AT395018B

AT395018B - Verfahren zur herstellung eines korrosionsbestaendigen ferritisch-austenitischen stahls

Info

Publication number: AT395018B
Application number: AT905187A
Authority: AT
Original assignee: Avesta Ab
Priority date: 1986-09-12
Filing date: 1987-09-01
Publication date: 1992-08-25
Also published as: SE453837B; ATA905187A; AU7913587A; SE8603811D0; WO1988002032A1

Description

AT 395 018 B

Die vorliegende Erfindung betrifft das Ausscheidungshärten von fenitisch-austenitischem korrosionsfreiem Stahl mit sehr hoher Festigkeit, guter Dehnbarkeit und Kerbschlagzähigkeit sowie guter Beständigkeit gegen allgemeine Korrosion und Komgrenzenkorrosion.

Eine der besonderen Eigenschaften von hochchromhaltigen ferritisch-austenitischen Stählen besteht darin, daß sie auch in agressiver Umgebung sehr gute Korrosionsbeständigkeit aufweisen. Stahl der Güte SIS 2324, der ca. 0,1 % C, 26 % Cr, 5 % Ni und 1,5 %Mo enthält, ist ein Beispiel für diese Art von Stählen. Dieser Stahl wird für viele Zwecke eingesetzt, wo hohe Anforderungen an die Korrosionsbeständigkeit gestellt werden, und gegenüber konventionellem austenitischem korrosionsfreiem Stahl hat Stahl dieser Güte auch eine hohe Festigkeit Häufig besteht jedoch ein großer Bedarf für einen Stahl noch höherer Festigkeit als Stahl der Güte SIS 2324 in Verbindung mit guter Dehnbarkeit und Kerbschlagzähigkeit sowie guter Korrosionsbeständigkeit

Die Ausscheidungshärtung istein häufig angewandtes Verfahren zum Erhalt einer derart erhöhten Festigkeit Um die feindisperse Ausscheidung zu erzielen, die für die erwünschte Steigerung der Festigkeit notwendig ist, besteht eine Voraussetzung darin, daß der Stahl eine geeignete Legierungszusammensetzung hat und eine geeignete Auslagerungsbehandlung durchgeführt wird Die Auslagerungsbehandlung, die konventionell bei relativ niedriger Temperatur durchgeführt wird, folgt üblicherweise auf eine Lösungsglühbehandlung bei hoher Temperatur.

Soweit die vorgenannten hochchromhaltigen ferritisch-austenitischen Stähle der Güte SIS 2324 betroffen sind, hat es sich jedoch als schwierig erwiesen, eine Ausscheidungshärtung mit befriedigenden Ergebnissen durchzuführen. Wenn die Auslegerung bei einer Temperatur zwischen ca. 400 °C und 525 °C durchgeführt wird, tritt die wohlbekannte475-°C-Versprödung auf, und wenn die Auslagerung zwischen 700 °C und 850 °C durchgeführt wird, tritt ebenfalls eine Versprödung durch Ausscheidung der σ-Phase auf.

Es ist daher schwierig, die Auslagerung in der Praxis innerhalb der vorgenannten Temperaturbereiche durchzuführen, ohne daß eine unannehmbare Verringerung der Kerbschlagzähigkeit in Kauf genommen werden muß. Auch sind Auslagerungsbehandlungen zwischen 525 °C und 700 °C ungünstig, weil eine Auslagerungsbehandlung zwischen 500 °C und 750 °C sehr schnell zu einer unannehmbar hohen Anfälligkeit gegenüber Komgrenzenkorrosion führt.

