DE3426824A1

DE3426824A1 - Verfahren zur herstellung von platten aus austenitischem nichtrostendem stahl

Info

Publication number: DE3426824A1
Application number: DE19843426824
Authority: DE
Inventors: Chiaki Yokohama Kanagawa Ouchi; Sadahiro Yamamoto
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1983-07-22
Filing date: 1984-07-20
Publication date: 1985-02-07
Also published as: US4528046A; GB8418426D0; GB2145116B; SE8403770D0; JPS6026619A; SE8403770L; FR2549491A1; SE457451B; CA1237642A; GB2145116A; ZA845582B; FR2549491B1

Description

Es ist bekannt, daß nichtrostender Stahl ausgezeichnete Korrosions- und Wärmebeständigkeit aufweist und je nach ^:) seiner Zusammensetzung in Stahl von austenitischem, ferritischem und austenitisch-ferritischem Typ (Duplexstahl) eingeteilt wird. Unter diesen nichtrostenden Stählen werden meist nur die austenitischen Stähle SUS 304 und 316 verwendet. Diese Arten austentischer nichtrostender Stäh-Ie werden als korrosions- und wärmebeständiger Werkstoff,

nichtmagnetischer Baustahlplatten und Stahlplatten für Tieftemperaturzwecke verwendet. In den letzten Jahren werden diese Stähle in Kombination mit niedriglegiertem Stahl als plattierter Stahl verwendet.

Aus dem Stand der Technik ist bekannt, austenitischen nichtrostenden Stahl einer Mischkristallbehandlung zu unterziehen. Der Zweck dieser Behandlung ist 1. die vollständige Umwandlung des Karbids und Nitrids in Mischkristalle unter nachfolgender Abschreckung, wodurch das Karbid und das Nitrid während der nachfolgenden Abkühlungsstufe nicht ausfallen,und 2. die Beseitigung des durch das Warmwalzen verursachten verspannten inhomogenen Gefüges. Die Mischkristallbehandlung ist jedoch nicht geeignet, Energie einzusparen, da sie ein erneutes Erwärmen und Abschrecken auf der Außenseite der Fertigungsstraße erforderlich macht. Außerdem ist der Bereich, innerhalb dessen eine dicke Platte hergestellt werden kann, durch den Wärmebehandlungsofen beschränkt. Ferner haben die Stähle SUS 304 und 316 eine niedrigc Streckgrenze, durch die der Einsatzbereich für die dicken Platten aus nichtrostendem Stahl als Bauwerkstoffe beschränkt wird.

Zur Erweiterung des Einsatzbereiches der Stähle SUS 304 und 316 wurden die Mengen an Zusatzelementen gesteigert, wodurch die Festigkeit mehr oder weniger angehoben werden konnte. Diese Maßnahme ist jedoch mit einer Steigerung der Produktionskosten verbunden, so daß sie keine grundsätzliche Lösung darstellt.

Gegenstand der Erfindung ist die Bereitstellung eines verbesserten Verfahrens zur Herstellung von Platten aus austenitischem nichtrostendem Stahl, bei dem verglichen mit dem Mischkristallbehandlungsverfahren gemäß dem Stand der Technik weit mehr Energie eingespart wird und auch bessere Erzeugnisse erzielt werden.

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Platten aus austenitischem nichtrostendem Stahl, enthaltend bis zu 0,08 Gew.-% Kohlenstoff, bis zu 1,0 Gew.-% Silizium, bis zu 2,0 Gew.-% Mangan, 8,0 bis 16,0 Gew.-% Nickel, 16,0 bis 20,0 Gew.-% Chrom, 0 bis 3,0 Gew.-% Molybdän, bis zu 0,. 25 Gew.-% Stickstoff, wobei der Rest auf Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt,

20 gekennzeichnet durch folgende Stufen:

Walzen eines Rohlings aus nichtrostendem Stahl bei einer Temperatur von über T_ = 940 + 3 0 (IMo)⁰C und Abkühlen des gewalzten Rohlings von einer Temperatur von über 800⁰C auf eine Temperatur von unter 500⁰C bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von über Rc (°C/sec.) entsprechend den folgenden Gleichungen:

log (Rc) = - 0,32 + 14 (%C + %N) - 0,067 (%Mo)

wenn (%C + %N) ^ 0,1 Gew.-%; und log (Rc) = 1,08 - 0,0.67 (%Mo) wenn (%C + %n) > 0,1 Gew.-%.

