DE1928695B2 - Die Verwendung eines austenitischen Stahls als Werkstoff für die Luftfahrtindustrie - Google Patents

Die Verwendung eines austenitischen Stahls als Werkstoff für die Luftfahrtindustrie

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DE1928695B2 DE19691928695 DE1928695A DE1928695B2 DE 1928695 B2 DE1928695 B2 DE 1928695B2 DE 19691928695 DE19691928695 DE 19691928695 DE 1928695 A DE1928695 A DE 1928695A DE 1928695 B2 DE1928695 B2 DE 1928695B2
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Description

gute Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit besitzen, wie die Chrom bzw. Nickel enthaltenden Stähle allgemein zeigen.
Gegenstand der Erfindung ist die Verwendung eines austcnistischen 18% Chrom-12% Nickel-Stahltyps mit höchstens 0,03% Kohlenstoff und 0,5 bis 2% Titan, der durch innere Nitrierung in einer Stickstoff-abgebenden Gasatmosphäre unter Oberdruck bei Temperaturen zwischen 870° C und dem Schmelzpunkt unter Bildung feinverteilter Titannitride ausscheidungsgehärtet und dessen überschüssiger Stickstoffanteil zur Vermeidung der Bildung von Chromnitriden durch eine Vakuumbehandlung oder Gasspülung aus dem Stahl entfernt ist, als Werkstoff für die Luftfahrtindustrie in Form dünner, korrosionsfester Bleche mit verbesserter Warmfestigkeit bei Temperaturen über 760° C
Bei der Dispersionsverstärkung sollte ein ausreichender Volumenanteil an Dispersoid zur Verminderung des Zwischenraums zwischen den Teilchen vorhanden sein. Es ist jedoch nicht möglich, daß eine größere Anzahl von Teilchen nur durch Erhöhung des Volumenanteils des Dispersoids erreicht wird. Da jedoch die Dispersoide nicht eine einfache geometrische Form haben, gibt es kein einfaches Verhältnis zwischen Kornabstand (=Zwischenraum zwischen den Teilchen), Korngröße und Volumenanteil der Teilchen. Es wurde jedoch festgestellt, daß der wichtigste Parameter bei der Regelung der Dispersionsverstärkung von Legierungen der hier mit IPS (=interparticle spacing) bezeichnete Kornabstand ist Obwohl eine Verbesserung der Festigkeit bei einem durchschnittlichen IPS-Wert von 10 Mikron, insbesondere weniger als 2 Mikron, festgestellt werden kann, können die vorliegenden Werkstücke durchschnittliche IPS-Werte von weniger als 1 Mikron aufweisen. Der durchschnittliche IPS-Wert, wie er hier angegeben ist, ist nach dem Verfahren »Line Fraction Method« in dem Artikel »Measurement of Particle Sizes in Opaque Bodies« (Journal of Metal, März 1953, Seite 447) ermittelte Wert
Erfindungsgemäß wird ein Nitriddispersoid in dem Stahl durch innere Nitrierung erzeugt Die innere Nitridbildung folgt den Diffusionsgesetzen, so daß die Zeit innerhalb der ein vorliegender Stahlgegenstand vollständig nitriert ist zu dem Quadrat der halben Dicke proportional ist Dieses stellt einen einschränkenden Faktor für die Dicke bei kontinuierlichem Fließbandverfahren dar, so daß die vorliegenden Werkstücke die Form dünner Bleche aufweisen sollen. Außerdem erhöht sich der IPS mit zunehmendem Abstand von der Oberfläche.