In den letzten fünfzehn Jahren wurden jedoch in der technischen Literatur und in Patentanmeldungen verschiedene Ausscheidungshärtungsverfahren für ferritische korrosionsfreie Stähle vorgeschlagen. Beispielsweise hat es sich als möglich erwiesen, die 475-°C-Versprödung in gewissem Umfang für die Ausscheidungshärtung zu nützen, wenn der Austenitgehalt ausreichend hoch gehalten wird. Eine Ausscheidungshärtung mit Cu und Al ist ebenso möglich wie mit Be. Für einem Verschleiß unterliegende Güter ist es sogar möglich, die σ-Phase zum Zweck der Ausscheidungshärtung zu nützen. Die Ausscheidungshärtung mit Austenit oder Ferrit wurde ebenfalls vorgeschlagen (z. B. in US-PS 4 353 755). Bisher wurde jedoch noch kein industriell herstellbarer Stahl als Ergebnis dieser Arbeiten erhalten. Der Hauptgrund dafür ist eine ungünstige Kombination von Eigenschaften des Stahls oder die Rißempfindlichkeit während des Schmiedens, oder die Stähle benötigen eine Lösungsglühtemperatur, die in praktischer Hinsicht unrealistisch ist (> 1200 °C).

Bei der Suche nach einem hochfesten ferritisch-austenitischen Stahl mit guten Korrosionseigenschaften hat es sich aber nunmehr überraschend als möglich erwiesen, diese Eigenschaften bei ferritisch-austenitischen Stählen des folgenden Typs zu erzielen: ca. 20 % Cr, ca. 6 % Ni, ca. 2 % Mo etc., wenn der Si-Anteil auf ca. 2 % erhöht wird und wenn Nb oder Ti dem Stahl zugesetzt wird, um C und N zu binden, und wenn der Stahl bei 1050-1150 °C lösungsgeglüht und anschließend bei 500-700 °C ausgelagert wird. Ferner können günstige Warmumform-eigenschaften erhalten werden, wenn die Stahlzusammensetzung im übrigen richtig ausgeglichen ist und wenn der Anteil an Verunreinigungen relativ niedrig gehalten wird. Der vorliegende Stahl ist daher neu und befriedigt einen hohen Bedarf auf dem Markt der Guß- und Schmiedeerzeugnisse.

Die vorliegende Erfindung kann daher als ein Verfahren zur Erzeugung eines korrosionsbeständigen ferritisch-austenitischen Stahls mit hoher Festigkeit und Zähigkeit sowie guten Herstellungseigenschaften definiert werden, wobei dieses Verfahren dadurch gekennzeichnet ist, daß der Stahl die folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent hat: C so niedrig wie möglich, aber maximal 0,10, bevorzugt maximal 0,06, zweckmäßig maximal 0,04;

Si 1,0-3,0, bevorzugt zwischen 1,5 und 2,5;

Mn maximal 5,0, bevorzugt maximal 2,5, aber zweckmäßig maximal 2,0;

Cr 18,0-26,0, bevorzugt 18,0-24,0, aber zweckmäßig 18,0-22,0;

Ni 4,0-10,0, bevorzugt 4,0-8,0;

Mo 1,0-4,0, bevorzugt 1,5-3,5, aber zweckmäßig 1,5-3,0;

Nb maximal 2,0, bevorzugt maximal 1,5, aber zweckmäßig maximal 1,0;

Ti maximal 1,5, bevorzugt maximal 1,0, aber zweckmäßig maximal 0,5;

Rest Eisen und Verunreinigungen sowie für diese Stahlart übliche Zusatzkomponenten, -2-

AT 395 018 B wobei (Atom-% Nb + Atom-% Ti) > Atom-% C, bevorzugt 2 (Atom-% C + Atom-% N) und daß der Stahl bei 1000-1200 °C lösungsgeglüht und bei 500-700 °C ausgelagert wird. Die Auslagerung wird vorteilhaft einer Vor-Auslagerung bei 400-500 °C und einer Endauslagerung bei 500-700 °C unterworfen.

Die folgenden Beispiele dienen der Erläuterung der Erfindung.

Beispiel 1

Die Tabellen I und Π betreffen Untersuchungen ein» Anzahl von Stählen 1-4, die im Gußzustand untersucht wurden. Die Tabellen zeigen Beispiele für hohen Si-Anteil (> 1 %), definiert durch die Zusammensetzungsgrenzen der Patentansprüche sowie oben definiert, und die Beispiele verdeutlichen ferner die Vorbedingung, daß der Stahl durch Nb oder Ti stabilisiert sein sollte. Somitfallen die Stähle 3 und 4 in die für dieErfindung angegebenen Bereiche. laMfel

Zusammensetzung

Stahl -

Nr. C Si Mn Cr Ni Mo Ti Nb N 1 0,02 0,8 0,6 22,0 6,4 2,4 0,35 _ 0,05 2 0,03 1,9 0,7 18,8 5,4 2,4 - - 0,06 3 0,03 1,9 0,7 18,8 6,0 2,4 - 0,72 0,06 4 0,03 2,0 0,6 193 6,3 23 0,39 - 0,04

Anschließend an das Lösungsglühen bei 1150 °C, gefolgt von Auslagerung bei 600 °C, wurden die folgenden Häitewerte gemessen.

