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Verfahren zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit von austenitischen
Chromnickelstahllegierungen Die Erfindung bezieht sich auf die Behandlung von austenitischen
Chromnickelstählen, und es ist der Zweck der Erfindung, diese Stähle gegen interkristalline
Korrosion beständiger zu machen. Als Beispiel für eine solche Stahlart wird der
bekannte rostfreie austenitische Stahl mit 18"/, Chrom und 804 Nickel genannt,
der jedoch auch mehr oder weniger von diesen Legierungselementen aufweisen kann.
Die Erfindung wird demzufolge auf alle austenitischen Stähle angewendet, deren Chromgehalt
zwischen z o und 4o °/° und deren Nickelgehalt zwischen 6 und @o °/° schwankt.
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Wenn nun derartige austenitische Chromnickelstähle im allgemeinen
als korrosionsfest bekannt sind, so zeigt sich bei ihnen doch ein wesentlicher Verlust
an Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit, wenn sie auf Temperaturen von etwa 43o°
bis 82o° C erhitzt werden. Dieser Verlust des Korrosionswiderstandes und der Zähigkeit
wird auf die interkristalline Ausfällung von chromreichen Carbiden zurückgeführt.
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Es ist nun bereits vorgeschlagen worden, derartige Stähle durch Erhitzung
auf verhältnismäßig hohe Temperaturen von etwa 98o° C und mehr mit nachfolgender
rascher Abkiihlung rein austenitisch zu machen, so daß sich der Kohlenstoff und
die vorhandenen Legierungselemente in fester Lösung befinden. Wenn nun aber ein
derartiger Stahl im Gebrauch auf Temperaturen von etwa 430 bis 82o° C kommt, dann
neigt der Kohlenstoff dazu, sich als Carbidverbindung an den Korngrenzen auszuscheiden.
Die sich so bildende wesentlichste Carbidverbindung ist sehr chromreich, und da
die Diffusionsgeschwindigkeit des Chroms wesentlich niedriger als die Diffusionsgeschwindigkeit
von Kohlenstoff ist, ergibt sich an den Korngrenzen ein merkbares Geringerwerden
des Chromgehaltes, und zwar gerade an den Korngrenzen und den unmittelbar benachbarten
Schichten der Körner. Wenn die Chromarmut an diesen Stellen wieder beseitigt werden
soll, ist eine ziemlich lange Wärmeeinwirkung notwendig, um auf dem Wege der Diffusion
Chrom von den entfernteren Schichten der Körner wieder heranzuführen. Hierbei muß
berücksichtigt werden, daß für jedes Atomgewicht des Kohlenstoffs 4 Atomgewichte
des Chroms ausgefällt worden sind. Aus diesem Grunde strebt man auch danach, den
Kohlenstoffgehalt dieser Legierungen auf höchstens o,z °/° zu halten. Eine gleiche
Carbidausscheidung mit den angegebenen Folgen kann eintreten, wenn die Legierung
voll
c1So=` C und höher nur langsam abgekühlt wird und dabei den Temperaturbereich von
28o bis .13o- C durchläuft.
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Wenn null auf eine solche Stahllegierung, ili der eilte interkristalline
C arliidatissclieidung stattgefunden hat, ätzende Flüssizkeiten (,der Gase woinöglicü
noch unter Druck einwirken. tritt eine Korrosion all den clironiarmen Korngrenzen
sehr schnell ein, die sich in manchen Fällen über den ganzen Ouerschnitt der Stalillegierting
ausbreitet und zu schweren Beeinträchtigungen der Festigkeit, wenn nicht -ar züi
völligen Zerstörungen der 2:ustenitischeil i--'lironinicl:elstälile führt.
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Diese Nachteile werden mit der Erfindung h:seitigt. 1-s Ilat sich
nämlich gezeigt, daß ini Innern der austenitischen Körner durch eine Kaltverformung
Gleitlinien entstehen, all .denen mindestens in gleichem Maße wie an den l@orngrenzen
die Carbidausfällung eintritt. Weint daher durch die Kaltverformung der Stahllegierung
für eine möglichst große Zahl von Gleitlinien innerhalb iedes Kornes gesorgt wird,
dann kann die Carbidausscheidunginnerhalb des Kornes eher erfolgen als an den Korngrenzen.
