DE2010998A1

DE2010998A1 - Verfahren zur Wärmebehandlung von Ferromaterial

Info

Publication number: DE2010998A1
Application number: DE19702010998
Authority: DE
Inventors: Edwin Monsey N.Y.; Schaller Frank Walter Ringwood N.J.; Snape (V.ST!A.)
Original assignee: Inco Ltd
Current assignee: Inco Ltd
Priority date: 1969-03-10
Filing date: 1970-03-09
Publication date: 1970-09-24
Also published as: BE747141A; AU1198970A; FR2037839A5; US3655465A; NL7003404A; ES377176A1

Description

International Nickel Limited, Thames House, Hillbank,

London, S, ¥. 1, Großbritannien

asssssssssssssssssssisssssssssss

"Verfahren zur Wärmebehandlung von Ferromaterial"

Die Erfindung besieht sich auf ein Verfahren sur Wärmebehandlung τοη Stählen und Gudeisen, Über die Dauer τοη vielen Jahren steht die Erdölindustrie vor dem Problem, das. allgemein als Sulfid-Korrosions-Rissigkeit bezeichnet wird. Das Problem entstand mit dem unerwarteten Ausfall von Ölleitungen in Verbindung mit solchen Ölquellen, die saures öl lieferten, wobei die Leitungen aus einem Stahl bestanden, der sich in Verbindung mit Ölquellen, welche süße oder gasfreie Kondensate lieferten, als zufriedenstellend bewährt hatten, Stähle hoher Streckfestigkeit, insbesondere von 63 kp/mm und darüber neigen in besonderem Maße zu dieser Art von Rißbildung·

Für die Sulfid-Korrosions-Rissigkeit liegt bisher noch keine voll befriedigende Erklärung in physikalischer oder chemischer Hinsicht vor. Doch wird angenommen, daß Phänomene eine Rolle spielen, die als Wasserstoffe Versprödung und Spannungskorrosion zu bezeichnen sind. Man glaubt, daß naszierender Wasserstoff, der durch den korrodierenden Angriff in saures öl und Gas liefernden

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Quellen an der Oberfläche des Stahls ia Bereich von Hohlstellen adsorbiert wird, der sich ansammelt und molekularen Wasserstoff bildet, was seinerseits eine Ausdehnung des Wasserstoff volumens zur Folge hat· Auf diese Weise bildet sich ein Spannungsmuster (wobei es sich um den Wasserstoff-Aspekt, des Problems handelt), das zusammen mit inneren und Drücken (also der Rißbildung durch Spannungen) zur Bildung und Vergrößerung eines Risses führt, der sich im Laufe der Zeit unter Druck mehr und mehr ausdehnt, bis Bruch eintritt.

Da es praktisch unmöglich ist, das Auftreten innerer oder äußerer Spannungen zu verhindern, beispielsweise infolge Kaltverarbeitung oder Behandlung durch Abschrecken, hat man verschiedene Verhinderungsmittel vorgeschlagen, nämlich Überzüge, um das Eindringen von Wasserstoff zu verhindern, sowie Futter aus speziellen Legierungen, um dem Wasserstoff in atomarer Form das Eindringen in das Futter zu gestatten, so daß der Wasserstoff in die molekulare Form übergeht, die gegenüber Stahl passiv ist. Man hat ferner die Verwendung verschiedener Metalle wie rostfreien Stahl und Legierungen auf Nickel-Basis vorgeschlagen, obwohl diese im allgemeinen als zu teuer angesehen werden. Alle diese Lösungen haben sich jedoch als nicht voll befriedigend erwiesen, mindestens nicht in Verbindung mit Stählen, deren Streckfestigkeit oberhalb von 63 kp/mm liegen, und es entspricht der allgemeinen Praxis, in Verbindung mit sauren Quellen Stähle zu verwenden, die derart getempert sind, daß ihre Streckfestigkeit diesen Wert nicht überschreitet. Um von dieser Begrenzung frei zu kommen, besteht das Bedürfnis nach Stählen hoher Festigkeit, die in höherem Maße gegen Sulfid-Korrosions-

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Rissigkeit widerstandsfähig sind, Solche Stähle zu schaffen, ist die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe.

