischen Stähle gegen den Korngrenzenangriff. Außerdem ist diese Stabilisierung in der Praxis besser und wirtschaftlicher auszuführen als eine Verminderung der Gehalte an Kohlenstoff und Stickstoff, weil sie bei Kohlenstoff- und Stickstoffgehalten wirksam ist, die mittels herkömmlicher Schmelz- und Frischmethoden erreich- bar ist. Von den Erfindern vorliegender Anmeldung wurde jedoch gefunden, daß die Titan- und/oder Niob-Stabilisierung der chromreichen ferritischen nichtrostenden Stähle während des Schweißens zur Rißbildung führen kann oder die Verformbarkeit ernstlich verringert, sofern die Zusammensetzung dieser Stähle, insbesondere im Hinblick auf den Kohlenstoff- und/oder Stickstoffgehalt, nicht innerhalb bestimmter kritischer Grenzen gehalten wird.

Molybdän verbessert spürbar die Beständigkeit der chromreichen ferritischen nichtrostenden Stähle gegen Grübchenkorrosion und Innenrißkorrosion und wird den in Rede stehenden Stählen zu diesem Zweck zugesetzt. Molybdän ist auch äußerst nützlich in den erfindungsgemäßen Schweißteilen, aber es wurde gefunden, daß sich Molybdän bei Gehalten oberhalb eines kritischen Grenzgehaltes mit Chrom, Titan, Niob, Silicium und Eisen während des Schweißens oder Verarbeitens unter Ausbildung einer schädlichen zweiten Phase verbindet, wie einer Alpha'- oder Tau-Phase, welche die Kerbzähigkeit beträchtlich herabsetzen. Wegen des Vorliegens von Titan und Niob ist die kritische Menge an Molybdän, die zur Ausbildung der Alpha'- oder Tau-Phase in den erfindungsgemäßen stabilisierten Schweißteilen führt, geringer als bei nichtstabilisierten ferritischen nichtrostenden Schweißteilen, die vergleichbare Chrom- und Siliziumgehalte aufweisen.

Nickel ist ein starker Austenitbildner, aber wie den US-Patentschriften 3 837 847 und 3 929 473 zu entnehmen, kann es zur Verbesserung der Kerbzähigkeit oder der Beständigkeit gegen Säure bei chromreichen ferritischen nichtrostenden Stählen verwendet werden. Von den Erfindern vorliegender Erfindung wurde noch gefunden, daß dann, wenn Nickel zur Verbesserung der Eigenschaften von molybdänhaltigen und mit titan- oder niobstabilisierten ferritischen nichtrostenden Schweißteilen zugesetzt wurde, die Nickel- und Molybdängehalte in engen Grenzen eingestellt werden müssen, um die Kerbzähigkeit und die Säurebeständigkeit zu verbessern, ohne dabei die Spannungskorrosionsbeständigkeit und andere Eigenschaften zu vermindern.

Ein Bedarf besteht insbesondere an einem im wesentlichen gänzlich ferritischen nichtrostenden Stahlschweißteil, welches sich durch eine besonders gute Beständigkeit gegen Grübchenkorrosion und Innenrißkorrosion (crevice corrosion) in Meerwasser und anderen stark beanspruchenden Umgebungen bei leicht erhöhten Temperaturen von beispielsweise 40°C auszeichnet.

Erfindungsgemäß wird ein im wesentlichen völlig ferritisches Schweißerzeugnis aus nichtrostendem Stahl geschaffen, welches im wesentlichen bis zu 0,04 % Kohlenstoff, bis zu 0,04 % Stickstoff, wobei die Summe der Gehalte an Kohlenstoff plus Stickstoff mehr als etwa 0,006 aber weniger als 0,07 % beträgt, 23,0 bis weniger als 28,0 % Chrom, 2,0 bis 4,75 % Nickel, 0,75 bis 3,50 % Molybdän sowie Niob und/oder Titan in den im folgenden spezifizierten Gehaltsgrenzen, Resteisen und herkömmliche Verunreinigungen enthält, mit der Maßgabe, daß 0,005 bis 0,70 % Niob enthalten sind und Titan im wesentlichen fehlt, sofern der Niobgehalt wenigstens gleich dem achtfachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ist und die Summe aus den Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalten weniger als 0,04 % beträgt, mit der weiteren Maßgabe, daß 0,12 bis 0,70 % Titan vorliegen und Niob im wesentlichen fehlt, sofern der Titangehalt wenigstens gleich dem sechsfachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ist und die Summe aus den Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalten wenigstens 0,02 % beträgt, oder mit der Maßgabe, daß sowohl Niob als auch Titan in Mengen von jeweils bis zu 0,30 % vorliegen, wobei die Mindestgehalte durch die folgende Gleichung definiert sind:

%Ti : 6 + %Nb : 8 = (%C + %N)

sofern die Summe aus dem Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalt mehr als etwa 0,02, jedoch weniger als 0,07 % beträgt.

Die geschweißten Erzeugnisse oder Gegenstände nach der Erfindung besitzen eine aus der folgenden Tafel 1 ersichtliche Zusammensetzung. Soweit nicht anders angegeben beziehen sich alle in den Anmeldungsunterlagen genannten Prozentgehalte auf Angaben in Gew.-%.

Tafel 1

Breite, bevorzugte und enge Zusammensetzungsbereiche nichtrostender Schweißteile

Tafel 1 (Forts.)