Die oben erwähnten sowie weitere Aufgaben und Vorteile der Erfindung werden in der nachfolgenden Beschreibung und anhand von Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 auf einer Tabelle die Beziehung zwischen der Endwalztemperatur und dem Gefüge des Stahls SUS 304, wobei die Molybdänmenge in den Stählen SUS 316 und SUS 316LN und die Endwalzteraperatur variiert werden;

Fig. 2 in einem Diagramm die Besiehung zwischen dem

Durchmesser der /"-Teilchen und den der Mischkristallbehandlung zu unterziehenden Stählen, wobei die Stähle SUS 304 und SUS 316 unter verschiedenen Walzbedingungen gewalzt werden,

die der Endwalζtemperatur innerhalb eines durch die Erfindung definierten Bereichs genügen; und

Fig. 3 in einem Diagramm die Beziehung zwischen den Mengen an (Kohlenstoff + Stickstoff) und

Molybdän, wobei die verschiedenen Stahlproben auf 1200⁰C erwärmt und dann bei einer Dickenabnahme um 20 bzw. 15% bei.1100⁰C und 1050⁰C gewalzt, bei einer Geschwindigkeit von O,8°C/Sekunde auf 800⁰C abgekühlt und dann einer beschleunigten Abkühlung

■unterworfen werden.

Die in jüngster Zeit erzielten Fortschritte auf dem Gebiete der Wärmebehandlung bei der Stahlherstellung sind bemerkenswert. So z.B. wurde eine Walztechnik entwickelt, die es ermöglicht, die Qualitätsschwankungen herabzusetzen. Ausgehend von der Erwärmung und Abkühlung von Stahlplatten, die auf der Außenseite der Fertigungsstraße durchgeführt wurden, wie im Verfahren zur Abkühlung von Stahlplatten gemäß der JA-PS 61 415/1976 geoffenbart ist, wurde eine Technik bzw. Anlage entwickelt, bei der Stahlplatten nach dem Warmwalzen auf der Fertigungsstraße einer beschleunigten Abkühlung unterzogen werden. Ausgehend von dieser Technik wurde die Wärmebehandlung von austcnitischem nichtrostendem Stahl untersucht, und

es gelang, die Probleme zu lösen, die während der Mischkristal lbehandlung durch Walzen von nichtrostendem Stahl innerhalb des J^-Rekristallisationsbereichs auftreten. Außerdem wird durch die rasche Abkühlung des nichtrostenden Stahls auf der Fertigungsstraße bei einer über der kritischen Geschwindigkeit liegenden Abkühl ungsge~.chwin~ digkeit innerhalb eines spezifischen Temperaturbereichs nach dem Walzen die Ausfällung des Chromkarbids und
-nitrids beschränkt.

Um durch Rekristallisation ein Gefüge aus kleinen und
gleichmäßigen Teilchen zu erzielen, wurde insbesondere das Rekristallisationsverhalten untersucht und festgestellt, daß dieses grundsätzlich vom Durchmesser der
^-Teilchen auf frühem Stadium, der Dickenabnahme, der Temperatur und der chemischen Zusammensetzung abhängt. Fig. 1 zeigt die Beziehung zwischen der Endwal ζtemperatur und dem Gefüge des Stahls SUS 304 mit bis zu 3,2 Gew.-% Molybdän (A - D) und der Stähle SUS 316 (E) und SUS 316LN (F) von einer Zusammensetzung, wie sie in Tabelle I angegeben ist, die auf 1200°C erwärmt, durch Variieren der Endwalztemperatur auf eine Dicke von 12 mm gewalzt und dann abgekühlt werden.

