DE2150731A1

DE2150731A1 - Korrosionsbestaendiger,insbesondere rostfreier Stahl

Info

Publication number: DE2150731A1
Application number: DE19712150731
Authority: DE
Inventors: Debarbadiuo John Joseph
Original assignee: Inco Ltd
Current assignee: Inco Ltd
Priority date: 1970-10-13
Filing date: 1971-10-12
Publication date: 1972-05-31
Also published as: FR2111283A5; US3772005A; BE773908A; CA956148A; NO127307B; IT939544B; GB1358284A

Description

Dipl.-lng. H. Sauerland · Dr.-lng. R. König · Dipl.-lng. K. Bergen Patentanwälte · 4odo Düsseldorf ■ Cecilienallee 7e · Telefon 43373s

Unsere Akte: 26 988 11. Oktober 1971

International Nickel Limited, Thames House, Millbank,

London, S. W. 1, England

"Korrosionsbeständiger, insbesondere rostfreier Stahl"

Die Erfindung bezieht sich auf einen korrosionsbeständigen, insbesondere rostfreien Stahl. Obgleüi die Erfindung nicht darauf beschränkt ist, resultiert sie doch aus dem Erfordernis, einen in Seewasser oder maritimer Atmosphäre verwendbaren Draht mit ausreichender Beständigkeit gegen Spaltkorrosion und Lochfraß in stehendem Seewasser sowie mit hoher Zugfestigkeit von beispielsweise 246 bis 280 cb bei ausreichender Zähigkeit zu schaffen, der sich als Werkstoff für Tiefseetrossen, - seile und -kabel eignet.

Rostfreie Stähle sind auch bereits in Seewasser eingesetzt worden, doch besitzen die üblichen austenitischen rostfreien Stähle keine ausreichende Beständigkeit gegenüber stehendem oder mit geringer Geschwindigkeit strömendem Seewasser. Bei mäßiger oder hoher Strömungsgeschwindigkeit enthält das Seewasser genügend Sauerstoff für eine Oxydation des Chroms bzw. für den Aufbau oder die Ergänzung eines dünnen, im wesentlichen aus Chromoxyden bestehenden Schutzfilms, der normalerweise die Oberfläche rostfreier Stähle gegen ein Eindringen korrodierender Medien schützt, häufig jedoch zerstört wird, so daß es zu Spaltkorrosion

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oder Lochfraß kommt. Stehendes oder mit geringer Geschwindigkeit strömendes Seewasser enthält dagegen nicht genügend Sauerstoff, um neues Chromoxyd zu bilden, so daß ein einmal zerstörter Oberflächenfilm nicht wieder aufgebaut wird. Hinzu kommt, daß Chlorite in starkem Maße die Zerstörung passivierender Filme bewirken und den natürlichen, zum Wiederherstellen solcher Filme führenden Prozess beeinträchtigen. Außer bei der Korrosionsbeständigkeit ergeben sich auch Schwierigkeiten, einen korrosionsbeständigen Stahl mit hoher Zugfestigkeit und gleichzeitig ausreichender Zähigkeit zu schaffen. Die üblichen austenitischen rostfreien Stähle lassen sich durch eine Kaltverformung lediglich auf Festigkeiten von etwa 210 cb bringen. Einige ferritische oder martensitisehe rostfreie Stähle besitzen zwar eine gute Seewasserbeständigkeit, lassen sich jedoch häufig nur unter Schwierigkeiten verformen und besitzen bei der gewünschten Festigkeit für die Weiterverarbeitung bis zum Endprodukt, Mspielsweise für das Verseilen von Drähten, keine ausreichende Zähigkeit mehr.

Die Erfindung basiert auf der überraschenden Feststellung, daß sich eine hohe Korrosionsbeständigkeit, hohe Festigkeit und ausreichende Zähigkeit dann ergibt, wenn der Korrosions- " index, d.h. der Chromgehalt und das doppelte des Molybdängehaltes oberhalb eines bestimmten Minimums liegen, und der Ferritindex, der Austenitindex und der Index für die Austenitstabilität sorgfältig aufeinander abgestimmt werden. Die vorerwähnten Indizes sind wie folgt definiert:

Ferritindex

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Austenitindex

+ 0,65(%Co) + (%Mn) + 1O(96x) + 20(%y)

Austenitstabilität-Index

+ 0,15(%Co) + (96Mh) + 1O(96x) + 2O(96y),

wobei χ dem Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff in Lösimg bis 0,196 und y dem Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff in Lösung von 0,1 bis 0,396 entsprechen.