Übersteigen die Kohlenstoff- und Stickstoffgehalte die genannten Maximalwerte, so ist es schwierig, die Korngrenzenkorrosion zu verhindern und eine gute Kerbzähigkeit zu erreichen. Außerdem verringern überschüssige Mengen an Kohlenstoff und Stickstoff die Korrosionsbeständigkeit durch Bildung komplexer Karbide oder Nitride, welche den Chromgehalt der Matrix vermindern oder als Keimstellen für die Grübchenkorrosion wirken. Bei den mit Niob stabilisierten Stählen nach der Erfindung verursachen Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalte von mehr als etwa 0,04 % das Auftreten von Rissen während des Schweißens. Bei den mit Titan stabilisierten Stählen nach der Erfindung steigern Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalte von mehr als 0,07 % die zur Stabilisierung benötigten Titanmengen derart, daß die Zähigkeit beeinträchtigt wird und ein Material mit guter Oberflächenqualität und einem Minimum an titanreichen Einschlüssen nur noch mit aller größter Mühe erzielbar. Außerdem verringern Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalte von weniger als etwa 0,02 % bei den mit Titan stabilisierten erfindungsgemäßen Stählen die Schweißformbarkeit.

Mangan ist ein Legierungselement, welches die Kerbzähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit der Schweißteile herabsetzt und demzufolge lediglich in Mengen von weniger als etwa 1,0 % verwendet wird. Silizium verbessert die Korrosionsbeständigkeit geringfügig, verringert jedoch die Zähigkeit und die Schweißformbarkeit und sollte demzufolge nur unterhalb der genannten oberen Gehaltsgrenze von 1,0 % verwendet werden. Ein Minimum von etwa 23 % Chrom ist wichtig für eine gute Korrosionsbeständigkeit. Die Korrosionsbeständigkeit wird mit jedem Prozent zugesetzten Chroms oberhalb dieser Grenze signifikant gesteigert, aber der Chromgehalt sollte weniger als 28 % und bevorzugterweise nicht oberhalb von 27 % liegen, um die Bildung spröder Sekundärphasen, wie von Alpha'- oder Tau-Phasen während des Schweißens oder Verarbeitens soweit als möglich zu verringern. Chromgehalte von mehr als 27,0 %, jedoch von weniger als 28 % resultieren in einer weiter verbesserten Korrosionsbeständigkeit, aber bei Chromgehalten innerhalb dieses Bereiches ist es weit schwieriger, die Sekundär-Sprödphasen zu vermeiden und spezielle Verarbeitungsmaßnahmen, wie höhere als normale Glühtemperaturen und sehr rasche Abkühlgeschwindigkeiten werden erforderlich. Chromgehalte von mehr als 28 % machen zur Herabsetzung der Sprödbruchgefahr Arbeitsweisen erforderlich, die mit einer kontinuierlichen Produktion im großtechnischen Maßstab nicht mehr vereinbar sind.

Durch Nickel werden die Kerbzähigkeit und die Säurebeständigkeit der geschweißten Erzeugnisse erhöht. Ein Minimum von wenigstens 2,00 und vorzugsweise 3,00 % Nickel ist wichtig, um eine gute Kerbzähigkeit bei niedrigen Temperaturen und eine befriedigende Korrosionsbeständigkeit in stark reduzierenden Säuren zu erzielen. Nickelgehalte von mehr als etwa 4,75 % verringern jedoch die Beständigkeit gegen Grübchenkorrosion und Spannungskorrosion.

Ein Minimum von wenigstens 0,75 % Molybdän ist erforderlich, um die Korrosionsbeständigkeit der nickelhaltigen Schweißerzeugnisse der Erfindung zu verbessern. Durch fortschreitende Erhöhung des Molybdängehaltes über den 0,75 %-Mindestgehalt wird die Beständigkeit gegenüber Grübchenkorrosion und Innenrißkorrosion zunehmend gesteigert, aber bei Molybdänmengen von mehr als 3,5 % treten schädliche Sekundärphasen, wie die Alpha'- oder Tau-Phase auf, welche sowohl die Korrosionsbeständigkeit als auch die Zähigkeit herabsetzen. Wird eine gute Spannungskorrosionsbeständigkeit angestrebt, so muß der Molybdängehalt weniger als etwa 2,75 % betragen. Steht die Spannungskorrosionsbeständigkeit nicht im Vordergrund und wird eine überragende Beständigkeit gegen Grübchenkorrosion und

Innenrißkorrosion angestrebt, wie bei Verwendungen bei Meerwasserangriff und in der chemischen Industrie bei leicht erhöhten Temperaturen von etwa 40 bis 50°C, so sind Molybdängehalte von mehr als 2,0 jedoch weniger als 3,5 % erforderlich.

Niob dient zur Stabilisierung der Kohlenstoff- und Stickstoffgehalte des Schweißteils und zur damit einhergehenden Verringerung deren Anfälligkeit gegen Korngrenzenkorrosion und Sprödphasenbildung nach dem Schweißen oder der Wärmebehandlung. Bei titanfreien Stählen ist es erforderlich, daß der Mindest-Niobgehalt wenigstens das achtfache der Summe aus dem Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalt beträgt, um eine gute Beständigkeit gegen Korngrenzenkorrosion zu gewährleisten. Wird der Niobgehalt über die genannte obere Gehaltsgrenze gesteigert, so führt dieser überschüssige Niobgehalt dazu, daß die Zähigkeit vermindert wird und die Schweißteile sehr anfällig für Sprödbruch werden.

Titan ist wie Niob erforderlich, um sich mit den Kohlenstoff- und Stickstoffgehalten der Schweißteile umzusetzen und um dadurch deren Beständigkeit gegen Korngrenzenkorrosion zu verbessern, was wiederum zu einer verbesserten Zähigkeit nach dem Schweißen führt. Bei niobfreien Schweißteilen oder Schweißerzeugnissen ist es erforderlich, daß der Mindest-Titangehalt wenigstens gleich dem sechsfachen der Summe aus dem Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalt ist, um eine gute Beständigkeit gegen Korngrenzenkorrosion zu gewährleisten. Wird der Titangehalt über die genannte obere Gehaltsgrenze gesteigert, so führt das überschüssige Titan zu einer Verminderung der Zähigkeit und zu einer großen Anfälligkeit des Materials gegen Sprödbruch.