Dadurch, dall hierbei der Weg, den Kohlenstoff und Chrom zur Ausfällung gelten müssen,
verkürzt wird, wird der Bereich der örtlichen Verarmung all Chrom unmittelbar liehen
der Stelle der _@usfälltitig verringert, und so wird die Zeit. die für eine gleichmäßige
Wiederverteilung des Chroms auf (lein Wege der Diffusion durch das austenitische
Gefüge erforderlich ist, vbetifalls geringer. Dadurch, dal; ferner die Zahl der
Ausfällungskerne gesteigert wird. niinint das Mall eler Chroniverarinung an jeder
Stelle ab.
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Demzufolge kennzeichnet sich also (las Verfahren nach der Erfindung
dadurch, claß der austenitische Chrotnnickelstahl nach der Kaltverformung derart
lange auf Tempel-atureil voll .13o his 82o- C erhitzt wird, dab im wesentlichen
der gesamte Kohlenstoff oberhalb der Löslichkeitsgreilze ausgefällt und eine im
wesentlichen gleichmäßige Wiederverteilulig des Chroms innerhalb des austenitischen
Gefüges bewirkt wird.
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Wenn ein so behandelter Stahl dann auf dir obenaenannte kritische
Temperatur von etwa .13O bis 820 @ C erhitzt wird, dann kann keine Carbidausfällung
mehr eintreten, und die im wesentlichen durch Chrom bedingte 1-orrosionsbeständigkeit
bleibt auch bei diesen Temperaturen aufrechterhalten.
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Die Behandlungstemperatur darf gemäß der Erfindung aber nicht die
IZekristallisationstL-mperatur erreichen, da sonst die Gleitlinien wieder verschwinden
und ein ganz neues Korngefüge entsteht.
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Es ist an sich bekannt, zur Erhöhung des Korrosionswiderstandes von
austenitischen Chroinnickelstä hlen die Legierung einer Kalt-.bearbeitung bei Temperaturen
zwischen 70 bis 520- l , vorzugsweise zwischen Zoo bis 4 5ov C züi unterwerfen.
Bei diesem bekannten Verfahren wird zwar, da, wie festgestellt werden konnte, die
Carbidausfällung sich gewöhnlich in einem Temperaturbereich von .4oo his goo° C
abspielt. die Carbidausfällung beschleunigt, aber der so behandelte Stahl wird nicht
bei allen Temperaturen innerhalb des Bereiches der Carbidausfällung korrosionsbeständig
sein. Außerdem ist bei dem bekannten Verfahren der Zeitraum der Behandlung züi kurz,
uin eitle Wiederverteilung des Chroms über das Korn zu ermöglichen.
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Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird ini Gegensatz züi der Maßnahme
des Bekannten eine Kaltbearbeitung bei Temperaturen unterhalb des Carbidausfällungsbereiches
und dann eilte Warmbehandlung vorgenommen bei Temperaturen in der Nähe der iililichen
Grenze des Carbidausfällungsbereiches, aber unterhalb der Temperatur der Rekristallisation.
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Bevar die Erfindung weiter beschrieben wird, soll auf die beiliegenden
Zeichnungen eingegangen «erden.
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Fig. i zeigt ein Diagramm finit der Kohlenstoftlösliclikeit einer
typischen austenitischen Cliromnickelstahllegierung bei verschiedenen Temperaturen.
Fig. 2 ist ein Diagramm, bei dein die verschiedenen Einflüsse in Beziehung zueinander
gesetzt sind, die die Temperatur der Wärmebehandlung gemäß der vorliegenden Erfindung
bestimmen. Fig. 3 veranschaulicht das mikroskopische Gefüge von durch Abschreckung
von hohen Temperaturen erzielten austenitischen Stahllegierungen mit Zwillingsstreifung,
die für solche Stähle kennzeichnend sind. Fig..f zeigt in einer etwas größeren Darstellung
das mikroskopische Gefüge des Stahles der Fig. r, nachdem die Carbidverbindung an
den Korngrenzen entlang durch Erhitzen auf Temperaturen von 430 bis 8z0° C ausgefällt
ist. Fig. 5 zeigt in noch größerer Darstellung (las mikroslcopisclie Gefüge von
sehr großen Korngrenzen, die durch die Carbidausfällung und die hierdurch bedingte
Trennung der Körner hervorgerufen sind. Fig.6 veranschaulicht das mikroskopische
Gefüge von kalt verformter oder durch Kaltrecken gehärteter austenitischer Stahllegierung.