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Bei den Tests wurde ausgehend vom tatsächlichen Walzvorgang die Dickenabnahme pro Durchgang mit 10 bis 20 % gewählt, so daß bei den Versuchen unter den die Rekristallisation beeinflussenden Faktoren die Temperatur und die chemische Zusammensetzung Variable sind. Wie aus Fig. 1 hervorgeht, steigt mit zunehmender Molybdänmenge im Stahl SOS 304 (Probe A) die für die vollständige Rekristallisation erforderliche Endwalζtemperatur an. Bei den Proben C, E und F ist jedoch das Rekristallisationsverhalten fast gleich, obwohl die Molybdänmenge dieselbe ist, jedoch sind die Mengen an C, N, Si^ Ni und Cr verschieden. Beim austenitischen nichtrostenden Stahl vom Typ SUS 304 und SUS 316 (einschließlich der Marken L, N und LN) hängt somit die Rekristallisationstemperatur von der Molybdänmenge ab, so daß es duch den Abschluß des Walzens bei einer Temperatur von über T-. = 940 + 30 (%Mo) möglich ist, einen Stahl mit einem Gefüge zu erhalten, das rekristallisiertes gleichmäßiges feines Korn enthält. Der Grund dafür, daß Molybdän eine weit größere die Rekristallisation verhin-r dernde Wirkung aufweist, ist dadurch gegeben, daß die Atome des Eisens, das das Grundmetall des Stahls darstellt, nicht angepaßt sind. Insbesondere weisen die Atome von Si, Mn, Cr und Ni denselben Radius auf wie die Fe-Atome des Stahls, der Radius der Molybdänmoleküle ist jedoch weit größer als der der Fe-Atome. Als Folge ist das Ausmaß der Fehlanpassung so groß, daß die Widerstandswirkung des gelösten Stoffes zunimmt, was seinerseits eine beträchtliche, die Rekristallisation verhindernde Wirkung nach sich zieht. Da die Elemente Kohlenstoff und Stickstoff zu den eindringenden Elementen gehören, kann davon ausgegangen werden, daß ihr Einfluß gering ist.

Das durch den Abschluß des Walzvorgangs bei einer Tempe-

— O _

ratur von über T_D = 940 + 30 (% Mo) erzielbare rekristallisierte Gefüge weist ein weit feineres Korn auf als der der Mischkristallbehandlung unterworfene nichtrostende Stahl gemäß dem Stand der Technik, so daß aufgrund des feinkörnigen Gefüges eine hohe Zugfestigkeit erzielt werdon kann.

Fig. 2 zeigt den Unterschied zwischen dem Durchmesser (dr) der i^-Teilchen von SUS 304 (Probe A) und SUS 316 (Probe E)/ die unter verschiedenen Walzbedingungen gewalzt werden, die einer Walztemperatur >. T_D (°C) genügen, welche die erfindungsgemäße Rekristallisationsbedingung darstellt, und die Streckgrenze (SG) des der Mischkristallbehandlung unterworfenen nichtrostenden Stahls (1050⁰C, 30 min). In jedem Fall kann festgestellt werden, daß bei Abnahme des Durchmessers der ,/'"'-Teilchen,

-1/2
d.h. bei Zunahme von (dr) ' , die Differenz ΛSG der Streckgrenze (SG) im Hinblick auf den der Mischkristallbehandlung unterworfenen nichtrostenden Stahl zunimmt, wodurch die Zugfestigkeit ansteigt. Bei Abnahme der Korngröße kann ei.
zielt werden.

größe kann eine Zugfestigkeit von maximal 100 N/mm er-

Die für die Unterdrückung der Ausfällung von Chromnitrid und -karbid im Korn wirksamen Abkühlungsbedingungen wurden durch Simulierung eines Walzvorgangs unter Einsatz einer Hochdruckkompressionsprüfmaschine beurteilt, wobei die Prüfstücke bei verschiedenen Abkühlungsgeschwindigkeiten abgekühlt und dann elektrolytisch mit 10%-iger Oxalsäurelösung elektrolytisch geätzt wurden (Stromdichte lA/dm , 90 see). Die folgende Tabelle II zeigt die Anwesenheit oder Abwesenheit von ausgefällten Teilchen, wenn der Probostahl A auf 1200 C erwärmt, seine Dicke um 20 % bei 1000°C bzw. 950°C zur Erzielung eines feinkristallinen Gefüges vermindert, bei einer Geschwindigkeit

von 0,8°C/sec entsprechend der Luftabkühlungsgeschwindigkeit des Stahlwerkstoffs bei einer Dicke von ca. 20 mm vor Beginn der beschleunigten Abkühlung abgekühlt und dann unter verschiedenen Abkühlungsbedingungen (Abkühlungsgeschwindigkeit, Beginn und Einstellung der Abkühlung) abgekühlt wurde.