Die Erfindung besteht in einem rostfreien Stahl mit 14 bis 27,6596 Chrom, 3 bis 1296 Molybdän bei einem Gesamtgehalt an Chrom und dem zweifachen Molybdängehalt von über 28,596, 17,5% Nickel und/oder 25,5% Kobalt, bis 0,3% Kohlenstoff, 0 bis 0,3% Stickstoff bei einem Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff bis 0,3%, 0 bis 2% Silizium, 0 bis 5% Mangan, 0 bis 2% Niob, 0 bis 4% Tantal bei einem Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt von 0 bis 2%, 0 bis 5% Kupfer, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen, deren Ferritindex, Austenitindex und Austenitstabilitäts-Index innerhalb des Feldes ABCA der Fig. bzw. innerhalb des Feldes JKLMJ der Fig. 2 liegen.

Fig. 1 der Zeichnung zeigt die Abhängigkeit der Ferritindizes von 22 bis 30,65 von den Austenitindizes zwischen 14,1 und 29,9, während Fig. 2 die Abhängigkeit der vorerwähnten Ferritindizes von den Austenitstabilitäts-Indizes zwischen 4,25 und 17,4 wiedergibt.

Im geglühten Zustand besitzt der erfindungsgemäße rostfreie Stahl ein überwiegend austenitisches Gefüge, dessen Austenit in-

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stabil genug ist, um eine verhältnismäßig starke Kaltverfestigung zu erlauben, die durch eine in zunehmendem Maße durch Spannungen verursachte umwandlung mindestens eines Teils des Austenits in Martensit bewirkt wird.

Der Korrosionsindex muß über 28,5% liegen, gleichwohl
wird die Korrosionsbeständigkeit in starkem Maße verbessert, wenn der Index mindestens 3096 beträgt. Der Gesamtgehalt an Chrom und Molybdän kann bis 30,65% betragen* vorzugsweise übersteigt er jedoch 27,5 oder 28% nicht, vornehmlich um das Auftreten von Deltaferrit nach Möglichkeit zu vermeiden, da dieser Gefügebestandteil Schwierigkeiten beim Warmverformen ergibt und bspw. zu Ferrit und einer spröden intermetallischen Verbindung zerfällt. Außerdem erlaubt der Deltaferrit eine geringere Kaltverfestigung, da dann weniger Austenit für die Umwandlung in Martensit zur Verfügung steht. Dies kann zu einer geringeren Festigkeit führen. Gleichwohl können 5 oder 6 VoI% Deltaferrit noch toleriert werden, wenngleich vorteilhafterweise der Anteil an Deltaferrit 2 oder 3 Vol.% nicht übersteigt.

Legierungen, deren Ferrit- und Austenitindizes links und oberhalb der Linie DE liegen, enthalten nach dem Abkühlen aus der Glühhitze, bspw. von 1150 bis 1205° C keinen Deltaferrit. Bei niedrigeren und rechts der Linie DE liegenden Indizes ergeben sich Deltaferritanteile bis 5 oder
6 Vol.%, insbesondere bei Glühtemperaturen von 1175° C aufwärts, wobei der Anteil an Deltaferrit mit dem Abstand von der Linie DE in Richtung auf die Linie AB anwächst. Das
Nickel besitzt eine sehr günstige Wirkung auf die Unterdrückung von Deltaferrit. Aus diesem und anderen Gründen enthält der erfindungsgemäße Stahl mindestens V/o, vorzugsweise 2 bis 10% Nickel. Dabei sind Legierungen im Feld DEFD

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vorzuziehen, insbesondere mit einem Gesamtgehalt an Chrom und Molybdän von mindestens 24%, da sie nicht nur frei von Deltaferrit sind sondern auch eine Kaltverfestigung bei Raumtemperatur erlauben. Demzufolge ist eine Tieftemperaturbehandlung unterhalb von Raumtemperatur bis -73° C nicht erforderlich, wie sie Legierungen zwischen den Linien FH und CB der Fig. 1 erfordern, wobei die Temperatur in Richtung auf die Linie CB abfällt. Die in das Feld DEHG fallenden Legierungen besitzen nicht nur ausgezeichnete technologischen Eigenschaften sondern sind auch verhältnismäßig preiswert.