Erfindungsgemäß wird umwandlungshärtbares Ferromaterial einer interkritischen Erhitzung unterworfen, um eine gewisse Austenitblldung hervorzurufen, und hierauf abgekühlt, um die Bildung eines austenitischen Zersetzungsproduktes zu veranlassen, wobei di® Temperatur während der interkritischen Erhitzung so gesteuert wird, daß nicht mehr als 50 Vol.96 des austenitischen Zersetzungsproduktes bein Abkühlen in dem Ferromaterial gebildet werden, worauf das Ferromaterial subkritisch erhitzt wird. Venn vorstehend von "Ferromaterial" gesprochen wird, so schließt diese Bezeichnung Stahl und Gußeisen ein. Einfachheitshalber soll die Erfindung nachstehend für den Fall beschrieben werden, daß es sich um Stahl handelt. In Sinne dieser Beschreibung·soll unter "interkritischer Erhitzung¹¹ eine Erhitzung auf eine Temperatur zwischen der A --Temperatur und der A ,-Temperatur des Stahls*verstanden werden, während unter "subkritischer Erhitzung" eine Erhitzung auf eine Temperatur unterhalb der A --Temperatur des Stahls zu verstehen ist. Der interkritischen Erhitzung können andere Behandlungen vorangehen, beispielsweise solche Behandlungen wie Normalisieren oder Austenitisieren und Abschrecken.

Beim Erhitzen über die A_c1-Temperatur hinaus findet eine Phasenumwandlung statt, bei der ein Teil der metallischen Struktur in Austenit umgewandelt wird, welcher sich beim Abkühlen transformiert, wodurch eine metallene Grundmasse gebildet wird, die ein Zersetzungsprodukt aus Austenit enthält. Dieses Zersetzungsprodukt, beispielsweise Martensit, darf nicht mehr als 50 VoI,% der me-

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tallenen Grundmasse enthalten, da die Anwesenheit von größeren Anteilen des Zersetzungsproduktes die Neigung zur Korrosionsrissigkeit erhöht· Das Ausmaß der Transformierung hängt von der Temperatur ab, bei der die interkritische Erhitzung stattfindet, eine Temperatur, die somit nicht zu hoch liegen darf. Mit Vorteil wird die interkritische Erhitzungstemperatur so gesteuert, daß nicht mehr als 30 oder 40# an austenitischem Zersetzungsprodukt beim nachfolgenden Abkühlen gebildet wird.

Eine besonders wünschenswerte MikroStruktur für Stahl, der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt ist, besteht aus einer ferritischen Grundmasse, die in relativ gleichförmiger Verteilung Karbidpartikel und getempertes Martensit enthält.

Die optimale interkritische Temperatur ändert sich von Stahl zu Stahl, da die A_c1-Temperatur und die A_c~-Temperatur von der Zusammensetzung abhängen. Es ist jedoch nur eine Routine-Angelegenheit, den Punkt zu bestimmen, wo beispielsweise mehr als 50# Martensit bei einer gegebenen Zusammensetzung gebildet wird. Andererseits sollte die Temperatur der interkritischen Erhitzung genügend weit oberhalb der A_c1-Temperatur liegen, um eine Mikrostruktur zu erhalten, die mindestens 5% und mit noch größerem Vorteil mindestens 10% des Zersetzungsproduktes enthält, das beim nachfolgenden Abkühlen entsteht.