	Temperatur bei Abküh lungsbe ginn ( C)	Tabelle II	Abkühlungs- geschwin digkeit (°C/sec)	Ausfällung
	800		10	-
Bedin gung	800	Temperatur bei Abküh- lungsende	5	-
1	800	Raumtemp.	3	+
2	800	Raumtemp.	1	+
3	800	Raumterap.	5	-
4	800	Raumtemp.	5	-
5	800	450	5	+
6	800	500	5	+
7	700	550	5	+
8	750	600	5	+
9	850	500	5	—
10	500
11	500

Der Vergleich der Bedingungen 1 bis 4 zeigt, daß es notwendig ist, bei einer Geschwindigkeit von über 5°C/sec abzukühlen, und der Vergleich von Bedingung 1 mit den Bedingungen 5 bis 8 zeigt, daß die Abkühlungstemperatur 500⁰C oder weniger betragen muß. Wird die Abkühlung bei 550 oder 600⁰C beendet, kommt es während der auf die beschleunigte Abkühlung folgenden Luftkühlung (bei diesem Experiment wurde diese

bei einer Abkuhlungsgeschwindigkeit von 0,8°C/sec simuliert) zur Ausfällung. Die Abkühlungsendtemperatur kann jede beliebige Temperatur sein, solange diese 500⁰C beträgt oder darunter liegt. Ist die Endtemperatur niedrig, so kommt es im Stahlwerkstoff zu Spannungen, so daß eine Temperatur von ca. 500 C bevorzugt wird. Wie aus dem Vergleich von Bedingung 6 mit den Bedingungen 9 bis 11 hervorgeht, sollte die Anfangstemperatur der Abkühlung nicht unter 800⁰C liegen. Beträgt die Anfangstemperatur der Abkühlung 750 C oder 700 C, kommt es zur Ausfällung.

Das Ergebnis der Untersuchung der Testergebnisse zeigt, daß es, wird die Probe A (SUS 304) im Rekristallisationsbereich gewalzt, zur Verhinderung der Ausfällung von Chromkarbid und -nitrid notwendig ist, die beschleunigte Abkühlung bei einer Geschwindigkeit von über 5°C/sec in einem Bereich von über 800 C und unterhalb von 500 C durchzuführen. Da davon auszugehen ist, daß die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit von den Mengen an C, N und Mo abhängt, wurden die folgenden Untersuchungen durchgeführt:

Fig. 3 zeigt die Beziehung zwischen den Mengen an (C + N) und Ho und der kritischen Abkuhlungsgeschwindigkeit, wenn die in Tabelle I aufgeführten Proben A, C, D und F und die in der nachfolgenden Tabelle III aufgeführten Proben G-M auf 1200⁰C erwärmt, ihre Dicke um 20 bzw. 15% bei 110Q°C und 1050°C vermindert, die Proben dann auf 800°C bei einer Geschwindigkeit von 0,8°C/sec abgekühlt und dann einer beschleunigten Abkühlung unterworfen werden.

Tabelle III

Zusammensetzung des Prüfstahls

	C	Si	Mn	P	S	Ni	Gr	Mo	gel. Al	TN .
G	0,010	0,53	1,03	0,015	0,008	10,3	18,5		0,002	0,0231
H	0,028	0,52	1,12	0,016	0,009	9,3	18,5	-	0,001	0,0238
I	0,051	0,48	1,04	0,015	0,008	8,8	19,3	-	0,001	0,0250
J	0,076	0,43	1,03	0,014	0,007	9.3	18,8	-	0,002	0,0203
K	0,011	0,42	0,96	0,012	0,008	12,8	17,4	3,0	0,001	0,0351
L	0,075	0,38	1,14	0,020	0,008	12,8	17,5	2,1	-0^001	0,0236
M	0,010	0,52	1,54	0,013	0,006	9,5	19,3		0,002	0,143