Obgleich der erfindungsgemäße Stahl nach dem Abkühlen von der Glühtemperatur ein im wesentlichen austenitisches Gefüge besitzen sollte, darf die Austenxtstabxlitat nicht zu groß sein, um noch eine ausreichende Festigkeit zu erreichen. In diesem Zusammenhang kommt dem Kobalt eine besondere Bedeutung zu, weil es, obgleich es ein Austenitisieren beim Glühen fördert, die M -Temperatur nur geringfügig verringert, so daß sich geringere Schwierigkeiten ergeben, als sie im Falle des Nickels oder Chroms und damit einer zu großen Gefügestabilität für die Kaltverfestigung mit der Folge, daß die durch die Kaltverformung verursachte Gefügeumwandlung in Martensit nicht ohne die Umstände erreicht werden kann, die sich bei einer Tieftemperaturbehandlung ergeben. Der erfindungsgemäße rostfreie Stahl enthält daher vorzugsweise mindestens 15% Kobalt. Die richtige GefügeStabilität wird dadurch erreicht, daß der Ferrit- und der Austenitstabilitäts-Index nach dem Diagramm der Fig. 2 aufeinander abgestellt werden. Die Legierungen unterhalb und links der Linie JK des Diagramms der Fig. 2 sind kommerziell nicht interessant, da ihre Kaltverfestigung zu rasch abläuft, während das Gefüge der Legierungen

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oberhalb der Linie ML zu stabil ist. Die Kaltverfestigung in dem Gebiet zwischen den Linien RS und ML muß dagegen unterhalb Raumtemperatur erfolgen. Stähle mit steigender Festigkeit ergeben sich dagegen im Abstand von der Linie RS in Richtung auf die Linie JK. Legierungen, die in das Feld PQRS fallen, erlangen eine ausgezeichnete Festigkeit und genügen als fertigverformter Draht den Zähigkeitserfordernissen des Wickel- und des Knickversuchs. In dem Masse, wie das an die Linie JK anschließende Feld die Linie PQ erreicht, steigt auch die Kaltverfestigung und können Schwierigkeiten angesichts der stärkeren Querschnittsabnahme beim Kaltverformen auftreten.

Obgleich der Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff bis 0,3% betragen kann, ergeben sich beträchtliche Vorteile, wenn der Gesamtgehalt an diesen Elementen 0,2% nicht übersteigt und der Kohlenstoffgehalt 0,01 bis 0,08% beträgt. Der Stickstoffgehalt sollte vorzugsweise 0,1% nicht übersteigen und beträgt vorteilhafiBfweise bis 0,05%. Die Elemente Kohlenstoff und Stickstoff leisten einen wesentlichen Beitrag zu der Festigkeit von gezogenem Draht oder anderen kaltverfestigten Produkten, verringern jedoch die M -Tem-

peratur ganz erheblich, insbesondere wenn ihr Gesamtgehalt 0,1 bis 0,2% übersteigt. Andererseits kann dies zu einem Stahl führen, der im geglühten Zustand stabiler ist als erforderlich.

Der Siliziumgehalt sollte vorzugsweise 1% und der Mangangehalt vorzugsweise 2% nicht übersteigen. Silizium stabilisiert nämlich den Ferrit, so daß mit steigendem Siliziumgehalt entweder höhere Gehalte an Nickel und/oder Kobalt und damit höhere Kosten oder geringere Gehalte an Chrom und/oder Molybdän und demzufolge eine Beeinträchtigung der Korrosionsbeständigkeit erforderlich sind. Mangan kann zur Bildung einer

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nachteiligen Sigma-Phase beitragen.

Geringe, jedoch wirksame Niobgehalte, bspw. 0,25 bis 2%, verbessern die Korrosionsbeständigkeit insbesondere zusammen mit Kohlenstoffgehalten nicht über 0,06 bis 0,08%. Tantal kann an die Stelle von Niob treten, wobei zwei Teile Tantal ein Teil Niob ersetzen. Niob und Tantal sind in der Formel für den Ferritindex ohne Faktor eingesetzt, da sie ziemlich starke Ferritbildner sind. Die erfindungsgemäße Legierung kann auch bis 5% Kupfer enthalten.

Der erfindungsgemäße Stahl kann aus handelsüblich reinen oder auch hochreinen Ausgangsmaterialien erschmolzen werden; er kann außer dem Restgehalt an Eisen noch die üblichen erschmelzungsbedingten Verunreinigungen enthalten, so-wät diese nicht die Werkstoffeigenschaften beeinträchtigen. Zu diesen Verunreinigungen gehören auch Desoxydationsrückstände und Raffinationsmittel wie Zirkonium, Bor, Calcium, Magnesium und Titan. Verunreinigungen wie Schwefel, Phosphor Wasserstoff und Sauerstoff sollten jedoch so niedrig wie wirtschaftlich tragbar gehalten werden.