1-iierbei zeigt die Scliraffur in der Mitte jedes länglichen Korns an, daß im Korninnern
infolge der Kaltverformung eine sehr große Zahl von Gleitlinien entstanden ist.
Fig.7 zeigt das mikroskopische Gefüge von Körnern der Fig.6, nachdem der kalt verformte
Stahl der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung unterzogen ist,
die
für die Carbidausfällung günstig ist, aber die Rekristallisation der kalt verformten
Körner noch nicht herbeiführt. Fig.8 zeigt im größeren Maßstabe das mikroskopische
Gefüge der Legierung -der Fig. 7 und stellt die kreuzförmige Anordnung der Gleitlinien
innerhalb eines kalt verformten Korns dar, in dem eine Fülle von ausgefällten Carbiden
vorhanden ist. Hierdurch wird der verhältnismäßig kurze Diffusionsweg für Chrom
und Kohlenstoff im Vergleich zu dem längeren Weg nach den Fig.3 bis 5 veranschaulicht.
F ig. 9 und i o veranschaulichen vergleichsweise das innere Gefüge eines Blech-
oder Rohwerkstoffes aus austenitischer Stahllegierung, die nach dem bisher bekannten
Verfahren (Fig. 9) und nach dem Verfahren gemäß der Erfindung (Fig. io) behandelt
sind. In Fig.9 stellen die Korngrenzen Verbindungswege durch den Stahl von Oberfläche
zu Oberfläche dar, die, wenn die Carbide ausgefällt sind, bevorzugte Stellen für
den Angriff korrodierender Flüssigkeiten oder Gase, insbesondere bei Druck, bilden.
Dadurch, claß gemäß der Fig. io die Carbidausfällung mehr innerhalb des Innern des
Korns als an Korngrenzen entlang erfolgt, wird der Angriff durch korrodierende Flüssigkeiten
und Gase nur auf den Flächenteil des Korns beschränkt, der diesen Flüssigkeiten
oder Gasen ausgesetzt ist, und es ergibt sich dabei eher eine Oberflächenzerstörung
des Stahls als eine Zerstörung des inneren Kornzusammenhangs.
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Gemäß der Fig. i ändert sich die Löslichkeit des Kohlenstoffs in austenitischen
Stahllegierungen der bereits erwähnten Art und insbesondere die des Kohlenstoffs
in den Stahllegierungen, die ungefähr i8°fo Chrom und 81/0 Nickel enthalten, bei
Temperaturen bis unterhalb 65o° C nur wenig. Sie erreicht ungefähr den Wert von
o,025 °%. Oberhalb dieser Temperatur wächst die Löslichkeit des Kohlenstoffs an,
zuerst langsamer, dann aber schneller. Bei 82o° C beträgt die Löslichkeit des Kohlenstoffs
ungefähr o,03°0.
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Es ist schwierig, austenitische Stahllegierungen mit einem Kohlenstoffgehalt
unterhalb von o,io oder o,o8°/a herzustellen. Wenn ein solcher Stahl auf Temperaturen
von 65o° C und unterhalb erhitzt wird, fällt der Kohlenstoff, der über o,o25 °/a
vorhanden ist, in der Nachbarschaft der Korngrenzen aus. Es ist aus der Fig. i ersichtlich,
daß, wenn der austenitische Stahl auf Temperaturen von ungefähr 98o° C erhitzt wird,
die Kohlenstofflöslichkeit etwa o,io°jo beträgt. Es wird daher bei diesem üblichen
Kohlenstoffgehalt dieses Stahles keine Carbidausfällung bei dieser Temperatur eintreten.
Das WiederinlösunL-zehen des auszefällten Carbides erfordert eine gewisse Zeit,
die mit dem Steigen der Temperatur abnimmt.