Um den starken Einfluß der Zusammensetzung bei den erfindungsgemäßen Schweißerzeugnissen zu illustrieren, wurde eine Viel- zahl von Legierungen mittels verschiedener Verfahren erschmolzen und sodann unterschiedlichen mechanischen und Korrosionstesten unterworfen. In der folgenden Tafel 2 sind die Zusammensetzungen dieser Legierungen zusammengestellt. Die im Lichtbogen erschmolzenen Legierungen aus Tafel 2 wurden unter Verwendung von Material aus dem Bund 930594 als Ausgangsmaterial erschmolzen. Aus diesem Grunde stimmt ihre Zusammensetzung im wesentlichen mit derjenigen des Bundes 930594 überein, wo dabei jedoch als Ausnahme auf die Legierung C-1 zu verweisen ist, bei welcher der Stickstoffgehalt herabgesetzt wurde. Ferner sind als Ausnahmen die Legierungen Ti-1 sowie Cb-1 zu nennen, welche Niob oder Titan während des Erschmelzens absichtlich zugesetzt wurden.

Tafel 2

Zusammensetzung rostfreier Versuchsstähle

* Material stammt aus Bund 930594

Tafel 2 (Forts.)

Die Anfälligkeit der ferritischen nichtrostenden Schweißteile nach der Erfindung gegen die durch das Ausscheiden intergranularer Chromcarbide oder -nitride hervorgerufene Korngrenzenkorrosion wurde in einer wäßrigen Lösung überprüft, die bei 70°C 10 % Salpetersäure und 3 % Flußsäure enthielt. Dieser Test wurde ausgewählt, da er im Gegensatz zu den der amerikanischen Norm ASTM 262-70 zu entnehmenden Testen auf der Grundlage von Schwefelsäure und Eisenferrit und - Salpetersäure äußerst empfindlich auf Chromverarmungen anspricht, die durch Ausscheidung von Chromcarbid oder -nitrid hervorgerufen ist. Es ist bekannt, daß derartige Ausscheidungen die hauptsächliche und am weitesten verbreitetste Ursache für Korngrenzenkorrosion bei rostfreien Stählen darstellt. Der benutzte Test spricht nicht auf die Ausscheidung von Titan- oder Niobcarbiden oder -nitriden an, da diese nur unter speziellen Bedingungen zur Korngrenzenkorrosion beitragen. Derartige Bedingungen treten jedoch nur in einigen wenigen äußerst stark oxidierenden chemischen Umgebungen auf. Die Probekörper wurden aus 1,524 mm dicken autogen nach dem TIG-Verfahren geschweißten Schweißerzeugnissen hergestellt, welche aus den in der Tafel 2 zusammengestellten Legierungen hergestellt worden waren. Die Korrosionsbeständigkeit der Proben wurde bei dreißigfacher Vergrößerung unter dem Mikroskop entsprechend der Tiefe und der Ortslage des Korngrenzenangriffes bestimmt.

Die in Tafel 3 zusammengestellten Schweißkorrosionsdaten zeigen deutlich, daß nichtstabilisierte ferritische rostfreie Stähle für die Korngrenzenkorrosion nach dem Schweißen anfällig sind. Die Anfälligkeit wird jedoch in einem großen Ausmaß dadurch vermindert, daß der Kohlenstoff- und Stickstoffgehalt herabgesetzt wird, wie ein Vergleich der Legierung Cb-3 (0,06 % Kohlenstoff plus Stickstoff) mit dem Bund 930594 (0,012 % Kohlenstoff plus Stickstoff) und der

Legierung C-1 (0,006 % Kohlenstoff plus Stickstoff) zeigt. Die Legierung Cb-3 zeigte schwere Korrosionsschäden, das Bund 930594 zeigte einen leichten Schweißkorrosionsangriff und die Legierung C-1 erwies sich als gegenüber dem korrosierenden Angriff beständig. Folglich muß bei herkömmlichen ferritischen nichtrostenden Stählen der Gehalt an Kohlenstoff plus Stickstoff unter wenigstens 0,006 % liegen, um die Korngrenzenkorrosion zu vermeiden. Es ist jedoch bekannt, daß derart niedrige Gehalte an Kohlenstoff plus Stickstoff im großtechnischen Maßstab praktisch kaum erreicht werden können.

Tafel 3

Beständigkeit gegen Korngrenzenkorrosion von TIG-Schweißteilen (1,524 mm dick) in 10 % HNO[tief]3-3 % HF bei 70°C