Hinsichtlich seiner Korrosionsbeständigkeit, Festigkeit und Zähigkeit hat sich ein erfindungsgemäßer Stahl mit 16 bis 22% Chrom, 4 bis 8,5% Molybdän bei einem Gesamtgehalt an Chrom und dem doppelten Molybdängehalt von mindestens 30, mit 2,5 bis 6,5% Nickel, 15 bis 25% Kobalt, 0,01 bis 0,15% Kohlenstoff, 0 bis 0,1% Stickstoff bei einem Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff von höchstens 0,2%,mit 0 bis 0,75% Silizium und 0 bis 2% Mangan besonders bewährt. Eine hervorragende Kombination der technologischen Eigenschaften besitzt auch ein erfindungsgemäßer Stahl mit 17 bis 20% Chrom, 5,5 bis 7,5% Molybdän bei einem Gesamtgehalt an Chrom und dem

zweifachen Molybdängehalt von mindestens 30,5, mit 3 bis 5% Nickel, 17 bis 23% Kobalt, 0,01 bis 0,08% Kohlenstoff, 0 bis 0,04% Stickstoff, 0 bis 0,75% Silizium und 0 bis 2% Mangan. Bei den beiden vorerwähnten Stählen bestand der Legierungsrest jeweils aus Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen und sind die Legierungsbestandteile so aufeinander abgestimmt, daß der Ferrit-, der Austenit und der Austenitstabilitäts-Index innerhalb des Feldes ABCA bzw. JKLMJ, vorzugsweise innerhalb des Feldes DEFD bzw. PQRS liegt.

Der erfindungsgemäße Stahl kann in üblicher Weise hergestellt werden, wenngleich die Temperatur beim Ausgleichsglühen vorzugsweise 1230 bis 1260° C nicht überäbeigt, um die Bildung von Deltaferrit zu beschränken. Das Glühen erfolgt vorteilhaf-ferweise bei 1150 bis 1205° C. Bei Anwendungsfällen, die eine starke Querschnittsabnahme erfordern, kann ein ein- oder mehrfaches Zwischenglühen erfolgen, um ein Höchstmaß an Festigkeit und Zähigkeit zu erreichen. Außerdem können bei zweckentsprechender Wahl der Wärmebehandlung die Herstellungskosten verringert werden. Die Temperatur des Zwischenglühens sollte 260 bis 510, vorzugsweise 370 bis 480° C betragen, wenn nicht das Gefüge zunächst nochmals austenitisiert wird. In diesem Falle sollte eine beträchtliche Kaltverformung erfolgen, um einen etwaigen Verlust an Korrosionsbeständigkeit so niedrig wie möglich zu halten. Das Zwischenglühen kann sehr kurz sein und bspw. 1 Minute dauern; seine Wirksamkeit hängt vom Martensitgehalt des kaltverfestigten Gutes ab. So ergibt sich bei einem Gefüge mit weniger als 10% Martensitanteil keine merkliche Steigerung der Festigkeit. Da ein völlig martensitischer Draht zum verspröden neigt, sollte sichergestellt sein, daß beim Zwischenglühen der Martensitanteil mindestens 10%, jedoch nicht mehr als 60% beträgt.

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Die Erfindung wird nachfolgend anhand der in Tabelle I zusammengestellten erfindungsgemäßen Legierungen 1 bis 14 des näheren erläutert. Diese Legierungen wurden mit Ausnahme der Legierung 6, die unter Argon erschmolzen und an Luft vergossen wurde, sämtlich im Vakuum-Induktionsofen erschmolzen. In Tabelle I sind außerdem zwei Vergleichslegierungen A und B mit außerhalb der Erfindung liegender Zusammensetzung aufgeführt.