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Die austenitischen Stahllegierungen werden im üblichen Gebrauch selten
Temperaturen über etwa 82o° C unterworfen, jedoch sind Temperaturen von :etwa q.oo
bis 8oo' C nichts Ungewöhnliches. Es ist daher sehr wünschenswert, die austenitischen
Chromnickelstähle hinsichtlich der Carbidausfällung bei oder unterhalb dieses Temperaturgebietes
unempfindlich zu machen.
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Es wurde nun erkannt, daß sowohl die Ausfällung als auch das Wiederinlösunggehen
der Carbide im wesentlichen von der Zeit und der Temperatur abhängig sind. Je höher
die Temperatur ist, um so geringer ist die Erwärmungsdauer, und umgekehrt, um einen
gewünschten Grad der Carbidausfälluiig oder Lösung, die mit der tatsächlichen Lösungsfähigkeit
übereinstimmt, zu erreichen.
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Es wurde ferner noch erkannt, daß die Erwärmungszeit bei einer bestimmten
Temperatur verlängert werden muß, um eire gleichmäßige Verteilung des in fester
Lösung verbleibenden Chroms nach der - Carbidausfällung in der ganzen Stahllegierung
durch Diffusion zu erhalten, damit der Verlust des Korrosionswiderstandes des Stahls
durch die Chromverarmung in den Flächen, die unmittelbar neben den Stellen der Carbidausfällung
liegen, beseitigt wird. Hierbei wächst die Diffusionsgeschwindigkeit des Chroms
durch den Austenit mit dem Steigen der Temperatur, und umgekehrt.
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Es wurde weiter festgestellt, daß die Dauer der Wärmebehandlung und
die Höhe der Temperatur ferner durch den Grad der Kaltverformung bestimmt werden,
die dem Stahl vor der Wärmebehandlung zuteil geworden ist. Je höher im allgemeinen
der Grad der Kaltverformung ist, um so niedriger ist die Temperatur der Wärmebehandlung
und um so kürzer die Behandlungsdauer bei einer gegebenen Temperatur, um die Ca,rbidausfällung
und die gleichmäßige Wiederverteilung des in fester Lösung verbliebenen Chroms im
austenitischen Gefüge durch Diffusion zu erreichen.
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Der Grad der Kaltverformung schwankt in weiten Grenzen, da er von
der Art der Kaltverformung, wie Walzen, Ziehen, Schmieden u. dgl., der Temperatur,
bei der die Kaltverformung stattfindet, der in Lösung befindlichen Kohlenstoffmenge,
den zu entwickelnden mechanischen Eigenschaften, der gewünschten Temperatur und
Wärmebehandlungsdauer und teilweise von der Betriebstemperatur, welcher der fertige
Stahl ausgesetzt ist, abhängig ist.
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Bei austenitischen Chromnickelstählen, die nicht mehr als o,i2°/o
Kohlenstoff enthalten,
wurde festgestellt, daß sich der Grad der
Kaltv erforinung von 5 bis So'/, ändern kann. Eine Ouerschnittsverringerung
von 15 bis 5o "(" reicht bei o, i 2 "/" Kohlenstoff aus, um eine genügende Anzahl
von Gleitlinien im Stahl zu entwickeln.
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Da die Carhidausfällung in diesem Stahl bei ungefähr .13o° C anfängt,
soll die Temperatur der Kaltv erforinung vorzugsweise unterhalb .130° C liegen.
Es wird jedoch eine Kaltverformung bei Raumtemperatur vorgezogen. Diese Temperaturangaben
dienen nur als Beispiele und stellen keine Beschränkung des Erfindungsgegenstandes
dar. Es kann auch vorkommen, daß der austenitische Chromnickelstahl bei der Kaltverformung
unabsichtlich etwas erwärmt wird.