1 Korrosionsintensität nach Ortslage im Schweißteil bestimmt.

Versuchsdauer: 4 Stunden

* Basiswerkstoff ähnlich Bund 930594

Die Schweißkorrosionsdaten in Tafel 3 zeigen auch, daß Titan und Niob, einzeln oder in Kombination, eine wesentliche Verbesserung der Beständigkeit des ferritischen nichtrostenden Stahls gegen Korngrenzenkorrosion hervorrufen, selbst wenn der Gehalt an Kohlenstoff plus Stickstoff dieser Stähle oberhalb von 0,006 % liegt. Der vorteilhafte Einfluß von Titan ist deutlich aus den Schweißkorrosionsdaten für die Legierungen Cb-3, Ti-3, Ti-5 und der Charge 161079 zu sehen, wobei die Materialien etwa 0,05 bis 0,06 % Kohlenstoff plus Stickstoff enthalten. Die Charge Cb-3 zeigte ebenso wie die Legierung Ti-3 schwere Korrosionsangriffe, wobei die Legierung Ti-3 eine Titanmenge (0,15 %) besitzt, die gleich dem zweifachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ist. Die Charge 161079 enthält eine Titanmenge die etwa gleich dem fünffachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ist und zeigt noch einen geringfügigen Korrosionsangriff, was deutlich macht, daß die zum Erreichen einer guten Beständigkeit gegen Schweißkorrosion benötigte Mindest-Titanmenge beträchtlich größer ist als das fünffache des Kohlenstoffgehaltes und sogar noch größer ist als das fünffache des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff. Die Legierung Ti-5, welche eine Titanmenge von etwa gleich dem sechsfachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff enthielt (0,41 % Ti), zeigte überhaupt keinen Korrosionsangriff. Eine Steigerung der Gehalte an Nickel und Molybdän bei den mit Titan stabilisierten ferritischen nichtrostenden Stählen führt nicht zu einer Verringerung ihrer Beständigkeit gegen die Korngrenzenkorrosion, wie durch die guten Testergebnisse der Legierung 3A48A mit 4,11 % Nickel und 0,97 % Molybdän, der Legierung 3B82 mit 3,96 % Nickel und 2,57 % Molybdän und der Legierung 3B78A mit 3,94 % Nickel und 2,87 % Molybdän zeigen.

Im Vergleich mit Titan sind etwas größere Mengen an Niob in den Schweißteilen nach der Erfindung erforderlich, um eine gute Beständigkeit gegen die Schweißkorrosion zu erzielen. Die Bedeutung des Niobgehaltes im Hinblick auf die Schweißkorrosion wird durch einen Vergleich der Legierungen Cb-4 und Cb-5 erläutert, wobei die beiden Legierungen etwa gleiche Gehalte an Kohlenstoff und Stickstoff, jedoch verschiedene Niobgehalte besitzen. Die Legierung Cb-4 mit einem Niobgehalt (0,31 %) der etwa gleich dem fünffachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ist, erleidet eine beträchtlich große Schweißkorrosion. Im Vergleich dazu zeigt die Legierung Cb-5 mit einer Niobmenge (0,58 %), die etwas größer ist als das achtfache des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff, keine Schweißkorrosion. Niob muß demzufolge in einer Menge vorliegen, die wenigstens gleich etwa dem achtfachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ist, um eine gute Beständigkeit gegen Schweißkorrosion (weld decay) zu gewährleisten.

Die insbesondere für die Legierung 3778A in Tafel 2 aufgeführten Schweißkorrosionsdaten zeigen, daß Niob in Kombination mit Titan zur Unterdrückung der Schweißkorrosion verwendet werden kann. Eine derartige Kombination ist nützlich zum Verringern der für Stabilisierungszwecke benötigten Titanmenge, wobei gleichzeitig der Vorteil erreicht wird, daß die Gefahr des Auftretens von Oberflächenfehlern durch titanreiche Einschlüsse verringert wird. Ferner führt eine solche Kombination zur Verringerung der für Stabilisierungszwecke benötigten Niobmenge, wodurch die Schweißzähigkeit verbessert wird. Zum Erzielen einer guten Beständigkeit gegen Schweißkorrosion nach dem Schweißen bei den sowohl mit Titan als auch mit Niob stabilisierten Legierungen müssen die Gehalte dieser Elemente wenigstens gleich denjenigen sein, die durch die folgende Beziehung gegeben sind:

%Ti : 6 + %Nb : 8 = (%C + %N)

Außer einer guten Beständigkeit gegen Korngrenzenkorrosion nach dem Schweißen müssen nichtrostende Stahlschweißteile auch eine gute Beständigkeit gegen die Rißbildung beim Schweißen und bei nachfolgenden Formgebungsvorgängen aufweisen. Zur Demonstration des besonderen Einflusses der Zusammensetzung von ferritischen nichtrostenden Schweißteilen nach der Erfindung im Hinblick auf die Rißbildung während des Schweißens wurden 1,524 mm dicke Schweißungen nach dem TIG-Verfahren ohne Verwendung eines Füllmetalls bei verschiedenen der in der Tafel 2 zusammengestellten Legierungen durchgeführt, wobei unterschiedliche Wärmezufuhren benutzt wurden und die Materialien unter dem Mikroskop auf Schäden untersucht wurden. Die Schweißungen aller nichtstabilisierter Legierungen, wie beispielsweise der Legierungen Ti-5 und 3775 waren vollständig rißfrei, unabhängig von den benutzten Schweißbedingungen. Die Schweißungen der mit Niob stabilisierten Legierungen mit mehr als etwa 0,04 % Kohlenstoff plus Stickstoff zeigten jedoch schwere Risse. So z.B. die Legierung Cb-5 mit 0,068 % Kohlenstoff plus Stickstoff und 0,58 % Niob sowie die Legierung 3B70 mit 0,046 % Kohlenstoff plus Stickstoff und 0,75 % Niob, die durch geradezu katastrophale Mittellinienrisse gekennzeichnet waren, wohingegen die Legierung Cb-2 mit 0,013 % Kohlenstoff plus Stickstoff und 0,67 % Niob überhaupt keine Risse aufwies. Daraus ergibt sich, daß es zum Vermeiden von Schweißrissen bei mit Niob stabilisierten ferritischen nichtrostenden Schweißteilen nach der Erfindung wichtig ist, daß der Gehalt an Kohlenstoff plus Stickstoff unter 0,04 % gehalten wird. Es zeigt sich, daß höhere Gehalte an Kohlenstoff plus Stickstoff bei mit Niob stabilisierten Schweißteilen nach der Erfindung lediglich dann zulässig sind, wenn gleichzeitig Titan vorhanden ist. So war beispielsweise die Legierung 3778A mit 0,056 % Kohlenstoff plus Stickstoff, 0,25 % Titan und 0,29 % Niob nach dem Schweißen rißfrei, wohingegen die Legierung Cb-5 mit 0,068 % Kohlenstoff plus Stickstoff und 0,58 % Niob und ohne Titan während des Schweißens riß. Die mit Titan stabilisierten Stähle mit Gehalten an Kohlenstoff plus Stickstoff bis zu 0,07 % waren jedoch, wie bereits erwähnt, nach dem Schweißen frei von Rissen.