Das als Nitridbildner verwendete Titan ist in einer Menge anwesend, die zur Herstellung von Kornabständen von weniger als 10 Mikron, vorzugsweise weniger als 2 Mikron, ausreicht, wobei der Volumenanteil von dem IPS abhängig ist und bei einem kleineren IPS bei einer konstanten Teilchengröße größer ist. Titan besitzt eine sehr geringe Löslichkeit in dem behandelten austenitischen Stahl, so daß dessen Neigung sich bei den anwendungsgemäßen erhöhten Temperaturen zu vergrößern, verringert wird. Titan selbst hat eine verhältnismäßig hohe Löslichkeit in rostfreiem Stahl und sein Nitrid hat eine sehr hohe freie Bildungsenergie. Es wurde festgestellt daß bei einer gegebenen Temperatur und einem vorbestimmten Titangehalt die Nitridbildung um so schneller verläuft je geringer der
ίο erhaltene Kornabstand ist Außerdem verringert sich bei sonst gleichen Bedingungen der Kornabstand mit abnehmender Temperatur aufgrund der größeren Anzahl der keimbildenden Teilchen. Das Diffusionsvermögen nimmt mit der Temperatur sehr stark ab, und es gibt praktische Grenzwerte, unter denen das Verfahren nicht wirtschaftlich ist Ein hohes Stickstoffkonzentrationsgefäile in dem Stahlgegenstand ist erforderlich, um die Nitriergeschwindigkuit bei einer gegebenen Temperatur zu erhöhen.
Die Stickstoffquelle für die innere Nitrierung kann eine Atmosphäre sein, die entweder in geeigneter Weise behandelter Ammoniak oder Stickstoff sein kann. Mischungen dieser beiden Stoffe oder mit anderen verträglichen Gasen können ebenfalls verwendet werden. Der Ausdruck »verträgliche Gase«, wie er hier verwendet wird, bezieht sich auf ein nicht oxydierendes oder inertes Gas, wie z. B. Wasserstoff oder Argon. Der Feuchtigkeitsgehalt soll möglichst niedrig sein, und feuchtigkeiisfreier und sauerstofffreier Ammoniak wird
jto hierbei bevorzugt Vorhandene geringe Mengen an Feuchtigkeit oder Sauerstoff beeinflussen ernsthaft die Nitriergeschwindigkeit in Stickstoff.
Die Entfernung von überschüssigem Stickstoff nach der Nitrierung kann in einem Vakuum oder durch die Verwendung eines Spülgases, wie z. B. Wasserstoff oder eines anderen, nicht mit dem Material reagierenden Gases, bewirkt werden. Eine Homogenisierung von überschüssigem Stickstoff in dem Metall kann in einer leicht oxydierenden Atmosphäre oder in einer verdünn ten stickstoffhaltigen Atmosphäre durchgeführt wer den. In einem herkömmlichen Heißwandofen sollte bei der Nitrierung eine zweckmäßige Fließgeschwindigkeit von z. B. Ammoniak eingestellt werden. In einem Kaltwandofen wird zweckmäßig ein gasartiges Verdün nungsmittel, das dem Ammoniak zugesetzt worden ist, verwendet
Die nachfolgenden Beispiele dienen zur Erläuterung der Erfindung und der dabei erhaltenen, verbesserten Eigenschaften des Werkstoffs. In diesen Beispielen
so wurden Blechproben nitriert und einem Zerreißversuch sowohl bei Zimmertemperatur als auch bei 10930C unterworfen. Wie aus Tabelle 1, in der die Zusammensetzung der Proben angegeben ist ersichtlich ist, bestehen beide Proben aus Stahl vom Typ 304 L mit
Titanzusätzen.
Tabelle I
Zusammensetzung des 		C Ve.rsuchsmaterials P S Si Cr Ni Ti B Fe
Charge Nr. 0,0060
0,0094 		Mn 0,008
0,010 		0,003
0,005 		0,75
0,72 		18,01
18,01 		12,00
12,00 		1,22
2,03 		0,010
0,010 		Rest
Rest
RV 2252
RV 2253 		0,48
0,32
Die oben beschriebenen Proben wurden unter verschiedenen Bedingungen in Ammoniak nitriert. Die Nitrierbedingungen sind in Tabelle II angegeben.
5
Tabelle Il
Nr.