Tabelle I

Legie	: Mo
rung	: (90
1	: 7.0
2	: 8.3
3 :	: 6.2
4 :	: 9.2
VJl	: 7.8
6 :	: 6.9
7 :	: 5.6
8 :	: 4.0 :
9 :	: 6.2 :
10 :	. 4.0 .
11 :	. 6.0 :
12 :	. 6.1 :
13 :	: 7.0 :
14 :	: 6.1 i
A :	. 4.0 :
B :	: 4.0 i
: Cr	: Ni
ί (#)	: (90
: 18.3	: 5.2
: 16.4
20.1	■ 2.2
: 15.6	: 2.1 i
. 17.8	: 2.2 !
18.3	: 4.5. :
17.8	: 3.5 i
21.9	. 2.2 :
18.1	2.5 :
20.7 :	: 3.7 :
18.2 '	7.4 i
18.1 ■	5.1 i
18.1	5.3 :
17.8	3.9 :
18.2 :	6.5 :
16.2	— ;
: Co
: (90
: 20.2
: 23.4 i
: 25.2 :
. 25.2 :
• 25.1 :
, 20.2 :
: 21.0 :
25.3 :
21.5 :
21.4 :
13.9 :
17.5 :
20.2 :
19.4 :
13.5 :
19.2 :
: C
*ι (%)*
ι 0.021
; 0.086
; 0.053 ί
. 0.061 :
: 0.050 :
. 0.038
, 0.030 :
: 0.052 :
0.079 :
0.048 j
0.094 j
0.065 :
0.005 :
0.060 :
0.036 :
0.037 :
: Si
ί (90
: 0.10
: 0.17
. 0.13 J
: 0.13
0.12 :
: 0.16 :
. 0.13
. 0.13 :
0.30 :
. 0.13 !
. Oo30 :
Oo30 j
0.16 :
0.30 :
0.14 :
0.22 :
: Mn
• ( QJL \
: 0.18
: 0.10
: 0.14 :
: 0.12 :
. 0.15 :
. 0.20 .
:Ο_Ο14 :
0.16 :
OZlO :
0.15 :
0.17 :
0.19 :
0.20 :
0.16 :
0.13 :
0ο18 :
: Gew. -Ver-
ί lust (Mg
: 3.6
ί 0.2
4.6
. 4ο8
5.2
: 5.2
• 6.9
7.4
9.0
: 9.5
11.0
13.0
16.5
19.5
. 635
454

Jede der Versuchslegierungen enthielt als Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen.

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Π 50731

- ίο -

Die Versuchslegierungen wurden aus sehr reinen Ausgangsmaterialien, d.h. aus Elektrolyteisen, -nickel und -kobalt sowie Molybdänpellets unter Schutzgas erschmolzenem Chrom, niedrig gekohltem Ferromangan und spectographisch reinem Kohlenstoff, erschmolzen. Die anfängliche oder Teildesoxydation erfolgte durch Zugabe von Kohlenstoff, Ferromangan und Chrom wurden gleichzeitig zugesetzt. Die abschließende Desoxydation erfolgte mit Aluminium, Zirkonium und Calcium-Silizium. Die Versuchslegierungen wurden bei etwa 1510 C zu quadratischen 13,6 kg-Blöcken mit einer Kantenlänge von 89 mm vergossen, die anschließend zwei Stunden einem Ausgleichsglühen bei 1205°C unterworfen und dann bis auf einen quadratischen Querschnitt mit einer Kantenlänge von 70 mm ausgeschmiedet wurden. Die Proben wurden dann erneut auf 1205⁰C erwärmt, auf einen quadratischen Querschnitt mit einer Kantenlänge von 51 mm ausgeschmiedet, halbiert, wiederum auf 1205°C erwärmt und dann zu 15 mm RCS-Knüppeln und danach zu 6,4 mm dicken Platten ausgewalzt.

Die Proben der Platten wurden eine Stunde bei 1205⁰C geglüht und in Wasser abgeschreckt sowie auf eine Dicke von 5,7 mm heruntergeschliffen, auf 1,3 mm kalt heruntergewalzt. Aus dem kaltgewalzten Blech wurden quadratische Probestücke mit einer Kantenlänge von 15,4 herausgeschnitten, entgratet und bis auf eine Oberflächenrauhigkeit von 240 geschliffen.

Um die Korrosionsbeständigkeit im stehenden Seewasser zu ermitteln, wurden die Proben dem in "Journal of the Electrochemical Society, Band 103 Nr. 7 S. 375 bis 390 beschriebenen Versuch unterworfen. Dabei wurden die Proben sechsfach mit einem Gummiband umwickelt, um künstliche Spalte zu bilden, und alsdann 72 Stunden bei Raumtemperatur in eine starke korrodierende Lösung aus 10% Eisen-(III)-Chlorid getaucht. Die

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Proben wurden danach mit Wasser abgespült und von dem Korrosionsprodukten befreit sowie getrocknet und ausgebogen.