Bei einer Probe, die kein Molybdän enthält, steigt in einem Bereich von (C + N) f- 0,10 Gew.-% die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit mit der Menge an (C + N) an, in einem Bereich von (C + N) > 0,10 Gew.-% ist die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit jedoch im wesentlichen konstant, d.h. sie beträgt 10 C/sec. Bei derselben Menge an (C + N). nimmt in dem Maße wie die Molybdänmenge zunimmt, die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit ab, beschreibt man jedoch die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit mit einer logarithmischen Skala, so ist sie unabhängig von der Menge an (C + N) konstant. Die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit ergibt sich somit aus den folgenden Gleichungen:

log (Rc) = - 0,32 + 14 (%C + %N) - 0,067 (%Mo) wenn (C + N) ·< 0,10; und

log (Rc) = 1,08 - 0,067 (%Mo) wenn (C + N) > 0,10.

Das Element, das einen großen Einfluß auf die Rekristallisa tionstemperatur hat, ist somit Molybdän, und im Hinblick auf die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit, bei der Chrom ausfällt, sind die Einflüsse von C und N am signifikantesten, gefolgt von Molybdän. Der Einfluß der übrigen Elemente ist nur äußerst gering.

Der Grund für die Beschränkung der Zusammensetzung ist erfindungsgemäß folgender:

Was den Kohlenstoff betrifft, so ist es, wie Fig. 3 zeigt, notwendig, seine Menge auf 0,08 Gew.-% oder darunter zu beschränken. Obwohl Silizium für die Desoxidation erforderlich ist, beeinträchtigt es in hohem Maße die Warmumformbarkeit, wenn sein Mengenanteil 1,0 Gew.-% übersteigt, no daß 3?ino maximal ο Menge 1,0 % zn betragen hat.

Mangan ist ebenfalls erforderlich für die Desoxidation. Übersteigt sein Mengenanteil jedoch 2,0 Gew.-%, beeinträchtigt es die Korrosionsbeständigkeit, so daß seine obere Grenze 2,0 % beträgt.

Chrom ist ein wichtiges Element für die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, insbesondere der Lochfraßkorrosionsbeständigkeit, wenn sein Mengenanteil jedoch unter 16 % liegt, kann seine vorteilhafte Wirkung nicht in ausreichendem Maße erzielt werden. Übersteigt die Chrommenge jedoch 20 %,ist es für die Gewährleistung der Austenitstruktur erforderlich, eine· große Menge an Nickel zuzusetzen, wodurch die Kosten gesteigert und die Umformbarkeit herabgesetzt werden. Aus diesem Grunde ist es erforderlich, die Chrommenge in einem Bereich von 16 bis 20 Gew.-% zu halten. Nickel ist für die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit erforderlich. Für die Aufrechterhältung der Austenitstruktur bei der oben beschriebenen

Menge . an Chrom ist es notwendig, Nickel in einer Menge von 8,0 % oder darüber einzusetzen. Aus wirtschaftliehen Gründen sollte die obere Grenze für die Nickelmenge jedoch 16 % betragen.

Molybdän dient der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, die Verwendung von über 30 % Molybdän ist jedoch unwirtschaftlich, so daß 30 % die obere Grenze für die Mölybdänmenge ist. Der Molybdängehalt kann auch 0 % betragen.

Stickstoff ist wichtig für die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, ein Einsatz von über 0,25 % Stickstoff ist jedoch unvorteilhaft, da dadurch die Härte ansteigt.

Durch Erwärmen von austenitischem nichtrostendem Stahl der Zusammensetzung innerhalb des oben angerührten Be-

reichs, wobei der Rest auf Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt, Walzen des nichtrostenden Stahls bei einer Temperatur von über T_n = 940 + 30 (%Mo) und Abkühlung des gewalzten nichtrostenden Stahls von über 800⁰C auf unter 500⁰C unter Berücksichtigung von (C + N) bei. einer kritischen Abkühlungsgeschwindigkeit (Rc) entsprechend den Gleichungen:

log (Rc) = - 0,32 + 14 (%C + %N) - 0_f067 (%Mo)

wenn (C + N) * 0,10; und

10 log (Rc) β 1,08 - 0,067 (%Mo)

wenn (C + N) > 0,10,

ist es möglich, in einer einzigen Fertigungsstraße nichtrostenden Stahl derselben oder höherer Korrosionsbeständigkeit und weit höherer Streckgrenze zu erhalten als dies der Fall ist bei einem gernäß dem Stand der Technik der Mischkristallbehandlung unterworfenen nichtrostenden Stahl.