Was die Zeit betrifft, während der der Stahl zwischen seiner A_c1-Temperatur und seiner A_c,-Temperatur gehalten wird, so sind 4 Stunden ausreichend und 15 Minuten bis 2 Stunden bevorzugt. Längere Erhitzung erhöht lediglich

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■_ 5 - 20109

die Kosten· Das Abkühlen auf dem Bereich zwischen der A +—Temperatur und der A «-Temperatur sollte bis unter die Temperatur herunter erfolgen, die zum Transformieren des Austenits nötig ist, beispielsweise unter die M-Temperatur und vorzugsweise unter die M_f-Temperatur, wenn es sich um Martensit handelt. Andere Operationen können ausgeführt werden, um maximale Transformierung zu erhalten, beispielsweise Kaltbehandlung, etwa durch Abkühlen unter -

Die bei der subkritischen Wärmebehandlung angewendete Temperatur soll natürlich die A₀-.-Temperatur nicht überschreiten» Im allgemeinen soll die genannte Temperatur mindestens 14⁰C und vor»ugsweise mindestens 28°C unterhalb der A_q1 -Temperatur liegen, und ein Bereich von 2Ö ^KiS 16^C unterhalb dfir Ag^imperii^ur ist »weckmlöig* Handölt essieh dagegbir um N*ek*lätafci#| inä$be~ Sondere Stähle_r die mindestens 5% Nickel enthalten, so sollte eine Temperatur von mindestens 55⁰C unterhalb der A_c+"-Temperatur und vorzugsweise mindestens 11O⁰G unterhalb dieser Temperatur angewendet werden·

Da» Abkühlen nach jeder Erhitzungsatufe kann beispielsweise in Luft oder durch Abschrecken in öl oder Wasser

Die Wirkung der Wärmebehandlung von Stahl gemäß der Erfindung ist überraschend, da es bisher geheißen hat, daß die Bildung von Martensit die Sulfid-Korrosions-Riss igkeit anregt. Beim Verfahren nach der Erfindung wird jedoch Martensit absichtlich durch die interkritische Wärmebehandlung gebildet. Wenn aber eine so gebildete Grundmasse unter die Α_β4-Temperatur bei der subkri

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tischen Erhitzung getempert wird, dann wird aus einem Stahl, der andernfalls zur Rißbildung geneigt hätte, ein Stahl, der sich durch große Widerstandsfähigkeit gegen Sulfid-Korrosions-Rissiglceit auszeichnet, während diese Widerstandsfähigkeit nicht wesentlich verbessert wird, wenn man einen Stahl doppelt unterhalb seiner A_c1-Temperatur tempert. Im übrigen führt übliches Doppelttempern im allgemeinen bestenfalls au einem Festigkeitsverlust, begleitet von einer geringen Erhöhung der Zähigkeit.

Demgegenüber wurde überraschenderweise gefunden, daß bei gewissen Stählen der doppelte Wärmebehandlungsschritt, der die vorliegende Erfindung ausmacht, sowohl die Festigkeit als auch die Duktilltlt erhöht, und «war trot· der Tatsache, daß der zweite Erhitzungsschritt «in« Temperbehandlung darstellt. DIt Erhöhung dtr Duktilit&t ist leicht verständlich, da harte austenitische Zersetsungsprodukte, beispielsweise Martensit, die beim Abkühlen unter die interkritische Temperatur gebildet werden» durch Tempern weicher werden. Schwieriger ist die gleichseitige Erhöhung an Festigkeit su erklären« Doch nimmt man an, daß diese Wirkung im Spannungs-Dehnungsverhalten su suchen ist, Ss ist bemerkt worden, daJ beim einmaligen Tempern unter die A ..-Temperatur solcher Stähle eine scharfe Streckgrenze zu beobachten ist, die verschwindet, wenn die Temperatur gerade über die A_q1~ Temperatur erhöht wird, wobei auch die Streckfestigkeit sinkt» Eine weitere Temperaturerhöhung Über die A₁* Temperatur hinaus, aber beträchtlich unterhalb der A_c,-Temperatur, führt zu einer wesentlichen Erhöhung der Festigkeit, ohne daß jedoch die Streckgrenze wieder erscheint. Dieses Verhalten deutet auf eine Beanspru-

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chung der Grundmasse durch Transformierung des austenitischen Bereiches hin. Das darauf folgende Tempern unterhalb der A --Temperatur ermöglicht es, daß Verforaungsalterung in den plastisch verformten Bereichen der Grundmasse eintritt und die Streckgrenze wieder herstellt, wodurch die Festigkeit erhöht wird. Dieses GesamtYerh&lten soll nachstehend als "interkritische Festigkeitserhöhung¹¹ bezeichnet werden,»