Die Schweißformbarkeit (weld formability) der ferritischen nichtrostenden Schweißteile nach der Erfindung wurde mit Hilfe des Olsen-Bechertests an einigen der 1,524 mm dicken TIG-Schweißungen überprüft, die für die Untersuchungen der Schweißrißhäufigkeit hergestellt worden waren. Die Versuchsergebnisse wurden mit den Ergebnissen vergleichbarer Tests verglichen, die mit geglühten und nichtgeschweißten Basiswerkstoffen durchgeführt worden waren. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tafel 4 zusammengestellt.

Tafel 4

Olsen-Becher-Duktilität der erfindungsgemäßen Legierungen im geglühten und im geschweißten Zustand (1,524 mm dick)

* Max. Becherhöhe ohne Zerstörung

** Rißhaltig im geschweißten Zustand

Die Daten bestätigen die bekannte Tatsache, daß durch Verminderung des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff bei hochchromhaltigen nichtrostenden Stählen eine merkliche Verbesserung der Schweißduktilität und -zähigkeit erzielt wird. Die Olsen-Becherduktilität des Bundes 930594 z.B., welches lediglich 0,012 % Kohlenstoff plus Stickstoff besitzt, war gleich derjenigen des geglühten und nichtgeschweißten Basismaterials, wohingegen die Olsen-Becherduktilität der Legierung Cb-3, welche 0,06 % Kohlenstoff plus Stickstoff enthält, sehr mäßig und in beträchtlichem Ausmaße schlechter als die des geglühten Basismaterials war. Wichtiger jedoch ist, daß die Olsen-Becherdaten zeigen, daß Titanzusätze in der zur Verminderung der Schweißkorrosion benötigten Menge eine merkliche Verbesserung der Schweißformbarkeit der nichtstabilisierten Legierungen herbeiführen, sofern ihre Gehalte an Kohlenstoff plus Stickstoff oberhalb etwa 0,02 % liegen, wobei die genannten erforderlichen Titanzusätze derart bemessen sind, daß die vorliegenden Titanmengen wenigstens gleich dem sechsfachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ausmacht. Der vorteilhafte Effekt der Titanstabilisierung in dieser Hinsicht ist deutlich aus den unterschiedlichen Becherhöhen bei den aus den Legierungen Cb-3, der Legierung 3775 sowie der Legierung Ti-5 hergestellten Schweißteilen zu ersehen. Titanstabilisierung der weniger als etwa 0,02 % Kohlenstoff plus Stickstoff enthaltenden Legierungen verschlechtert die Schweißduktilität, wie aus den relativ schlechten Olsen-Becherduktilitäten der Schweißteile ersichtlich, die aus den Legierungen Ti-1 und Ti-6 hergestellt waren. Niob-Zusätze in den zur Herabsetzung der Schweißkorrosion benötigten Mengen, d.h. bei Mengen, die wenigstens gleich dem achtfachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff sind, setzen die Schweißformbarkeit in den weniger als etwa 0,04 % Kohlenstoff plus Stickstoff besitzenden Legierungen nicht herab, wie aus den vergleichsweise guten Olsen-Becherduktilitäten der Legierungen Cb-1 und Cb-2 ersichtlich.

Niobstabilisierung der mehr als etwa 0,04 % Kohlenstoff enthaltenden Legierungen führt jedoch zum Auftreten von Rissen während des Schweißens und wie erwartet ist die Schweißformbarkeit derartiger Legierungen extrem gering. Wie bereits erwähnt, führt die Stabilisierung sowohl durch Niob als auch durch Titan bei Kohlenstoff- plus Stickstoffgehalten von mehr als 0,04 % zu einer guten Schweißformbarkeit, wie durch die guten Olsen-Becherduktilitäten der Schweißungen belegt, die aus der Legierung 3778A hergestellt waren, welche 0,056 % Kohlenstoff plus Stickstoff, 0,25 % Titan und 0,29 % Niob enthält. Nickel in den zur Verbesserung der Niedrigtemperaturzähigkeit benötigten Mengen hat keine Verringerung der Olsen-Becherformbarkeit zur Folge, wie durch die guten Ergebnisse der Legierung 3A48A (4,11 % Nickel) ersichtlich, welche fast die gleiche Olsen-Becherhöhe im geschweißten wie im geglühten Zustand besitzt.

Die Kerbzähigkeit der nickelarmen titanstabilisierten ferritischen nichtrostenden Stähle ist im geschweißten Zustand ganz besonders schlecht und stellt ein Haupthindernis für ihre Verwendung dar, da derartige Materialien im Vergleich zu anderen Schweißteilen nicht leicht kalt verformt und geglüht oder auf andere Weise in Richtung auf eine Verbesserung ihrer Zähigkeit bearbeitet werden können. Die Fähigkeit des Nickels zur Verbesserung der Kerbschlagzähigkeit der stabilisierten ferritischen nichtrostenden Stähle im geschweißten Zustand ist demzufolge als besonders großer Vorteil anzusehen. Zur Erläuterung der besonderen Wichtigkeit des Nickels für die Kerbzähigkeit des erfindungsgemäßen Werkstoffs wurden Charpy-V-Kerbschlagversuche an Untermaßproben aus den in Tafel 2 aufgeführten Legierungen vorgenommen, was sowohl im geglühten als auch im geschweißten Zustand erfolgte. In Tafel 5 sind die Schlag-Übergangstemperaturen der Untermaß-Charpy-Proben (2,54 mm dick) einander gegenübergestellt, die aus den in Tafel 2 zusammengestellten Legierungen hergestellt worden waren.