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In der Fig.2 sind die Einflüsse der Zeit und der Temperatur auf die
Carbidausfällung und die Lösung (links) sowie auf die Rekristallisation (rechts)
eine; austenitischen Chromnickelstahls finit etwa o,o8"/" Kohlenstoff, 180,1, Chroin
und 8"j" .Nickel dargestellt. In der Abbildung sind auf der Ordinate die Temperaturen
und auf der Ahszisse die Zeit in Stunden logarithmisch aufgetragen. -Die Kurven
A, B und C der Fig. 2 (links) zeigen die ungefähren Glühtemperaturen und
die Zeiten bei diesen Temperaturen an, die zur Lösung des an den Kurven angegebenen
Kohlenstoffs erforderlich sind, wobei von einem Stahl ausgegangen wird, bei dem
ein großer Teil des Kohlenstoffs in Form von Carbidteilchen vorliegt. Oberhalb der
Teinperatur des waagerechten Astes der Kurve A ist der gesamte o,o8"I" betragende
Kohlenstoffgehalt auflösbar. Wenn dieser austenitische rostfreie Chromnickelstahl
bei Temperaturen des waagerechten Astes der Kurven B und C gehalten wird, werden
nur o,o50ö und 0,03''`o Kohlenstoff in Lösung bleiben. Eine im wesentlichen vollständige
Ausfällung (wahrscheinlich bleiben weniger als 0,o25 "/p gelöst) wird bei niedrigeren
Temperaturen auftreten. Die Kurven D, E und F zeigen die Temperaturen und
Zeiten, die erforderlich sind, um eine wesentliche Carbidausfällung in dem rein
austenitischen kalt verformten Chromnickelstahl mit 18 "/" Cr und 8"!. '\:
ickel zu erzielen. Aus den Kurven D, E und F ist ferner ersichtlich, daß der Kaltverformungsgrad
die Geschwindigkeit der Carbidausfällung beschleunigt. In Anbetracht dieser Tatsache
stellt also die Fläche unterhalb der Kurve C, aber oberhalb der Kurve F den Bereich
der Carbidausfällung dar.
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Die Kurven auf der rechten Seite der Fig. 2 veranschaulichen den Einfluß
der Zeit lind der Temperatur auf die Rekristallisation dieses austenitischen Chromnickelstahles
nach einer Kaltverformung. Der Kaltverformungsgrad für den austenitischen Stahl
muß nun erfindungsgemäß so sein, daß der Anteil der Carbidausfällung wächst und
wenigstens so ausreichend ist, daß a) die Zeit für die Carbidausfällung gekürzt,
b) die Fläche der Chromverarmung neben den Carbidausfällungsstellen verringert und
c) die Zeit verkürzt wird, die das in fester Lösung verbliebene Chrom braucht, tiin
(las austenitische Gefüge gleichmäßig und vollständig zu durchdringen.
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Wenn eine austenitische Chroinnickelstahllegierung, z. B. ein Stahl
mit etwa o,i Kohlenstoff, i8 °o Chrom und 801o Nickel, kalt verformt wird,
bildet sich ein bestimmter Betrag von Ferrit längs den Gleitlinien. Beim Erhitzen
auf erhöhte Temperaturen ist Ferrit der zuerst gebildete Bestandteil. Dieser Ferrit,
welcher oft nach anfänglichem Erhitzen Carbidteilchen enthält, wandelt sich bei
Temperaturen von ungefähr 59o bis 0o° C in Austenit uni, wobei die Erhitzungsdauer
von der Temperatur abhängt. Dieser Vorgang ist in der Fig. 2 durch die Kurve G dargestellt.
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Beim Erhitzen des kalt verformten austenitischen.Stahles auf noch
höhere Temperaturen hängt die Rekristallisationstemperatur a) von (lein Grad der
Kaltverformung, b 1 von der I:rhitzungsdauer, c) von der besonderen Korngröße des
Stahls und d) von der.Stahlzusammensetzung ab.
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In der Fig. 2 ist in den Kurven 1, die mit der Bezeichnung R/ A -
15'/, (d. h. Quer -schnittsverminderung = i @";r") versehen sind, die Beziehung
der Erwärmungsdauer und der Temperaturhöhe zu der Rekristallisation des Stahls nach
einer i5"/"igen Querschnittsverminderung durch Kaltverformung angegeben. Wenn der
Stahl o, i Stunde erhitzt wird, beginnt die Rekristallisation ein wenig unterhalb
96o° C. Wenn die Temperatur auf g80° C ansteigt, wird die Rekristallisation in der
gleichen Zeit vollständig sein. Wird jedoch die Zeit bei der Temperatur von etwa
96o° C auf über i Stunde verlängert, so wird die Rekristallisation vollständig,
wie durch die gestrichelte waagerechte Linie a angedeutet ist. Dasselbe Ergebnis
kann bei niedrigen Temperaturen mit noch längeren Erwärmungszeiten erre:cht werden.