-■■■'" i

Interkritische Festigkeitserhöhung im vorstehenden Sinne als Ergebnis der Durchführimg des Yerfahrens nach der Erfindung· tritt in besonderen Maße bei nickelhaltigen Stählen ein und insbesondere bei solchen Stählen, die außerdem mindestens ein dem Tempern Widerstand entgegensetzendes Element enthalten,, wie Molybdän^ Chrom, Silizium, Vanadium und Wolfr©»₀ In Stählen dieses. Typs kann der Nickelgehalt bis zu 10?6 betragen, obwohl ein Gehalt von 1 bis 596 oder 7 „5% iss allgemeinen zufriedenstellende Ergebnisse liefert.. Bis zu 3% Molybdän, bis to h%- Chrom,-bis zu 3% Silizium, bis zu 3% Vanadium, Ms su-\% Xohlenstoff (und vorzugsweise mindestens 0,2$ Kohlenstoff)_f wie auch andere-wünschenswert© Bestandteile können in . . . | den Stählen enthalt©!! StIn₀ Bei-solchen anderen Bestand- - " teilen kann es sich um aushärtend wirkende Elemente .wie Kupfer (bis' zu 3%), Aluminium (bis zu 296) und Titan (bis zu 2?6) handeln. Niob und Bor können in Mengen bis zu 2% bzw, bis zu 0,2596 anwesend sein. Ein Stahl mit einem Nickelgehalt von 1 bis 10% und einem oder mehreren dem Tempern Widerstand entgegensetzenden Bestandteilen in den folgenden Bereichen ist besonders geeignet: 0,05 bis 2% Molybdän, 0,5 bis 396 Chrom, 0,2 bis I96 Silizium, 0,1 bis 196 Vanadium, 0,1 bis 0,596 Kohlenstoff, 0,05 bis 296-Wolfram, Rest, abgesehen von Verunreinigungen, Eisen.

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Ein Stahl, der ganz besonders befriedigende Ergebnisse liefert, enthält 0,3 bis 0,5% Kohlenstoff, 0,4 bis 1% Mangan, 1,25 bis 2,5% Nickel, 0,4 bis 1,25% Chrom, 0,1 bis 0,75% Molybdän, Rest Eisen. Ein anderer, die Erfindung verkörpernder Stahl enthält 0,05 bis 0,2% Kohlenstoff, 1,75 bis 2,75% Chrom, 0,5 bis 1,5% Molybdän, Rest Eisen. Der Nickelgehalt in jedem der oben angeführten Stähle kann ganz oder teilweise durch einen gleichwertigen Gehalt an Mangan ersetzt werden. Das Verfahren nach der Erfindung kann auch in Verbindung mit rostfreien Stählen angewendet werden, die etwa 11 bis 14% Chrom enthalten.

Nachstehend seien einige Beispiele angeführt.

Eine Reihe handelsüblich erzeugter Stähle, nämlich C-75, AlSI 4140 und AISI 4340, deren Zusammensetzungen in Tafel I angegeben sind, wurden erfindungsgemäß wärmebehandelt, wobei diese Wärmebehandlung mit anderen Wärmebehandlungen in Vergleich gesetzt ist. Die einzelnen Daten der Wärmebehandlungen sind in Tafel II angegeben. In jefiem Falle wurde Tor der Wärmebehandlung der Stahl durch Erhitzen auf eine Temperatur oberhalb seiner A--Temperatur austenitisiert und danach abgeschreckt. Legierung C-75 war ein Martin-Stahl, aus dem Rohre τοη 7|3 cm äußerem Durchmesser geformt worden waren. Davon wurden zu Testzwecken Längsstücke abgeschnitten. Die AlSI-Stähle 4140 und 4340, welche in einem-Elektroofen hergestellt werden waren, wurden durch Warmwalzen von Rundmaterial mit einem Durchmesser von 2,86 cm sowie von Material von quadratischem Querschnitt von 101,6 cm Kantenlänge auf 0,95 cm dickes Flachmaterial heruntergewalzt, aus welchem Proben geschnitten wurden.