Tafel 5

Charpy-Schlagübergangstemperaturen von Versuchslegierungen im kaltgewalzten und im geglühten Zustand (Probedicke 2,54 mm)

* Die geschweißten Proben wurden aus 3,17 mm dicken autogen TIG-Schweißteilen hergestellt.

Die Schweißteile wurden im Schweißgut gekerbt.

Die Versuchsergebnisse zeigen, daß ein Mindestgehalt von 2,0 % Nickel bei der gegebenen Dicke erforderlich ist, um Charpy-V-Kerbschlagübergangstemperaturen von etwa 0°C zu erzielen, was erforderlich ist, um den durch Schlagbeanspruchungen während der Fabrikation oder im Betrieb herbeigeführten Sprödbruch zu verringern. Steigende Nickelgehalte auf 3,25 %, wie in der Legierung 3B69, auf 4,11 % wie bei der Legierung 3A48A und auf 5,19 %, wie bei der Legierung 3A49A erzeugen noch niedrigere Schweißteil-Schlagübergangstemperaturen (bei oder unter minus 18°C), welche einen besseren Schutz gegen Sprödbruch beinhalten. Wie jedoch später noch dargelegt wird, kann der Nickel in den erfindungsgemäßen Schweißteilen nicht auf vielmehr als 4,75 % gesteigert werden, ohne daß die Beständigkeit gegen Grübchenkorrosion oder gegen Spannungskorrosion verschlechtert wird.

In Tafel 6 sind die auf Energieabsorption oder Lateralexpansion beruhenden Kerbschlag-Übergangstemperaturen für Proben mit einer Dicke von 5,0 mm und 3,33 mm aus einer Vielzahl der in Tafel 2 zusammengestellten Legierungen im warmgewalzten und im geglühten sowie im kaltgewalzten und geglühten Zustand aneinander gegenübergestellt. Die Versuchsergebnisse zeigen, daß die Schlag-Übergangstemperatur nickelarmer, mit Titan stabilisierten ferritischen nichtrostenden Stählen, wie den Legierungen 3A2 und 632566 in einem starken Ausmaß von den Verarbeitungsbedingungen beeinflußt wird. So beträgt bei der Legierung 632566 beispielsweise die Übergangstemperatur bei einer Dicke von etwa 3,33 mm im kaltgewalzten und geglühten Zustand etwa minus 34°C, wohingegen sie bei einem warmgewalzten und bei 871°C geglühten Material 24°C beträgt. Die Übergangstemperatur ist bei diesem Material bei einer Dicke von 5,0 mm nach dem Warmwalzen und Glühen bei 1.110°C sogar noch höher (52°C), wie aus den für die Legierung 3A2 angegebenen Daten ersichtlich.

Die Erzeugung und Anwendung des nickelarmen, mit Titan stabilisierten ferritischen nichtrostenden Stahls ist demzufolge mit Schwierigkeiten verbunden, weil, wie bereits erwähnt, eine maximale Charpy-V-Kerbschlag-Übergangstemperatur von etwa 0°C von Bedeutung, um bei der Herstellung oder im Betrieb, insbesondere bei Verwendung für Konstruktionsteile, die Gefahr des Sprödbruchs zu verringern.

Tafel 6

Charpy-Schlag-Übergangstemperaturen von Versuchswerkstoffen

* Auf Grundlage einer Mindestlateralexpansion von 0,38 mm

Die in Tafel 6 aufgeführten Kerbschlagzähigkeiten zeigen auch, daß durch Nickel die Kerbschlagzähigkeit der stabilisierten ferritischen nichtrostenden Stähle im nichtgeschweißten Zustand verbessert wird und daß durch Nickel eine deutliche Verminderung der Übergangstemperatur herbeigeführt wird, was insbesondere für Verarbeitungsbedingungen gilt, bei welchen relativ hohe Übergangstemperaturen in nickelarmen Werkstoffen sonst vergleichbarer Zusammensetzung hervorgerufen werden. Der vorteilhafte Einfluß des Nickels zeigt sich anhand der sehr niedrigen Schlagübergangstemperaturen im warmgewalzten und geglühten Zustand bei der Legierung 3A48A (-62°C) wobei die genannte Legierung 4,11 % Nickel und 0,97 % Molybdän enthält, während die Legierung 3B93 (-46°C) 4,60 % Nickel und 3,47 % Molybdän enthält.