Nachfolgend werden konkrete Beispiele für die Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens angeführt:

in der nachfolgenden Tabelle IV sind die mechanischen Parameter von SUS 304-Stahl, enthaltend 0,048 % C, 0,50 % Si, 0,96 % Mn, 9,2 % Ni, 18,9 % Cr und 0,332 % N nach Passage einer auf 1100⁰C erwärmten Blockwalzstraße und nach unterschiedlicher Wärmebehandlung, das Vorhandensein oder Fehlen von Ausfällung, festgestellt durch elektrolytische Ätzung mit 10%-iger Oxalsäure sowie das Ergebnis des Tauchtests (6 Stunden in 0,5%-iger kochender Schwefelsäure) angegeben.

Tabelle IV

,.Bedingung Walzendtem- Abkühlungs-

ZF

Korro- Korro- Bemerkung

Probe

peratur ( C) geschwindig- (N/mm ) (N/mm ) sion* sions-

keit (°C/sec) mengei*
(g/mm )

2
3

4
5

Mischkristallbehandlung 1050°C_f Abschrecken mit Wasser

1000 950

900 950

10

583

263	638
303	6Ö~4
521	713
310	663

4,8 Kontrolle

4,7 erfindungsgemäß

4,6 erfindungsgemäß

10,3 Kontrolle 6,4 Kontrolle

*.Elektrolytisches Ätzen mit 10%-iger Oxalsäure ** Tauchtest in 0,5%-iger kochender Schwefelsäure

Die Stahlplatte hat eine Dicke von 12 mm, eine Rekristallisationstemperatur von T_n = 940⁰C, eine kritische Abkühlungsgeschwindigkeit von Rc = 6,6 C/sec, eine Anfangstemperatur für die beschleunigte Abkühlung von 800°C und eine Abkühlungsendtemperatur von 500⁰C.

Die in Tabelle IV angeführten Bedingungen ähneln denen, wie sie bei der Verwendung der Mischkristallbehandlung zum Einsatz gelangen, und zwar darin, daß es zu keiner Ausfällung kommt und die Korrosionsmenge im wesentlichen dieselbe ist. Die Streckgrenze (SG) ist jedoch aufgrund der Verkleinerung der Korngröße um 50 bis 90 N/mm gestiegen· Obwohl in Tabelle IV nicht angegeben, da es der Erfindung entspricht, wird die beschleunigte Abkühlung in derselben Fertigungstraße durchgeführt. Verglichen mit der Mischkristallbehandlung kann die Stufe der Wiedererwärmung wegfallen, wodurch Kosten für Anlage und Energie gespart werden.

Die Bedingungen 4 in Tabelle IV genügen nicht der erfindungsgemäßen Rekristallisationsbedingung, so daß ein Teil des Stahlwerkstoffs nicht der Rekristallisation unterliegt, wodurch die Korrosion trotz der starken Intensität ansteigt. Dies kann auf der Restumformungsspannung beruhen, welche die durch den nichtumkristallisierten Zustand hervorgerufene Korrosionsbeständigkeit beeinträchtigt. Da die Bedingungen 5 in Tabelle IV nicht der erfindungsgemäßen kritischen Abkühlungsgeschwindigkeit genügen, kommt es zur Ausfällung, und die Korrosionsmenge ist etwas höher als beim erfindungsgemäßen nichtrostenden Stahl.

Die nachfolgende Tabelle V zeigt die mechanischen Parameter, das Vorhandensein oder Fehlen von Korrosion und

das Ergebnis des Tauchtests an SUS 316L in 0,5%-iger kochender Schwefelsäure, d.h. an nichtrostendem Stahl, enthaltend 0,019 % C, 0,55 % Si, 1,32 % Mn, 13,6 % Ni, 17,4% Cr, 2,5 % Mo und 0,0288 % N, der im Stranggußverfahren zu einer Bramme gegossen, .durch, schwache Blockwalzen gewalzt, auf 1250°C erwärmt uni
unterzogen wurde.