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Nach Untersuchung der mechanischen Eigenschaften, deren Ergebnilse^;>in Tafel Il angegeben sind, wurden die Proben spanabhebend auf Stücke mit den Abmessungen 76 mal 0,6 mal 0,3 cm heruntergearbeitet. Proben in Form von Trägern mit Kerben wurden sodann hergestellt, wobei die Kerbe quer zur Richtung des Warmwalzens verlief und einen Winkel von "45° einschloß sowie einen Radius von 0,25 mm hatte. Zwei Proben wurden für jede Warmbehandlungsbedingung bis zur Fließgrenze mit 3-Punkt Belastung gebogen, ein allgemein übliches Testverfahren. Die Biegung, die notwendig war, um annähernd den Eintritt der plastischen Verformung zu erreichen, wurde durch Biegeteste mit Instrumenten bestimmt.

Die unter Last stehenden Proben wurden in eine wässrige Lösung von 5% NaCl und 0,5% Essigsäure in einer Flasche getaucht, wobei durch die Lösung für die Dauer von etwa 30 Minuten Stickstoff geleitet wurde, um alle Reste von Sauerstoff zu entfernen. HpS wurde sodann durch die Lösung geleitet, bis Sättigung eintrat. Vor dem Öffnen der Flasche zwecks Prüfung der Proben wurde die Lösung erneut in Stickstoff gespült. Inspektionen wurden nach dem zweiten und dem siebenten Tag und erneut in Abständen von sieben Tagen bis zu einem Maximum von 30 Tagen durchgeführt. Um die Ansammlung von KorrOsionsprodukteri zu vermeiden und den pH-Wert konstant auf ungefähr 3,8 zu halten, wurde die Lösung nach jeder Inspektion erneuert. In einer Reihe von Fällen wurden die Schwellenspannungswerte ermittelt, also die Schwellenwerte bei oder unterhalb der Fließgrenze, Die Schwellenauswertung an Proben, welche frühzeitig ausfielen, bestand darin, daß die prozentuale Fließgrenze schrittweise auf tiefere Niveaus heruntergesetzt wurde bis ein Spannungsniveau (i 3,5 kp/mm) erreicht war, bei dem innerhalb der Untersuchungsperiode von 30 lagen kein Ausfall eintrat.

Tafel I

Legie rung

C-75 4140

H 4340 co

Chemische Zusammensetzung

Mn

Si

Ni

Cr (96)

Mo

Fe

0.47 1.47 n.b. n.b. 0.04 0.21 0.38 0.79 0.34 0.15 1.01 0.17 0.44 0.71 0.28 1.82 0.79 0.25 n.b. n.b. n.b. Rest
n.b. 0.009 0.027 Rest
0.025 0.008 0.01 Rest

bedeutet: n.b. = nicht bestimmt Rest s Eisen plus Verunreinigungen

CD CO CQ CO

• Tafel II

Legierung

C-75
C-75

ο ^c-75

a> C-75

i-O
■-■^

w AISI
ο A140

~* AISI
4140

AISI

AlSr
4340

AISi
4340

Wärmebehandlung
Std.bei cc

Streck
grenze
k/2

Streckap

ICT)/

Dehn.

Ausfälle
% Tage

1/871, W.A. - 67.3 23.6 61.5

+ 1/718 L.K. ' - 69.9 20.0 63.0

1/871, W.A. 62.2 58.8 25.5 62.0

+ 1/718 L.K. 63.2 58.8 + 1/649 L.K.

1/871, W.A. 70.5 20.0 60.0

+ 1/732 L.K. 70.5 20.0 61.0

1/871, W.A. 67.8 62.8 25.4 64.5

+1/732 L.K. 69.4 62.6 23.6 64.0 + 1/593 L.K.

1/899* O.A. 55.0 21.0 44.0

+ I/76O L.K. 55.0 21.0 50.0

1/899, O.A. 62.0 59.3 - 26.0 66.5

+ i/732 L.K. 62.4 59.6 26.0 66.5 + 1/593 L.K.