37 10 Min. bei 1315,5 C in roh. NH3 bei 275 l/h
38-H 10 Min. bei 1204,4 C in roh. NH3 bei 370 l/h und IStd. bei 1093,3 C in H2
39 20 Min. bei 1204,4 C in roh. NH3 bei 275 l/h
40 20 Min. bei 1260,0 C in roh. NH3 bei 370 l/h
Im Anschluß an die oben beschriebene Nitrierung wurden die Proben auf Zugfestigkeit geprüft und die Zugfestigkeitseigenschafien sind in den Tabellen III und IV angegeben. Die in Tabelle III entbaltenen Angaben sind die Prüfergebnisse bei Zimmertemperatur, und in Tabelle IV sind die Zugfestigkeitseigenschaften bei 1093,3 C wiedergegeben.
Tabelle IH
Zugfestigkeitseigenschaften bei Zimmertemperatur
Nr. Probe 0,2%
Dehn
grenze
kg/mm2 		Äußersie
Zug
festigkeit
kg/mm2 		% Dehnung
5,08 cm 		Ein
schnürung
%
Vergleich RV 2252 17,6 52,0 60,0 41,5
Vergleich RV 2253 21,8 56,2 46,0 41,9
37 RV 2252 44,3 85,8 22,5 23,2
37 RV 2252-A *) 38,0 83,7 22,5 20,2
37 RV 2253 42,2 92,8 21,0 32,2
37 RV 2253-A 45,9 91,4 20,0 27,3
38-H RV 2252 55,5 95,6 20,0 26,7
38-H RV 2253 62,6 99,8 **) 26,8
39 RV 2252 61,9 104,0 21,0 25,3
39 RV 2252-A 66,1 103,3 11,5 15,8
39 RV 2253-A 69,6 110,4 13,0 22,8
40 RV 2252 56,2 92,8 18,0 25,7
40 RV 2252-A 59,1 93,5 **) 14,4
40 RV 2253 57,7 100,5 12,0 30,0
40 RV 2253-A 59,8 101,2 18,0 25,1
*) »Λ« bezeichnet ein Material, das S Min. lang an der Luft vorwärmebehandelt und vor dem Nitrieren sauber gebeizt wurde. Alle anderen Materialien wurden im kalt bearbeiteten Zustand nitriert
**) Probe brach außerhalb der Meßmarkierungen.
TabeHe IV
Zugfiistigkeitseigenschaften bei 1093,3 C*)
Nr. Probe 0,2 % Äußerste % Dehn-
Dehnstrecke Zugfestigkeit nung
kg/mm2 kg/mm2 5,08 cm
Vergleich **) RV 2252 1,3-0,7 2,2-2,0 18,1-55,0
Vergleich **) RV 2253 0,6-0,6 2,7-1,5 64,9-9,2
37 RV 2252 4,4 7,3 7,2
37 RV 2253 5,5 8,6 11,4
38-H RV 2252 - 10,6 1,8
38-H RV 2252-A 9,3 9,5 0,9
38-H RV 2253 12,1 15,4 3,1
38-H RV 2253-A 11,7 12,1 0,7
39 RV 2252 7.2 11.0 4.3
7 Probe 19 28 695 8 AuMerste
Zugfestigkeit
kg/mm'		 % Dehn-
nung
5,08 cm
Fortsetzung RV 2253 11,5 5,2
Nr. RV 2252 0,2 %
Dehnslrecke
kg/mnr		 9,8 2,7
39**) RV 2252-A 8,2 9,4 0,9
40 RV 2253 7,6 11,0 9,2
40 RV 2253-A 7,6 11,6 2,0
40 7,0
40 8,2
*) Die Proben wurden wegen ihrer Dünne zum Schutz gegen Oxydation mit dem Handelsprodukt »No-Carb« beschichtet.
**) Zwei Versuche.
Die Wirkung des Kornabstands auf die Zugfestigkeitseigenschaften wird bei einem Vergleich dieser Faktoren deutlich erkennbar. Der Kornabstand der Proben, die wie oben beschrieben behandelt wurden, ist in Tabelle V angegeben. Aus der Tabelle ist ersichtlich, daß das Material um so stärker bei 1O93,3°C ist, je geringer der I PS ist.
Charge Nr.
RV 2252
RV 2253
Nr.
39 39
IPS
*) Gemessen bei 0,0254 mm unterhalb
der Probenoberfläche.