Der besondere Einfluß des Nickel- und Molybdängehaltes auf die Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Werkstoffe wird durch die in den Tafeln 7 bis 10 zusammengestellten Ergebnisse von Korrosionstests erläutert. Der Einfluß des Nickelgehaltes auf die Beständigkeit gegen Grübchenbildung wurde dadurch ermittelt, daß Säure-, Eisenchloride-Tests bei 23 und 30°C an verschiedenen mit Titan stabilisierten Legierungen durchgeführt wurden, welche Molybdängehalte im Rahmen der erfindungsgemäßen Gehaltsgrenzen aufwiesen, während die Nickelgehalte im Bereich von 0,25 bis 5,19 % lagen. In Tafel 7 sind die Ergebnisse von Ferrichloride-Versuchen zusammengestellt, welche zeigen, daß Nickel keinen signifikanten Einfluß auf die Beständigkeit gegen Grübchenkorrosion bei den erfindungsgemäßen Schweißteilen ausübt, sofern der Nickelgehalt die ferritische Natur des Materials nicht durch Ausbildung von Austenit in Frage stellt. Der höchst nachteilige Einfluß von Austenit auf die Beständigkeit gegen Grübchenkorrosion bei den erfindungsgemäßen Legierungen wird durch die schlechten Ergebnisse der Legie- rung 3A49A vor Augen geführt, die wegen ihres hohen Nickelgehaltes von 5,19 % ein aus Austenit und Ferrit bestehendes Gefüge besitzt. Der Nickelgehalt der erfindungsgemäßen Legierungen muß deshalb unter etwa 4,75 % gehalten werden, um ein gänzlich ferritisches Gefüge sicherzustellen und um die Beständigkeit gegen Grübchenkorrosion dieser Werkstoffe zu gewährleisten.

Tafel 7

Korrosionsbeständigkeit von Versuchslegierungen in 0,1-normaler HCl mit 10 % FeCl[tief]3 x 6H[tief]2O (24 Std.)

* Bei 871°C geglüht

** Enthält bei diesen Glühtemperaturen ein Austenit-Ferrit-Gefüge

In der folgenden Tafel 8 wird die Säurekorrosionsbeständigkeit verschiedener mit Titan stabilisierter Legierungen mit Molybdängehalten innerhalb des erfindungsgemäßen Rahmens und mit Nickelgehalten im Bereich von 0,25 bis 5,19 % einander gegenübergestellt. Die Ergebnisse zeigen, daß Nickel eine beachtliche Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit dieser Legierungen in reduzierenden sauren Medien, wie kochender 5 %-iger Schwefelsäure und kochender 60 %-iger Phosphorsäure herbeiführt, wobei außerdem zu erkennen ist, daß ein Mindestgehalt von wenigstens 2,0 und vorzugsweise von 3,0 % Nickel erforderlich ist, um zufriedenstellende Ergebnisse und Korrosionsgeschwindigkeiten von weniger als etwa 50 µm je Monat zu erreichen. Die Bedeutung dieser Nickelgehalte wird durch das Verhalten der Charge 632566 mit 0,25 % Nickel und der Charge 3A47A mit 2,04 % Nickel veranschaulicht, wobei diese Legierungen im geschweißten Zustand Korrosionsgeschwindigkeiten von 14,7 mm beziehungsweise 53 µm je Monat in kochender 60 %-iger Phosphorsäure aufwiesen. Ferner sind zu vergleichen, da Verhalten der Charge 3A47A mit 2,04 % Nickel und das Verhalten der Charge 3B69 mit 3,25 % Nickel, wobei im geglühten Zustand Korrosionsgeschwindigkeiten von 320 bzw. 6,0 µm je Monat in kochender 5 %-iger Schwefelsäure ermittelt wurden. Der Nickelgehalt der erfindungsgemäßen Stähle muß deshalb oberhalb von 2 % und vorzugsweise oberhalb von 3 % liegen, um eine gute Beständigkeit gegen reduzierende Säuremedien zu gewährleisten.

Tafel 8

Korrosionsbeständigkeit von Versuchslegierungen in kochenden Säuren

* Die Proben wurden ermittelbar nach dem Einbringen in die Testlösung mit Zink aktiviert

Die besondere Bedeutung des Molybdängehalts im Hinblick auf die Korrosionsbeständigkeit der nickelhaltigen mit Titan stabilisierten Legierungen nach der Erfindung wird durch die Ergebnisse der in Tafel 9 zusammengestellten Innenriß-Korrosionsversuche erläutert. Die Ergebnisse wurden dadurch erzielt, daß mit geschlitzten Delrin-Scheiben versehene Proben 120 Stunden lang in modifiziertem künstlichen Meereswasser behandelt wurden und sodann die Mindesteinwirktemperatur bestimmt wurde, die zum Initiieren der Innenrißkorrosion benötigt wurde. Die Ergebnisse zeigen, daß Molybdän einen sehr günstigen Einfluß auf die Beständigkeit gegen Innenrißkorrosion der ferritischen nichtrostenden Stähle ausübt und daß wenigstens etwa 0,75 bis 1,0 Molybdän erforderlich sind, um eine gute Beständigkeit bei Raumtemperatur (25,0°C) gegen die Innenrißkorrosion zu erzielen, wobei unterstrichen sei, daß eine derartige Beständigkeit für Werkstoffe von größter Bedeutung ist, die für eine Verwendung in stark salzhaltigen und chemischen Medien oder Umgebungen bestimmt sind. Zum Erzielen einer befriedigenden Beständigkeit gegen Innenrißkorrosion bei höheren Betriebstemperaturen (40 bis 50°C), welche bei vielen mit Meerwasser gekühlten Anlagen auftreten, muß der Molybdängehalt in den stabilisierten ferritischen nichtrostenden Stählen oberhalb von 2,0 % liegen, wie durch einen Vergleich der Legierung 3A48A mit der Legierung 3B94 vor Augen geführt.

Tafel 9

Beständigkeit gegen Innenrißkorrosion von Versuchswerkstoffen in synthetischem Meerwasser (pH 7), enthaltend 10 Gramm/Liter Calium-Ferricyanid

* Höchst-Versuchtstemperatur, bei welcher nach 120 Std. Versuchsdauer keine Innenrißkorrosion auftrat.