1/899. O.A. 87.6 86.5 22.0 66.0

+ 1/649 L.K. 87.2 86.8 22.0 67.0

1/899, O.A. 74.7 68.7 24.0 53.5

+ 1/677 L.K. 76.5 69.2 25.0 54.0

1/899, O.A. - 64.6 24.0 55.5

+ 1/718 L.K. ' - 65.4 23.0 54.0

Schwellen spannung kp/nm^

100 2 n.b. n.b.

0 - 63.9

100 2 35.2

68.5

100 2 44.0

' 62.2

100 8-14 n*b.

50 8-14 66.8

CZ) CD CD OO

Tafel II

Legierung

Wärmebehandlung Std.bei O

Streckgrenze kp/mm2

Streckspanng.

Dehn.

Q.V.

Ausfälle % Tage

Schwellenspannung kp/mm2

cr> oo

AISI 4340

1/899, O.A. 72.8 + 1/718 L.K. 71.4 + 1/593 L.K.

1/899, O.A. · + 1/732 L.K.

1/899, O.A. 75.4 + 1/1350 L.K. 75.5 + 1/593 L.K.

1/899. O.A. + 1/746 L.K.

1/1650, O.A. 75.8 + 1/1375 L.K. 81.4 + 1/1100 L.K.

68.7 69.1

66.9 66.8

72.0 72.0

72.3 68.3

70.5 79.1

25.0 25.0

21.0

25.0 25.0

12.0

26.0 25.0

66.5 69.0

52.5

70.0 67.5

28.0

67.5 67.5

0

100

72.4

< 53.4 75.3

Es bedeutet:

n.b.: nicht bestimmt;

W.A.: in Wasser abgeschreckt;

L.K.: in Luft abgekühlt;

O.A.: in Ul abgeschreckt. -

A_c1-Temperatur für C-75 angenähert 704⁰C

www μ

» AISI 4140 nun

" AISI 4340 η η «

κ η η η

760^uC

732 b. 76O°C

816°C

677 b. 691°C

760 b. 788⁰C

NJ) CD

CD CD CD OO

Aus den in den Tafeln 1 und II enthaltenen Daten ist ersichtlichj daß jede Probe, die erfindungsgemäß behandelt worden war, gegen Sulfid-Korrosions-Rissigkeit für die Dauer von vollen 30 Untersuchungstagen vollständig widerstandsfähig war, und daß viele der Proben Streckfestigkeiten (entweder Streckspannungen oder Streckgrenzen) oberhalb von 70 kp/mm hatten. Im Gegensatz dazu fielen sämtliche Proben, die auf übliche Weise behandelt worden waren, aus. Die Proben aus AISI 4340-Stahl, die auf die interkritische Temperatur von 746°C erhitzt worden waren, fielen aus, obwohl diese Temperatur | unterhalb der A ,-Temperatur des Stahles liegt, da die Menge von Martensit, der beim Abkühlen, ausgehend von dieser Temperatur, gebildet worden war, 5096 überschritt.

Im Falle des AISI 434o-Stahls, eines Stahls, der Nickel im Verein mit solchen dem Tempern Widerstand entgegensetzenden Bestandteilen wie Molybdän und Chrom enthält, wurde die Streckfestigkeit tatsächlich als" Ergebnis der zweiten Verfahrensstufe (Tempern) erhöht. Dies wird deutlich bei Betrachtung der Daten, die in Verbindung mit der interkritischen Temperatur von 732°C angegeben sind. Die Streckspannung wurde demgemäß um einen Wert von etwa 5 kp/mm heraufgesetzt. Normaler- I

weise hätte man, wie oben angegeben, einen Verlust an Festigkeit als Ergebnis der Temperbehandlung unterhalb der A_c1-Temperatur erwarten müssen. Xm Verein mit der Festigkeitserhöhung wurde die Duktilität erheblich . verbessert, wie beim Vergleich der unter Zugspannung ermittelten Dehnungswerte (Dehn., %) und der Werte für die Quer Schnitts verminderung (Q. V., Ji) ersichtlich ist.