Tabelle!!

Binell-Härte (HB) nach dem Lösungsglühen nach der Auslagerung Steigerung der Härte 1 235 245 10 2 245 260 15 3 255 315 60 4 250 310 60

Die Lösungsglühbehandlung bei 1200 °C ergab eine höhere Härte um ca. 5-15 Einheiten HB, während eine Lösungsglühbehandlung bei 1000 °C oder niedriger einen relativ unbedeutenden Ausscheidungshärtungseffekt in sämtlichen Stählen ergab. Eine Vor-Auslagerung bei ca 475 °C, gefolgt von einer Endauslagerung bei 600 °C, hat sich vom Gesichtspunkt der Ausscheidungshärtung als sehr günstig erwiesen. Bei den S tählen 3 und 4 konnten Härten bis zu 350 HB durch diese doppelte Auslagerung erzielt werden.

BeigpieU

Um die Eigenschaften eines Stahls nach der Erfindung gründlicher untersuchen zu können, wurde ein Stahl der folgenden Zusammensetzung hergestellt:

C Si Mn Cr Ni Mo Ti N 0,03 2,0 0,6 19,5 6,0 2,0 037 0,04 -3-

Claims

AT 395 018 B Dieser Stahl wies ausgezeichnete Warmumformeigenschaften auf und konnte ohne weiteres auf gewünschte Maße geschmiedet werden, ohne daß die Gefahr des Auftretens von Rissen bestand. Der Stahl wurde in einer Serie unterschiedlicher Bedingungen von Wärmebehandlung und Dicken der Proben untersucht Bei einer Dicke von 60 mm wurden folgende Eigenschaften erhalten: Wärmebehandlung ^p02 ^5 KU Mpa % J 1125 °C, Wasser + 550 °C 750 19 49 tt + 575 °C 720 20 32 tt + 600 °C 690 20 35 1050 °C, Wasser + 550 °C 720 22 45 tt + 600 °C 660 28 41 RpQ^ = Dehngrenze 0,2 A^ = Dehnung (Bruchdehnung) im Zugversuch bei einer Meßlänge L=5d für Kreisquerschnitt oder einer allgemeinen Meßlänge von L=5,65 A. Sowohl der Durchmesser d als auch die Querschnittsfläche A beziehen sich auf die Ursprungsmaße. KU = Kerbschlagzähigkeiten (J) unter Verwendung von U-Kerben aufweisenden Proben nach Charpy. Durch die Vor-Auslagerung bei z. B. 475 °C vor der Endauslagerung bei 550-600 °C konnte der Ausscheidungshärtungseffekt mit ca. 50 MPa gesteigert werden. Bei einer Dicke von 25 mm der Proben wurde eine um 20-50 MPa höhere Dehngrenze als oben angegeben gemessen, während die Dehngrenze bei einer Dicke von 200 mm der Probe als 20-50 MPa unter den vorgenannten Werten liegend geschätzt wurde, wobei auf simulierte Wärmebehandlungsversuche Bezug genommen wird. Unter den vorgenannten Wärmebehandlungsbedingungen hat der Stahl bei Versuchen in siedender NaCl-Lösung, die mit AgCl und Ca(OH)2 gesättigt war, eine gute Beständigkeit gegen Komgrenzenkorrosion gezeigt. Andere die Korrosion betreffende Eigenschaften waren ebenfalls gut. Durch die vorliegende Erfindung wird also ein Stahl angegeben, der sehr interessante Merkmale für den zukünftigen Einsatz aufweist. Der Stahl hat eine vergleichsweise einfache Zusammensetzung, ist leicht herstellbar und kann in konventionellen Wärmebehandlungsöfen wärmebehandelt werden. PATENTANSPRÜCHE 1. Verfahren zur Herstellung eines korrosionsbeständigen ferritisch-austenitischen Stahls mit hoher Festigkeit und Zähigkeit sowie guten