Die in der Legierung anwesende Titanmenge hat einen Einfluß auf die Streckgrenze des Materials nach
3d der Nitrierung, wie an Hand einer Reihe von Beispielen aus der Tabelle VI ersichtlich ist. Die in der Tabelle aufgeführten Prüfergebnisse sind die Eigenschaften bei Zimmertemperatur, die Festigkeit wird jedoch bei allen Temperaturen von den angegebenen Eigenschaften
j5 beeinflußt. Wie bereits erwähnt wurde, wird zur Erlangung von ständig hervorragenden Eigenschaften bevorzugt, einen austenitischen Stahl mit 0,5 bis 3% Titan zu behandeln.
Tabelle Vl
Wirkung des Titangehalts auf die Festigkeitseigenschaften bei Zimmertemperatur *)
Tabelle V zwischen den Teil-
Zwischenraum
chen (IPS) Nr. IPS
Charge Nr. 37 >2u
RV 2252 37 >2μ
RV 2253 38-H ~5μ
RV 2252 38-H ~5α
RV 2253
% Blechdicke Nitrier 0,2 % Dehn Äußerste % Deh
Ti temperatur grenze Zugfestigkeit nung
mm C kg/mm2 *·) kg/mm" 3.175 cm
0,78 0,127 982,2 51,1 72,4 12,5
2,03 0,127 982,2 70,0 105,0 15,5
0,78 0,254 982,2 45,7 81,4 32,5
2,03 0,254 982,2 61,2 97,6 14,0
0,78 0,127 1040,5 53,8 87,0 27,5
1,22 0,127 1040,5 58,9 87,5 12,5
2,03 0,127 1040,5 69,3 101.7 11,5
0,78 0,254 1040,5 45.3 74,4 15,0
1,22 0,254 1040,5 48,8 76,3 10,0
2,03 0,254 1040,5 61,2 96,5 12,5
0,78 0,127 1093,3 51,7 81,4 17,0
2,03 0,127 1093,3 69,3 103,1 15,0
*) Nominale Zusammensetzung des Grundmaterials 18Cr-ONi-O-OIB-CSOMn-OJSSi-O1OlCH-Ti 50 % kaltgewalzt vor dem Nitrieren.
*) Alle Proben wurden 10 Stunden lang in trockenem Hi bei 1093.3 C denitriert, um löslichen Stickstoff zu entfernen.
Aus der Tabelle ist erkennbar, daß die Verbesserung der Streckgrenze und Zugfestigkeit zu einem geringen Nachlassen der Duktilität führt. Trotzdem zeigt das Material nach der erfindungsgemäßen Behandlung weitaus be^'vre Eigenschaften bei erhöhten Temperaturen als das bisher erhältliche.
Die zur Herstellung der Dispersoide angewandte Nitriertemperatur ist besonders bei größeren Dicken
10
von Bedeutung. Die Dicke allein beeinflußt auch die bei der inneren Nitridbildung erhaltenen Eigenschaften. Diese Abhängigkeiten sind aus den in Tabelle VIl und VIII angegebenen Daten ersichtlich, welche die Wirkung der Nitriertemperatur auf die mechanischen Eigenschaften bei Zimmertemperatur bzw. die Wirkung der Blechdicke auf diese wiedergeben.
Tabelle VII
Wirkung der Nitriertemperatur auf die mechanischen Eigenschaften bei Zimmertemperatur*)
Nitriertemperatur C
Vorzustand
Blechdicke 0,2% Dehn- Äußerste % Deh-
grenze Zugfestigkeit nung
kg/nmr
kg/mm'
3,175 cm
982,2
1093,3 1212,8 1040,5
1093,3
982,2
1040,5
1093,3
982,2
1040,5
1093,3
warmebehandelt
desgl. desgl.
50 % kaltgewalzt
desgl. desgl. desgl. desgl. desgl. desgl. desgl.