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Resultate, welche die Aufrechterhaltung und Verbesserung in bezug auf die Festigkeit zusammen mit erhöhter Zähigkeit durch Tempern der in der folgenden Tabelle III aufgeführten Stähle zeigen, sind in Tafel IV angegeben.

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OO ί*3

Tafel III Chemische ZuaAmmetisetztincr

Legie- C Mn Si Ni Cr Mo Al Fe rung (%) (%) (96) (%) (#) (<*) (%)

9	Ni-A	0.007	0.7	0.2	9.0	0.2	0.09	0.07	Rest
9	Ni-B	0.05	0.88	0.21	9.17	0.23	n«h.	0.03	Rest
9	Ni-C	0,11	0.86	0.19	9.05	0.22	n.h.	0.17	Rest
7	Ni	0.12	Oc 86	0.17	.7.15	n.h.	n.h. ·	n.b.	Rest
3.	5 Ni	0.10	OAk	0.23	3.50	n.h.	n.h.	0.02	Rest
Es	bedeutet

n.h» = nicht hinzugefügt ^

n.b. = nicht bestimmt . —*

Rest = Eisen plus Verunreinigungen (Phosphor, Schwefel etc.) ^

Tafel IV

Legierung Wärmebehandlung
Std. bei ⁰C

0,296 bleib. Bruchfe- Dehng. R.A. C.V.N.«
Dehnung stigkeit kgm/cm

kp/mm² kp/mm² % % bei -195,6 C

	9	Ni-Std.
	9	Ni-A
009	9	Ni-A
OO CO	9	Ni-A
CD
cn CD	9	Ni-A

Ni-A
Ni-B
Ni-B
Ni-C

59.77 66.81

1/871, W.A. +.1/566, L.K. 77.36 + 1/316 L.K.

1/871, W.A. + 1/593, IiK. 74.4 + 1/316 L.K.

1/871, W.A. + 1/621, L.K. 68.3 + 1/316 L.K.

1/871, W.A. + 1/677, L.K. 68.3 + 1/316 L.K.

1/899, W.A. + 1/732,L.K. 84.3 + 1/316 L.K.

1/871, W.A. + 1/621, L.K. 76.4 + 1/510 L.K.

1/871, W.A. + 1/621, L.K. 75.7 + 316 L.K.

1/871, W.A. + 1/621, L.K. 69.9 + 1/510 L.K.

80.17

22

78.5

4.3

4.0

78.2	23	78	10.0	1 1
73.9 78.8	24 20	80 78	22.3 20.7
90.7	17	77.	19.9 6.4
79.8	23	74.5	3.5
78.9	23	76	9.4 ·
91.9	26	64.5	4.8

CD CD CO CO

Tafel IV

Legierung Wärmebehandlung 0,2% bleib. Bruchfe- Dehng. R.A. C.V.N.p

0 Dehnung stigkeit kgm/cm

- ^{bei C}

0p Dehnung stigkeit kgm/cm

^C k/2⁶ k/2 % % i

stigkeit kgm/cm

kp/mm2 % % bei -195,6⁰C

Ni-C 1/871, W.A. + 1/621, L.E. + 1/316 L.E.

Ni 1/788, W.A. + 1/593, L.E.

1/788, W.A. + 1/593, L.E. + 1/454 L.E.

1/788, W.A. + 1/649, L.E. + 1/454 L.E.

1/871, W.A. +1/704, L.E.

1/871, W.A. + 1/704, L.E. + 1/427 L.E.

O	7	Ni
CD
CO
cn ω	7	Ni
CD
	3	.5 Ni
*CJl*
O	3	.5 Ni

69.9	92.1	28	68	5	7.6	ι
68.9	74.0	25	73.		4.8 .	-λ -3 I
91.4	94.2	-	-		-
79.7	87.6	21	70	5	6.2
44.1	82.1	25	55.		*1.4 ■>**
57.7	65.8	29	71	9.5*)

jt\ ■' -

V in verschiedener Richtung geschnitten und bei -129⁰C getestet.