Bei einer Erhitzung von i oo Stunden beginnt die Rekristallisation bei einer Temperatur
von nahezu 870° C, jedoch tritt eine vollständige Rekristallisation nicht ein, bis
eine Temperatur von ungefähr 90o° C während einer erheblich längeren Zeitdauer aufrechterhalten
worden ist.
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Bei einer nuerschnittsverminderung von 5o "/" liegt die Rekristallisationstemperatur
bei einer bestimmten Zeitdauer niedriger als
bei der Verformung
von 15 °%, wie aus den Kurven K ersichtlich ist. Aus diesen Kurven ist ferner noch
zu entnehmen, daß ein Stahl mit feinerem Korngefüge bei dem gleichen Kaltv erformungsgrad
bei einer niedrigeren Temperatur rekristallisiert als ein Stahl mit gröberem Korn.
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Die Kurven K zeigen ferner, daß bei einer Erwärmungszeit von ungefähr
o, i Stunde die Rekristallisation des feinkörnigen austenitischen Chromnickelstahls,
der ungefähr um 5o'/, kalt verformt worden ist, bei etwa 780° C beginnt und bei
iostündigem Erhitzen etwa bei 65o° C, während eine vollständige Rekristallisation
bei Temperaturen von 8400 C bzw. bei der längeren Erhitzungsdauer von 775° C erreicht
wird. Bei einem grobkörnigen Stahl und bei denselben Bedingungen liegen die Erwärmungstemperaturen
für den Beginn bzw. für die vollständige Rekristallisation entsprechend wesentlich
höher und betragen nahezu 8q.0 und goo° C für o,i Stunde Erhitzungszeit und
700 und 85o0 C für io Stunden Erhitzungsdauer.
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Durch die Rekristallisation verschwindet das durch die Kaltverformung
gebildete Gefüge des Stahls gänzlich, und eine neue und dem vorigen Gefüge unähnliche
Kornausbildung erscheint. Diese neue Kornausbildung ist von den die Kaltverformung
kennzeichnenden Gefügemerkmalen, d. h. von den Gleitlinien frei, wobei die aneinanderliegenden
Körner bestrebt sind, größere Körner zu bilden. Diese letzte Wirkung wird durch
die Kurve J dargestellt. Aus der vorangehenden Beschreibung der Kurven
I, K, G und J ist ersichtlich, daß die Wärmebehandlungstemperatur für den
kalt verformten Stahl gemä-@ der Erfindung zwecks Carbidausfällung, ohne daß eine
wesentliche Rekristallisation auftritt, in weiten Grenzen schwankt, da sie von dem
Kaltverformungsgrad, von dem Zweck und dem Maß der Wärmebehandlung und teilweise
von der Korngröße des kalt verformten Stahls abhängt.
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Das erfindungsgemäße Verfahren soll aus wirtschaftlichen Gründen so
durchgeführt werden, daß die Zeitdauer der Wärmebehandlung möglichst kurz wird.
Die Kurven D, E und F zeigen die geringsten Behandlungstemperaturen bei einer gegebenen
Zeit an, um die Carbidausfällung zu erreichen. Die Kurve C zeigt dagegen die höchsten
Temperaturen bei einer gegebenen Behandlungszeit an, um eine Ausfällung des Kohlenstoffs
oberhalb des Betrages von 0,03 °/o zu erreichen.
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Innerhalb dieses Temperaturbereichs muß die Wärmebehandlung bei einer
gegebenen wirtschaftlichen Zeit, z. B. io Stunden, für. eine bestimmte austenitische
Chromnickelstahllegierung gewählt werden, die um einen bestimmten Grad kalt verformt
worden ist, um das Ziel der Erfindung zu erreichen, nämlich a) eine wesentliche
Ausfällung von Carbidverbindungen oberhalb der Kohlenstofflöslichkeit von ungefähr
0,025 bis o,30 °/o, b) eine gleichmäßige Verteilung des in fester Lösung
verbleibenden Chroms innerhalb des austenitischen Gefüges und c) die Vermeidung
einer wesentlichen Rekristallisation des kalt verformten Stahls.