Je zwei Probestücke wurden dem vorerwähnten Versuch unterworfen, wobei sich die in der vorstehenden Tabelle I aufgeführten mittleren Gewichtsverluste ergaben. Der Gewichtsverlust ist ein Anzeichen für die Korrosionsbeständigkeit des Werkstoffs. Dabei ist ein Gewichtsverlust bis 0,5 mg ein Anzeichen für einen praktisch korrosionsbeständigen Stahl ohne Lochfraß und Spaltkorrosion. Bei leichter Spaltkorrosion ergibt sich ein Gewichtsverlust von 0,5 bis 5 oder auch 10 mg ohne Lochfraß, jedoch mit geringer Verfärbung mindestens in einer Kehle mindestens einer Gummiwindung. Mäßige bis starke Spaltkorrosion ist durch einen Gewichtsverlust von 10 bis 100 mg ohne Lochfraß, Jedoch mit stärkerer Verfärbung und Grübchenbildung verbunden. Die erfindungsgemäßen Stähle sollten nach dem oben erwähnten Versuch einen Gewichtsverlust nicht über 20 mg besitzen. Vorteilhafterweise beträgt der Gewichtsverlust jedoch nur 10 mg.

Der zuvorbeschriebene Korrosionsversuch bestätigt, daß sämtliche vierzehn unter die Erfindung fallenden Legierungen eine ausreichende Korrosionsbeständigkeit besitzen. Ergänzend ist noch darauf hinzuweisen, daß sich auch bei 18-monatigen Versuchen in mit geringer Geschwindigkeit strömendem Seewasser eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit ergab.

Die ZugfestigkeiiHiund Zähigkeiten jeweils dreier Versuche ergeben sich aus den nachfolgenden Tabellen II und III. Die Versuchslegierungen wurden in der zuvor beschriebenen Weise erschmolzen und wärmebehandelt, bzw. verformt. Im einzelnen wurden Drahtstücke untersucht, die mit der in Tabelle II angegebenen Querschnittsabnahme gezogen worden waren. Außerdem wurden einem Zwischenglühen unterworfene Proben mit dem in Ta-

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belle III angegebenen Ergebnisse untersucht. In den Tabellen II und IH bedeuten "P" korrosionsbeständig, "M" geringfügiger Angriff, "F" nicht korrosionsbeständig.

Tabelle II

Legie	6.1	»	6.0	ι «	; _	P
rung			6.0 :	: P
15	■ ι	: P
	•	: -
	5.7 :	: P
16		: P
		: -
	6.2 :	. P
17		P
		-
	6.1 :	P
18 :		ρ
		-
	. Co .Ni . C .Si .Mn .Ab-ZugSßiid	P
19 :	&■ Wickel-	P
	: (%) Ά%)1%) .(%) :(%) yisbssi do-ysp^:* vers.	21.5:2.5:0.079:0.30<D.10:90:243:- + -
	: 17.5:5.1:0.065:0.30:0.19:90:221:-	: : : : :98:290:F : F
20 :	: : : : : :98:264:P	: : : : :99:297:F : P
	: : : : : :99:271:P	24.3:n.a:0.099:0.30:0.18:90:243:- : -
	: 19.4:3.9:0.06 :0.30:0.16:90:237:-	: : : : :95:295:F : F
21 :	: : : : : :98:284:M	: : : : :97:287:F :
	: : : : : :99:290:M
	: 15.6:6.2:0.085:0.30:0.17:90:204:-
	: : : : : :98:243:P :
• / θ/ ι ν /0 J	: : : : :99:243:P :
: 18.1	13.9:7.4:0.094:0.30:0.17:90:269:- s
•	: : : : :98:221:P
ι	: : : : :99:226:P :
: 17.8	11.3:8.7:0.050:0.30:0,17:90:185:- :
	: : : : :98:226:P :
	: : : : :99:225:P :
: 18.0


18.2 :

•
17.1 :
«
β •
18.1 :


17.6 :


. Mo
; (ji)
: 6.1
*
>

2098? 3/0587

Legierung Querschn. Zugf. Abnahme cb v%J

Zugf.