Herstellungseigenschaften, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl die folgende Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: C max. 0,10 Si 1,0 bis 3,0 Mn max. 5,0 Cr 18,0 bis 26,0 Ni 4,0 bis 10,0 Mo 1,0 bis 4,0 Nb max. 2,0 Ti max. 1,5 -4- AT395 018 B Rest Eisen und Verunreinigungen sowie für diese Stahlart normale Zusatzkomponenten, wobei (Atom-% Nb + + Atom-% Ti) > Atom-% C, bevorzugt > (Atom-% C+Atom-% N), und daß der Stahl bei 1000 bis 1200 °C lösungsgeglüht und bei 500 bis 700 °C ausgelagert wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bei 1050 bis 1150 °C lösungsgeglüht und anschließend bei 500 bis 700 °C ausgelagert wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bei 400 bis 500 °C vor-ausgelagert wird, bevor er bei 500 bis 700 °C endausgelagert wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des Stahls in Gew.-% wie folgt ist: C max. 0,06 Si 1,5 bis 2,5 Mn max. 2,5 Cr 18,0 bis 24,0 Ni 4,0 bis 8,0 Mo 14 bis 3,5 Nb max. 1,5 Ti max. 1,0 Rest Eisen und Verunreinigungen sowie für diese Stahlart normale Zusatzkomponenten, wobei (Atom-% Nb + + Atom-% Ti) £ Atom-% C, bevorzugt > (Atom-% C + Atom-% N).
5. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung des Stahls in Gew.-% wie folgt ist: C max. 0,04 Si 14 bis 2,5 Mn max. 2,0 Cr 18,0 bis 22,0 Ni 4,0 bis 8,0 Mo 1,5 bis 3,0 Nb max. 1,0 Ti max. 0,5 Rest Eisen und Verunreinigungen sowie für diese Stablart normale Zusatzkomponenten, wobei (Atom-% Nb + + Atom-% Ti) > Atom-% C, bevorzugt £ (Atom-% C + Atom-% N).
6. Korrosionsfreierferritisch-austenitischer Stahl mitsehr hoher Festigkeit, guter DehnbarkeitundKerbschlagzähigkeit sowie guter Beständigkeit gegenüber allgemeiner Korrosion sowie Komgrenzenkorrosion, dadurch gekennzeichnet, daß er die folgende Zusammensetzung in Gew.-% hat: C max. 0,04 Si 14 bis 2,5 Mn max. 2,0 Cr 18,0 bis 22,0 Ni 4,0 bis 8,0 Mo 1,5 bis 3,0 Nb max. 1,0 Ti max. 0,5 Rest Eisen und Verunreinigungen sowie für diese Stahlart normale Zusatzkomponenten, wobei (Atom-% Nb + + Atom-% Ti) > Atom-% C, bevorzugt > (Atom-% C + Atom-% N) und daß der Stahl eine mittels Lösungsglühbehandlung bei 1000 bis 1200 °C und Auslagerung bei 500 bis 700 °C erzielte Struktur aufweist. -5- AT 395 018 B
7. Stahl nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß er maximal 0,1 N enthält.
8. Stahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß er ein Gefüge hat, das durch Ausscheidungshärten mittels Lösungsglühen bei 1050 bis 1150 °C und anschließendes Auslagen) bei 500 bis 700 °C erhalten ist 5
9. Stahl nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß er vor der Endauslagerung bei 500 bis 700 °C bei 400 bis 500 eC vor-ausgelagert ist
10. Stahl nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, daß er die folgende nominelle Zusammensetzung hat: 10 c 0,01 bis 0,03 Si 2,0 Mn max. 2,0 Cr 20 Ni 6 Mo 2 Nb (Ti +-) 0,3 bis 0,5 2 N max. 0,1 Rest Eisen, Verunreinigungen und Zusatzkomponenten in normalen Anteilen. 25 30 35 40 45 50 -6- 55