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Durch den Ausdruck »wesentliche Rekristallisation#- wird die Rekristallisation
des größeren Teils der kalt verformten Körner verstanden. Aus der Fig.2 ist ersichtlich,
daß bei Temperaturen unterhalb der vollständigen Rekri.stallisation die Kurven des
Beginns der Rekristallisation liegen. Es liegt in dem Rahmen der Erfindung, daß
die Rekristallisation zwar beginnen kann, die vollständige Rekristallisation des
kalt verformten Stahls darf jedoch nicht erreicht werden. Das Maß der zulässigen
beginnenden Rekristallisation hängt von dem Kohlenstoffgehalt und teilweise auch
von dem Grad der vorangegangenen Kaltverformung ab. Bei verhältnismäßig niedrigem
Kohlenstoffgehalt und bei einem verhältnismäßig hohen Kaltverformungsgrad kann die
zulässige beginnende Rekristallisation stärker sein als bei höherem Kohlenstoffgehalt
und bei niedrigerem Kaltverformungsgrad. Jedoch darf die Rekristallisation in keinem
Falle einen größeren Umfang annehmen oder gar beendet werden.
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Da die Geschwindigkeit der Carbidausfällung und die Geschwindigkeit
der Chromdiffusion mit dem Anwachsen der Temperatur steigt, ist die höchste Temperatur
der Wärmebehandlung, um die Ziele a) und b) zu erreichen, nur durch die Temperatur
der Rekristallisation beschränkt. Diese wird von einem Fachmann leicht aus der Kenntnis
des Kaltverformungsgrades bestimmt, wobei die Zeitdauer der Wärmebehandlung nach
praktischen und wirtschaftlichen Rücksichten gewählt wird.
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Um beispielsweise eine wesentliche Rekristallisation bei der austenitischen
Chromnickelstahlzusammensetzung der Fig.2 zu vermeiden, darf die höchste Temperatur
der Wärmebehandlung bei io Stunden etwa 870' C bei einer Querschnittsverminderung
von 15 °%o und bei einer Querschnittsverminderung von 5o °/o etwa 700° C betragen.
Wenn die Zeitdauer der Wärmebehandlung auf i Stunde festgesetzt ist, stellt sich
die höchste Temperatur der Wärmebehandlung bei einer Querschnittsverminderung von
15 °/o auf nahezu 925' C und bei einer 5o°/oigen Querschnittsverminderung
auf etwa
7600 C. Es wurde jedoch gefunden, daß die
Wiederauflösung des Kohlenstoffs die höchste erfindungsgemäß anwendbare Temperatur
auf etwa 820"= C zur Erzielung der besten Ergebnisse beschränkt.
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Hierbei ist jedoch der Querschnitt und die 3lasse des zu erwärmenden
Stahls zu berücksichtigen. Verhältnismäßig kleine Gegenstände und solche mit verhältnismäßig
kleinen Querschnitt können leicht auf verhältnismäßig hohe Temperaturen für verhältnismäßig
kurze Zeit gebracht werden. Wenn aber die Masse und der Querschnitt der Gegenstände
größer ist, sind längere Zeiten erforderlich, um gleichmäßige Temperaturen über
den ganzen Querschnitt des Gegenstandes zu erreichen.
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Die Wiederherstellung des Chroms wird nachfolgend mit dem Ausdruck
Unempfindlichtnachen bezeichnet. Wenn das Carbid so ausgefällt ist, daß eine örtliche
Chromverarmung eingetreten ist, so ist die Legierung für korrodierende Mittel empfindlich.
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Dies ergibt sich aus der folgenden Tabelle:
| Grad der Kaltbearbeitung (R A) *@. |
| Art des @C'erkstotlR A Er- RiA Fr- RIA Er- |
| bis 10 gebnis 15 bis zo #' g ebnis "#` bis
-o°' ;" gebnis |
| 0r 0 |
| 15 / 0 50 /@0 |
| Bleche und Bänder .l Std. 8oo° C C i Std. 77c," C B |
| 0,08 @" C . . . . . . . . |
| 16 - 750° C B 4 - 75J C C A |
| 18 Cr . . . . ... . . |
| 100 - 700° C A 16 - 700' C A |
| 8 0(i, :`i . . . . . . . . . |
| 0 |
| 15,". 3 0 .'u |
| Draht und Stangen |
| 0,05 °,'0 C . . . . . . . . |
| . 16 Std. 65o° C B @. 16 Std. 65(i' C A |
| i8 °,lo Cr . . . . . . . . . |
| 8 Ni . . . . . . . . . |
| 0 0: |
| ;0 350;0 |
| 0, 14 0 |
| 180 10 Cr . . . . . . . . . q. Std. 75o° C C .l Std.