"A"

cb

Tabelle III Wärmeb ehandlung

Zugf. "B" cb

Zugf. "C" cb

Zähigkeit

j^ β "C"

Knickv.Wickelv.Knickv.Wickelv.Kni^ckv.Wickel

16

17

18

19

20

21

90

98 99 90 98 99 90 98 99 90

98 99

90 98

99 90 98 99 90 95 97

: 221 :	257 :
: 264 J	. 288 :
: 271	: 299 :
: 237	: 284 :
: 284	: 318 :
; 290	: 327 :
: 198	: 230 :
: 221	: 266 :
: 226	: 255 :
: 198	: 212 :
: 221	: 252 :
: 226	: 241 :
: 185	: 207 :
: 226	: 236 :
: 225	: 236 :
: 243	: 318 :
: 290	: 288 :
: 297	: 333 :
: 243	: 297 :
: 295	: 325 :
: 287	j _ j

265 305 315 spröde

222 246 248 217

219 223

206·

229 229

spröde

H U U

225 290 295 265 316 320 220

255 264 211

231 234

203

229 234

284 326*

307 339**

F
F
F
F

P P

F P

P P

F F F F

M F

P P

F F

P P

F F F

P P

P F

-W

P P

M P F

*■ ftuerschnittsabnahme 96% ** Querschnittsabnhame 93% 209823/0587

Bei den Versuchen der Tabelle II wurden 12,7 mm dicke Stäbe spanabhebend bearbeitet und auf einer Ziehbank unter Verwendung einer Kupferßatte mit Seife als Schmiermittel auf einen Durchmesser von 2,5 mm oder 1,5 mm herabgezogen. Anschließend wurden die Kupferplatten entfernt und die Proben geglüht, sofern erforderlich. Nach einem Sandstrahlen und Beizen im Anschluß an das Glühen wurden die Probedrähte mit einem Diamantziehstein und Öl als Schmiermittel bis auf ihren Enddurchmesser heruntergezogen. Drei Proben jeder Zusammensetzung wurden mit Querschnittsabnahmen von 90%, 98% und 99% gezogen. Bei dem Knick-Versuch wurden die Drähte zu einer Schleife gebunden und diese so fest gezogen, daß durh den Kasten kein Licht mehr hindurchschimmerte. Beim Wickel-Versuch wurde der Draht mehrmals um sich selbst herumgeschlungen.

Die Legierungen 15 bis 17 zeigen, daß die außergewöhnlich hohe Zugfestigkeit von einer ausreichenden Zähigkeit begleitet ist. Die Legierungen 18 und 19 liegen hinsichtlich ihrer Festigkeit am Rande; diese kann jedoch, wie die Daten der Tabelle III zeigen, durch eine Wärmebehandlung merklich verbessert werden. Die Legierungen 20 und 21 überstanden die beiden Korrosionsversuche nicht und sind daher nicht als Werkstoff für Seekabel- und Trossen geeignet, obgleich sie sich für Befestigungselemente, insbesondere für Schrauben mit kalt aufgebrachtem Gewinde, und andere kaltverformte Gegenstände wie Blech und Betonstahl eignen.

Die in Tabelle III erwähnte Wärmebehandlung A bestand aus einem 15-minütigen. Glühen eines auf 1,3 mm Durchmesser gezogenen Drahtes bei 427⁰C; ihm schloß sich ein Ziehen auf den Enddurchmesser an. Bei der Wärmebehandlung B betrug die Glühtemperatur 538⁰C, während die Temperatur der Wärmebehandlung C bei 65O⁰C lag. Dabei bewirkte die Wärmebehandlung B ein Aushärten und die Wärmebehandlung C ein Austenitisieren, bei dem der beim Ziehen auf einen Durchmesser von 1,3 mm ent-

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standene Martensit vollständig in Austenit rückumgewandelt wurde. Dieser Austenit war jedoch ziemlich unstabil und ließ sich beim abschließenden Ziehen auf den Enddurchmesser leicht in Martensit umwandeln.

Die Wärmebehandlungen A und C zeigen, daß sich mit ihnen eine wesentliche Steigerung der Festigkeit erreichen läßt. Außerdem zeigt sich, daß ein Aushärten gemäß Wärmebehandlung B wegen der damit verbundenen Neigung zur Versprödung vermieden werden sollte. Bei Anwendung eines Zwischenglühens sollte die Temperatur 480 C oder möglichst 510⁰C nicht überschreiten, wenn nicht zuvor das Gefüge des Stahls gemäß Wärmebehandlung C zunächst in Austenit umgewandelt worden ist.

Der erfindungsgemäße rostfreie Stahl eignet sich nicht nur als Werkstoff für Draht, insbesondere für Seekabel- und trossen in stehendem Wasser sondern auch für Gegenstände wie Befestigungselemente, bspw. Schrauben, Konstruktionsteile und Betonstahl, Federn, Netze und Siebe, kaltgeschmiedete Teile, Präzisionsschmiedeteile, Prothesen, Rohre und Behälter.