0,254
0,254 0,254 0,0508
0,0508
0,127
0,127
0,127
0,254
0,254
0,254 42,0
53,3
44,8
75,0
72,1
70,0
69,3
69,3
61,2
61,2
57,0
56,2
85,6
86,7
97,6
94,3
105,0
101,7
103,1
97,6
96,5
93,1
3,0
11,5
18,0
6,0
5,0 15,5 11,5 15,0 14,0 12,5 12,5
*) Nominale Zusammensetzung des Grundmaterials Alle Proben wurden wie in Tabelle I denitriert.
Tabelle VIII
Wirkung der Biechdicke auf die mechanischen Eigenschaften bei Zimmertemperatur*)
Blechdicke Nitrier 0,2% Dehn Äußerste Zug % Deh
temperatur grenze festigkeit nung
mm C kg/mm2 kg/mm2 3,175 cm
0,127 982,2 70,0 105,0 15,5
0,254 982,2 61,2 97,6 14,0
0,0508 1040,5 75,0 97,0 6,0
0,127 1040,5 69.3 101,7 11,5
0,254 1040,5 61,2 96,5 12,5
0,0508 1093,3 72,1 94,3 5,0
0,127 1093,3 69,3 103,1 15,0
0,254 1093,3 57,3 93,1 12,5
0.508 1093,3 53,3 86,1 10,5
*) Nominale Zusammensetzung des Grundmaterials 180-Alle Proben wurden wie in Tabelle I denitriert.
Um maximale Eigenschaften für Anwendungen bei 1093,3 : C zu schaffen, werden Nitriertemperaturen im Bereich von 1037,7 C bevorzugt Dieser Einfluß ist durch die in Tabelle IX angegebenen Daten wiedergegebea
Tabelle IX
Wirkurg der Nitriertemperatur auf
einer Legierung mit 2,03 % Ti (0,254		 Entgasungszeil *) die mechanischen
mm dick)		 Eigenschaften bei 1093,3 C" von
Nitriertemperatur
t		 3Std.
3Std.
lOStd.
lOStd.		 0,2 % Dehn
grenze
ke/mm2 		Äußerste Zug
festigkeit
kg/mm2 		% Deh
nung
3,17 cm
1040,5
1212,8
1040,5
1212,8		 9,7
9,5
11,3
8,7		 16,9
13,6
15,3
12,5		 3,2
7,2
3,2
9,2
Entgasen in trockenem H?bei 1093,3 C, um überschüssigen Stickstoff zu entfernen.
Der vorliegende Werkstoff kann gegebenenfalls Bor enthalten, um eine Teilchenstabilität beim Zeitstandverhalten zu erreichen. Es wurde jedoch festgestellt, daß die Anwesenheit von Bor die Nitriergeschwindigkeit herabsetzt Im allgemeinen kann bis zu etwa 0,01% Bor mit zufriedenstellenden Ergebnissen verwendet werden. Außerdem wurde festgestellt, daß die zusätzliche Anwesenheit von etwa 2% Silizium oder 1 % Molybdän keine schädliche Wirkung auf die Nitriergeschwindigkeit oder den Nitriervorgang ausübt. Anwesender Kohlenstoff bewirkt, daß vorhandenes Titan aus der Lösung entfernt wird. In vielen Fällen kann es wünschenswert sein, den Kohlenstoffgehalt niedrig zu halten, damit Titan nicht gebunden wird. Ein Anteil von 0,03% Kohlenstoff darf nicht überschritten werden.