75o° C C |
| 4 NI......... |
| J 0i 0 @ 15 0@0 |
| 1 1 |
| Rohre............ |
| 0.07 % C ' ' ' ' ' ' ' ' @" 16 Std. 65o° C C 16 Std. 65o' C
C |
| 18 'IM Cr . . . . . . . . . E 16 - 730° C A |
| 8 % N i . . . . . . . . . |
| *; R `A-Querschnittsverminderung |
| Ergebnis |
| A-= Ausgezeichnet vollständig unempfindlich), |
| B - Gut (wesentlich - , |
| C -- Genügend gröl.Ntenteils - |
Aus diesen Ergebnissen und einer großen Anzahl anderer Versuche hat sich gezeigt,
daß bei Rohren und ähnlichen Gegenständen der geringste Kaltverformungsgrad ungefähr
°(o beträgt, der bis auf 5o bis 7o0/0 steigen kann. Bei Draht, Bändern, Blechen
und Stangenwerkstoff beträgt er wenigstens etwa 15 °i0. kann aber auf
50 bis 8o 0/0 steigen.
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Es wurde ferner gefunden, daß zur Durchführung des erfindungsgemäßen
Verfahrens eine Dauer von ungefähr 16 Stunden für die Wärmebehandlung am wirtschaftlichsten
ist, obgleich für besondere Zwecke die Behandlung auf etwa ioo Stunden ausgedehnt
oder auf i Stunde gekürzt «-erden kann.
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Der beste und wirtschaftlichste Temperaturbereich für die erfindungsgemäße
Behandlung liegt zwischen 65o und 76o` C.
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Der wirksamste Grad der Kaltverformung für Bleche, Streifen, Platten,
Draht und Stangenerzeugnssse
liegt bei einer nachfolgenden Wärmebehandlung
bei Temperaturen von 65o bis 76o° C zwischen 35 und 6o°/0. Der höhere Kaltverformungsgrad
kürzt die Erhitzungsdauer innerhalb des angegebenen Temperaturbereichs. Für Röhren
und ähnliche gezogene Gegenstände ist der beste Kaltverformungsgrad für den genannten
Temperaturbereich 150,/o und höher. Der Kaltverformungs.grad muß bei den Gegenständen
von verhältnismäßig geringer Dicke und geringem Durchmesser genügend groß sein,
um eine gleichmäßige Stärke über den gesamten Querschnitt des Gegenstandes zu erreichen.
gei verhältnismäßig dicken Gegenständen braucht der Kaltverformungsgrad nur so groß
zu sein, daß das gewünschte Ergebnis nur in einer mäßig starken Oberflächenschicht
erzielt wird.
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Durch das Verfahren gemäß der Erfindung wird in austenitischen Chromnickelstählen
die interkristalline Korrosion beseitigt, selbst wenn die Stähle innerhalb des sog.
schädlichen Temperaturbereichs wie auch nachher bei Raumtemperatur mit korrosiven
Gasen und Dämpfen in Berührung kommen. Ferner können .die Stähle zusammengeschweißt
werden, ohne eine wesentliche Einbuße an Festigkeit oderKorrosionsbeständigkeit
in der Nähe der Schweißnaht zu erleiden. Erfindungsgemäß behandelte Röhren sind
ohne Gefahr für die Verwendung bei hohen Temperaturen unter Druck geeignet. Nach
einer Behandlung gemäß der Erfindung können die Stähle bei Temperaturen bis zu etwa
82o° C verwendet werden, wogegen :die nicht so behandelten nur bei wesentlich niedrigeren
Temperaturen, beispielsweise bei über etwa q.30° C, mit vollständiger Sicherheit
zu gebrauchen sind.