1250°C erwärmt und dann verschiedenen Wärmebehandlungen

Die Prüfstücke hatten eine Plattendicke von 5 nun, die Rekristallisationstemperatur T_ betrug 1015 C, und die kritische Abkühlungsgeischwindigkeit Rc betrug 1,5 C/sec. Die beschleunigte Abkühlung begann bei einer Temperatur von 800 C und endete bei 500°C. Diese Temperaturen entsprechen den in Tabelle IV angeführten Temperaturen.

Tabelle V

. Bedingungen Walzendtempera
tur (°C)

Probe

Abkühlungs- SG geschwindig-

ZF

keit
(°C/sec)

(N/mm²) (N/mm²)

Korro- Korro- Bemerkung sion* sionsmenge**

( q/Ά )

3
4

Mischkristallbehandlung 233 1050⁰C, Abschrecken mit Wasser

1050

950
1030

4
0,8

320

503 328

594

634

708 640

1,6 Kontrolle

1,5 erfindungsgemäß

3,5 Kontrolle 2,2 Kontrolle

00 I

* Elektrolytisches Ätzen mit 10%-iger Oxalsäure ** Tauchtest in 0,5%-iger kochender Schwefelsäure

K) CT)

Probe 2 aus Tabelle V, welche das erfindungsgemäße Verfahren verkörpert, zeigt keine Korrosion und die Korrosionsmenge ist ähnlich der der Kontrollprobe 1, die der Mischkristallbehandlung unterworfen wurde, nur stieg die Streckgrenze (SG) um 87 N/mm² an. Diese Eigenschaften der Proben 3 und 4 genügen jedoch nicht der Rekristallisation -bw. der kritischen Abkühlungsbedingung,,so daß ihre Korrosionsbeständigkeit unter der der erfindungsgemäßen Proben und der Kontrolle liegt.

wie aus Tabelle V hervorgeht, ist es bei relativ hoher Rekristallisationstemperatur und bei relativ geringer Dicke der fertiggestellten Platte schwierig, die gewünschte Endtemperatur zu gewährleisten. In einem solchen Falle ist es vorteilhaft, die Brammen zur Verminderung ihrer Dicke einem schwachen Walzvorgang zu unterziehen.

Wie oben ausgeführt, kann erfindungsgemäß bei der Herstellung von Platten aus austenitischem nichtrostendem Stahl verglichen mit der 'üblicherweise verwendeten' Mischkristallbehandlung weit mehr Energie eingespart werden. Außerdem kann verglichen mit der Mischkristallbehandlung eine weit höhere Streckgrenze (SG) erzielt werden.

Claims

VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG VON PLATTEN AUS AUSTENITISCHEM

NICHTROSTENDEM STAHL

Patentanspruch

Verfahren zur Herstellung von Platten aus austenitischem nichtrostendem Stahl, enthaltend bis zu 0,08 Gew.-% Kohlenstoff, bis zu 1,0 Gew.-% Silizium, bis zu 2,0 Gew.-% Mangan, 8,0 bis 16,0 Gew.-% Nickel, 16,0 bis 20,0 Gew.-% Chrom, 0 bis 30 Gew.-% Molybdän, bis zu 0,25 Gew.-% Stickstoff, wobei der Rest auf Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen entfällt, gekennze lehnet durch folgende Stufen:

Walzen eines Rohlings aus nichtrostendem Stahl bei einer Temperatur von über T₁₃ = 940 + 30 (%Mo) und

Abkühlen des gewalzten Rohlings von einer Temperatur von über 800⁰C auf eine Temperatur von unter 500⁰C bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von über Rc (°C/sec.) entsprechend den folgenden Gleichungen:

log (Rc) = - 0,32 + 14 (%C + %N) - 0,067 (%Mo)

wenn (%C + %N) £ 0,1 Gew.-%; und log (Rc) = 1,08 - 0,067 (%Mo) wenn (%C + %N) > 0,1 Gew.-%.