Claims (1)

1 2
für Beanspruchungen bei hohen Temperaturen verwen-
Patentanspruch: det. AJs Maßnahme zur Verstärkung von rostfreien
Stählen wurde beispielsweise eine Kaltbearbeitung
Verwendung eines austenitischen 18% Chrom- angewendet Da die Wirkung der Kaltbearbeitung bei 12% Nickel-Stahltyps mit höchstens 0,03% Kohlen- 5 erhöhten Temperaturen schnell verloren geht, wurde stoff und 0,5 bis 2% Titan, der durch innere außerdem die Verstärkung durch Ausscheidung von Nitrierung in einer Stickstoff abgebenden Gasat- intermetallischen Verbindungen in Erwägung gezogen, mosphäre unter Überdruck bei Temperaturen Die meisten Legierungen, die sich für die Ausscheizwischen 870° C und dem Schmelzpunkt unter dungshärtung eignen, unterliegen jedoch bei Tempera-Bildung feinverteilter Titannitride ausscheidungsge- ίο türen über 7040C — 760°C dem Problem der härtet und dessen überschüssiger Stickstoffanteil zur Wiederauflösung, wie es oben beschrieben wurde. Vermeidung der Bildung von Chromnitriden durch Ferner ist beispielsweise aus der Dissertation von eine Vakuumbehandlung oder Gasspülung aus dem Chen (1965, erhältlich von University Microfilms Stahl entfernt ist, als Werkstoff für die Luftfahrtindu- Limited, High Wycomb, England) mit dem Titel strie in Form dünner, korrosionsfester Bleche mit 15 »Dispersion Strenghening of Iron Alloys to internal verbesserter Warmfestigkeit bei Temperaturen über Nitridung« bekannt, eine Ausscheidungshärtung durch 760° C Behandlung von Nitridbildner enthaltenden Eisenlegierungen mit Ammoniak oder Stickstoff bei erhöhten
Temperaturen unter innerer Nitrierung durchzuführen.
20 Da bei den untersuchten Bedingungen gefunden wurde, daß bei einer Chrom-reichen Eisenlegierung eine starke
Es ist bekannt, bestimmte mechanische Eigenschaften Bildung von Chromnitrid auftrat, wurden die umfangreivon Legierungen wie Streckgrenze, Zugfestigkeit oder chen Untersuchungen mit dem ausscheidungsgehärte-Widerstand gegen Dehnung durch Dispersionsverstär- ten Eisenlegierungen absichtlich auf eine praktisch kling zu verbessern. — Viele Verfahren zur Dispersions- 25 Chrom-freie Legierung beschränkt Aus der Tatsache verstärkung von Materialien sind bereits bekannt der umfangreichen Bildung von Chromnitrid kann Dieser Vorgang erfordert eine Zwei-Phasen-Struktur, abgeleitet werden, daß Chrom-haltige Eisenlegierungen die aus harten, in einem starken, aber duktilen Gefüge bei der Nitrierung ihrer Korrosions- und Oxydationsbeverteilten Teilchen besteht Beste Eigenschaften werden ständigkeit weitgehend verlieren, erzielt, wenn der Zwischenraum zwischen den Teilchen 30 Aus der französischen Patentschrift 7 29 466 ist klein und die harte zweite Phase in dem duktilen Gefüge weiterhin bekannt, austenistische Eisenlegierungen bei auch nach langzeitiger Beanspruchung bei erhöhten erhöhten Temperaturen einer Nitrierungsbehandlung Temperaturen stabil ist Das üblichste Verfahren dieser auszusetzen. Der so behandelte Stahl konnte dabei Dispersionsverstärkung ist die Ausscheidungshärtung, sowohl Chrom und Nickel, aber auch Nitrid-bildende wobei eine nicht stabile, feste Lösung auf einer 35 Bestandteile enthalten. Ziel und Ergebnis der Nitrierung Temperatur gehalten wird, bei welcher ausreichende war jedoch die Bildung einer harten Oberflächenschicht atomare Beweglichkeit für .-iie Phasen verminderter wobei sich hinsichtlich des Nitridanteils ein Gradiant Löslichkeit vorhanden ist, so daß sich eine feine Struktur abnehmeuder Konzentration zum Innern des Werkaus dem Gefüge ausscheidet Derartige Zusammenset- Stoffstückes hin ausbildete. Bei diesen bekannten zungen können jedoch normalerweise nicht eine lange 40 Verfahren wird also keine gleichmäßige Verteilung der Zeitdauer oberhalb der Ausscheidungstemperatur ver- Nitridteilchen über den gesamten Querschnitt des wendet werden, da die Möglichkeit der Auflösung Werkstücks erhalten, und es ist auch nicht möglich, die und/oder des Anwachsens der ausgefällten Teilchen selektive Bildung eines bestimmten Nitrids (beispielsbesteht, was einen Verlust von Festigkeit zur Folge hat weise von Titannitrid) innerhalb des Gesamtwerkstücks Bei einem zweiten Weg zur Dispersionsverstärkung 45 zu erreichen.