Die Beständigkeit der mit Titan stabilisierten Werkstoffe gegen Spannungskorrosionsrisse in Relation zu ihren Gehalten an Nickel und Molybdän wurde dadurch ermittelt, daß U-förmig gebogene Proben in einer wäßrigen Lösung von 60 % CaCl[tief]2 mit 0,1 % HgCl[tief]2 bei 100°C untersucht wurden. In Übereinstimmung mit dem jüngeren Schrifttum führen Untersuchungen in dieser Lösung zu einer realistischeren Einschätzung der Beständigkeit gegen Spannungskorrosion als dieses bei Untersuchungen in kochendem 45 %-igem Magnesiumchlorid möglich ist. Die folgende Tafel 10 enthält die Ergebnisse von Spannungskorrosionsuntersuchungen für U-förmig gebogene Proben, die sowohl aus lediglich geglühten als auch aus geschweißten Werkstoffen hergestellt wurden. Die Versuchsergebnisse zeigen, daß Molybdän in Mengen von bis zu etwa 3,5 % in etwa 0,25 % Nickel enthaltenden stabilisierten Legierungen keine Verringerung der Beständigkeit gegen Spannungskorrosionsrisse herbeiführt. In gleicher Weise vermindert auch Nickel in Mengen von bis zu etwa 4,75 % nicht die Spannungskorrosionsbeständigkeit, was wenigstens für Legierungen mit etwa 1 % Molybdän gilt. Wird jedoch der Nickelgehalt bei diesem Molybdängehalt auf mehr als etwa 4,75 % gesteigert, so sind Verminderungen der Beständigkeit gegen Spannungskorrosion die Folge, wie aus den Versuchsergebnissen für die Legierung 3A49A ersichtlich, die 5,19 % Nickel enthält. Die in Tafel 10 zusammengestellten Versuchsergebnisse zeigen auch, daß Molybdängehalte von mehr als etwa 2,75 % zu einer merklichen Verschlechterung der Beständigkeit gegen Spannungskorrosion bei den mit Titan stabilisierten Legierungen führen, welche etwa 4,00 % Nickel enthalten. Die Legierungen 3B78A mit 3,94 % Nickel, 2,87 % Molybdän und 3B93 mit 4,60 % Nickel und 3,47 % Molybdän versagen in der CaCl[tief]2-Testlösung fast ebenso rasch wie die herkömmlichen austenitischen nichtrostenden Stähle, die äußerst anfällig gegen Spannungskorrosionsrisse sind. Zum Erzielen einer optimalen Beständigkeit gegen Spannungskorrosion muß der Molybdängehalt deshalb auf weniger als etwa 2,75 % gehalten werden.

Tafel 10

Beständigkeit gegen Spannungskorrosion (U-Teile) von Versuchslegierungen in 60 % CaCl[tief]2 + 0,1 % HgCl[tief]2 (100°C)

Tafel 10 (Forts.)

Die erfindungsgemäßen Schweißteile oder für Schweißkonstruktionen geeigneten Werkstoffe sind von besonderer Bedeutung für salzhaltige und von Chemikalien beherrschte Milieus in der petrochemischen und chemischen Industrie, der Entsalzungs-Technologie, der Faser- und Papiererzeugung sowie im Bereich der elektrischen Energieerzeugung. Wegen ihrer guten Schweißbarkeit und Korrosionsbeständigkeit lassen sich die Schweißteile bzw. Werkstoffe nach der Erfindung besonders gut als geschweißte Rohrleitungen und Wärmetauscher verwenden, die mit verunreinigtem oder salzhaltigem Kühlwasser betrieben werden, wobei sich derartige Rohrleitungen auch besonders gut für die Verwendung im chemischen Apparatebau oder in den Anlagen der technischen Großchemie verwenden lassen.

Claims

1. Geschweißter Gegenstand aus einem im wesentlichen gänzlich ferritischen nichtrostenden Stahl mit bis zu 0,04 % Kohlenstoff und bis zu 0,04 % Stickstoff, wobei die Summe aus dem Gehalt an Kohlenstoff plus Stickstoff oberhalb von etwa 0,006 %, jedoch unterhalb von 0,07 % liegt, gekennzeichnet durch einen Gehalt an 23,0 bis weniger als 28,0 % Chrom, 2,0 bis 4,75 % Nickel, 0,75 bis 3,5 % Molybdän, sowie Niob und/oder Titan in den nachfolgend spezifizierten Mengen, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, mit der Maßgabe,

daß 0,05 bis 0,70 % Niob vorliegen und Titan im wesentlichen gänzlich fehlt, wenn der Niobgehalt im wesentlichen gleich dem achtfachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ist und die Summe an Kohlenstoff plus Stickstoff unter 0,04 % liegt,

daß 0,12 bis 0,70 % Titan vorliegen und Niob im wesentlichen gänzlich fehlt, wenn der Titangehalt wenigstens gleich dem sechsfachen des Gehaltes an Kohlenstoff plus Stickstoff ist und die Summe an Kohlenstoff plus Stickstoff wenigstens 0,02 % beträgt, oder

daß sowohl Niob als auch Titan in Mengen von jeweils bis zu 0,30 % vorliegen, wobei die Mindestmengen durch die folgende Gleichung:

%Ti : 6 + %Nb : 8 = (%C + %N)

gegeben ist, und wenn die Summe aus dem Kohlenstoff- und Stickstoffgehalt oberhalb von etwa 0,02, jedoch unter 0,07 % liegt.

2. Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Molybdängehalt im Bereich von 0,75 bis 2,75 % liegt.

3. Gegenstand nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Molybdängehalt im Bereich von 2,0 bis 3,5 % liegt.

4. Gegenstand nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Nickelgehalt innerhalb eines Bereiches von 3,0 bis 4,75 % liegt.

5. Gegenstand nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 4, gekennzeichnet durch einen Mangangehalt von bis zu 1,0 %.

6. Gegenstand nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 5, gekennzeichnet durch einen Siliziumgehalt von bis zu 1,0 %.