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Claims

Patentansprüche;

1. Rostfreier Stahl, bestehend aus 14 bis 27,65% Chrom, 3 bis 12% Molybdän bei einem Gesamtgehalt an Chrom und dem zweifachen Molybdängehalt von höchstens 28,5 bis 17,5% Nickel und/οder bis 25,5% Kobalt, bis 0,3% Kohlenstoff, 0 bis 0,3% Stickstoff bei einem Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff von höchstens 0,3%, aus 0 bis 2% Silizium, 0 bis 5% Mangan, 0 bis 2% Niob, 0 bis 4% Tantal bei einem Gesamtgehalt an Niob und dem halben Tantalgehalt von 0 bis 2% und 0 bis 5% Kupfer, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, deren Ferrit-, Austenit-, und Austenitstabilitäts-Index im Feld ABCA der Fig. 1 bzw. JKLMJ der Fig. 2 liegen.

2. Rostfreier Stahl nach Anspruch 1, der jedoch mindestens 1% Nickel und 15% Kobalt enthält.

3. Rostfreier Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dessen Gesamtgehalt an Chrom und dem doppelten Molybdängehalt jedoch mindestens 30% beträgt.

4. Rostfreier Stahl nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, der jedoch 0,01 bis 0,08% Kohlenstoff und einen Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff von höchstens 0,02% enthält?·

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5. Rostfreier Stahl nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 "bis 4, dessen Ferrit- und Austenitindex innerhalb des Feldes DEFD der Fig. 1 liegen.

6. Rostfreier Stahl nach Anspruch 5, dessen Ferrit- und Austenitindex jedoch innerhalb des Feldes DEHG der Fig. 1 liegen.

7. Rostfreier Stahl nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, dessen Ferrit- und Austenitstabilitäts-Index innerhalb des Feldes PQRS der Fig. 2 liegen.

8. Rostfreier Stahl nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7, der jedoch 16 bis 22% Chrom, 4 bis 8,5% Molybdän bei einem Gesamtgehalt an Chrom und dem zweifachen Molybdängehalt von mindestens 30%, sowie 2,5 bis 6,5% Nickel, 15 bis 25% Kobalt, 0,01 bis 0,15% Kohlenstoff, 0 bis 0,1% Stickstoff bei einem Gesamtgehalt an Kohlenstoff und Stickstoff von höchstens 0,2% und 0 bis 0,75% Silizium sowie 0 bis 2% Mangan enthält.

9. Rostfreier Stahl nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7, der jedoch 17 bis 20% Chrom, 5,5 bis 7,5% Molybdän bei einem Gesamtgehalt an Chrom und dem zweifachen Molybdängehalt von mindestens 30,5% sowie 3 bis 5% Nickel, 17 bis 23% Kobalt, 0,01 bis 0,08% Kohlenstoff, 0 bis 0,04% Stickstoff

0 bis 0,75% Silizium und 0 bis 2% Mangan enthält.

10. Rostfräer Stahl nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 9, der jedoch bis 2% Niob enthält.

11. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 10 nach einer Kaltverfestigung auf ein mindestens 10% Martensit enthaltendes Gefüge, g e -

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kennzeichnet durch ein Glühen bei 260 bis 510⁰C und anschließendes Abkühlen.

12. Verfahren nach Anspruch 11, gekennzeichnet durch ein Glühen bei 370 bis 480⁰C.

13. Verfahren zum Wärmebehandeln eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 10 nach einer Kaltverfestigung auf ein mindestens 10% Martensit enthaltendes Gefüge, gekennzeichnet durch ein Zwischenaustenitisieren vor einer weiteren Kaltverfestigung,,

14. Verwendung eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 13 als Werkstoff für Gegenstände, die wie Draht und Seekabeloder trossen im kaltverfestigten Zustand eine hohe Korrosionsbeständigkeit in stehendem Seewasser sowie eine hohe Festigkeit und Zähigkeit besitzen müssen.

15. Verwendung eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 13, als Werkstoff für Gegenstände, die wie Schrauben, Konstruktionsteile, Betonstahl, Federn, Netze, Siebe, KaIt- und Präzisionsschmiedeteile, Prothesen, Rohre und Behälter im kaltverfestigten Zustand neben guter Korrosionsbeständigkeit eine hohe Festigkeit und Zähigkeit besitzen müssen.

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