wird ein hitzebeständiges Material, wie z. B. Thorium- Schließlich ist in der US-Patentschrift 23 00 274 ein oxyd verwendet, das in einem Metallgefüge, wie z. B. in Verfahren beschrieben, bei dem austenitischer Stahl, Nickel oder einer Nickellegierung, dispergiert ist Nach welcher Chrom und Nickel enthält, einer Wärmebeeinem dritten Verfahren erfolgt die Dispersionsverstär- handlung von etwa 1100°C in einer Stickstoff/Wasserkung durch innere Oxydation einer Metallkomponente, so stoff-Atmosphäre ausgesetzt und danach zunächst Bei diesem Verfahren wird das einen starken Oxydbild- langsam und dann schnell abgekühlt wird. Aus dieser ner enthaltende Material in einer Sauerstoff enthalten- Patentschrift geht zwar hervor, daß auch Carbid-bildenden Atmosphäre gehalten, die das Grundmaterial de Substanzen in der Legierung anwesend sein können, reduzieren kann, jedoch nicht den Oxydbildnern. Der Sie gibt aber keinerlei Anregungen hinsichtlich der Sauerstoff diffundiert durch das Grundmaterial und 55 Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften der reagiert mit dem aktiven Element, wodurch eine behandelten Legierung, und es findet sich auch kein verhältnismäßig unlösliche und fein zerteilte harte Hinweis auf die Bildung eines Nitriddispersoids und der Phase in dem gesamten Gefüge gebildet wird. Bei diesen daraus resultierenden Ausscheidungshärtung. Teilchen tritt das oben erwähnte Problem der Aufgabe der Erfindung ist die Schaffung eines Wiederauflösung, wie es in anderen Systemen der 60 Werkstoffs mit speziellen Hochtemperatureigenschaf-Ausscheidungshärtung üblich ist, nicht auf. Das Verfah- ten, für den durch die fortschreitende Entwicklung in der ren der inneren Oxydation hat jedoch keine weitver- Luftfahrtindustrie ein zunehmender Bedarf bestacd. breitete technische Anwendung gefunden, hauptsäch- Dieser Werkstoff soll auf der Grundlage von bestimmlich aufgrund des sehr langsamen Diffusionsvermögens ten austenitischen Stahltypen mit 18% Chron und 12% von Sauerstoff und der langen Zeit die zur vollständigen 65 Nickel eine verbesserte Wärmefestigkeit bei Temperainneren Oxydation notwendig ist türen über 76O°C und verbesserte mechanische Aufgrund ihrer guten Korrosions- und Oxydationsbe- Eigenschaften, welche für die Luftfahrtindustrie wichtig ständigkeit wurden rostfreie austenitische Stähle bisher sind, aufweisen. Gleichzeitig soll dieser Werkstoff eine
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3615904A (en) * 1969-02-28 1971-10-26 Allegheny Ludlume Steel Corp Method of improving nitride-strengthened stainless steel properties
FR2082749A5 (en) * 1970-03-25 1971-12-10 Allegheny Ludlum Steel Steel powder internally reinforced with a - dispersion of metallic nitride particles
US3663312A (en) * 1970-03-09 1972-05-16 Allegheny Ludlum Steel Nitride-strengthened, stainless steel
GB8324745D0 (en) * 1983-09-15 1983-10-19 Welsh National Scholl Of Medic Steel castings

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR729466A (fr) * 1931-03-14 1932-07-25 Commentry Procédé de durcissement par l'azote des alliages austénitiques
US2300274A (en) * 1939-06-27 1942-10-27 Gen Electric Process for annealing austenitic steels
US3180727A (en) * 1962-02-20 1965-04-27 Du Pont Composition containing a dispersionhardening phase and a precipitation-hardening phase and process for producing the same
LU48989A1 (de) * 1965-07-05 1967-01-05

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