9 Ni-Std. bedeutet 9%igen.Standard Nickelstahl.

■ . ■ · ■ ' ■ ■ , ■■ K>

Es bedeutet W.A·: in Wasser abgeschreckt; L.E.: in Luft abgekühlt. —*

CO CD OO

Die Resultate für die Stähle mit 3% Nickelgehalt waren ausgeprägt besser, wenn die zweite Stufe der Wärmebehandlung bei einer Temperatur ausgeführt wurde, die um mehr als 56⁰C unterhalb der A_c1-Temperatur durchgeführt wurde. (Die A_c1-Temperaturen für die Legierungen 9 Ni-A, 9 Ni-B und 9 Ni-C liegen annähernd bei 566⁰C, 6O7°C und 538⁰C.)

Die Erfindung eignet sich in erster Linie zur Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegen Sulfid-Korrosions-™ Rissigkeit von Stählen mit Streckfestigkeiten von 63 kp/mm oder darüber. Doch können auch Stähle niedrigerer Streckfestigkeit erfindungsgemäß mit Vorteil behandelt werden. In Fällen, wo größte Widerstandsfähigkeit gegen Sulfid-Korrosions-Rissigkeit verlangt wird, ist es zu empfehlen, keinen Stahl zu verwenden, dessen Streckfestigkeit 84 kp/mm überschreitet.

Eine der Erfindung entsprechende Behandlung kann nicht nur bei geschmiedeten Produkten mit Vorteil angewendet werden, sondern auch bei Teilen aus Ferroguß einschließlich Sorten von Gußeisen, deren Kohlenstoffgehalt bis ^ an 4 oder 5% heranreicht, in Verbindung mit in üblicher Weise in Gußeisen vorzufindenden Elementen, beispielsweise Nickel, Mangan, Chrom, Molybdän und Vanadium.

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Claims

International Nickel Limited, Thames House, Millbank, London. S. W. 1. Großbritannien Patentansprüche :

1. Verfahren zur Wärmebehandlung umwandlungshärtbaren Ferromaterials, dadurch gekennzeichnet, daß das Ferromaterial inter- I kritisch erhitzt wird, um teilweise Austenitbildung hervorzurufen, und hierauf abgekühlt wird, um ein austenitisches Zersetzungsprodukt zu bilden, wobei die Temperatur während der interkritischen Erhitzung so gesteuert wird, daß nicht mehr als 50 Vol.% an austenitischem Zersetzungsprodukt beim Abkühlen des Materials erzeugt wird, worauf das Material einer subkritischen Erhitzung unterworfen wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß es auf Stahl angewendet wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch g e k e η η ζ e 1 c h η e t , daß 5 bis 40 Vol% an austenitischem Zersetzungsprodukt gebildet werden.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das austenitische Zersetzungsprodukt vorwiegend aus Martensit besteht.

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5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet,

daß die subkritische Erhitzung bei einer Temperatur von 14 bis etwa 167⁰C unterhalb der A₀--Temperatur durchgeführt wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß es auf Stahl mit einem Nickelgehalt bis zu angewendet wird.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet , daß es auf einen Stahl mit einem Nickelgehalt von 1 bis 7,5% angewendet wird.

8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß es auf einen Stahl mit mindestens 5% Nickelgehalt angewendet und die subkritische Erhitzung bei einer Temperatur durchgeführt wird, die mindestens etwa 55⁰C unterhalb der A_Q^-Temperatur des Stahls liegt.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennze. ichnet, daß es auf einen Stahl angewendet wird, der als dem Tempern Widerstand entgegensetzenden Bestandteilen mindestens Molybdän bis zu 3% oder Chrom bis zu 4% oder Silizium bis zu 3%, Vanadium bis zu 3% oder Wolfram bis zu 3% oder eine Kombination aus diesen Elementen enthält.

10. Verfahren nach Anspruch 9» dadurch ge-

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kennzeichnet, daß es auf einen Stahl angewendet wird, der Molybdän -von 0,05 bis 2%, Chrom von 0,5 bis 3%, Silizium von 0,2 bis 1%, Vanadium von 0,1 bis 1% oder Wolfram von 0,05 bis oder eine Kombination dieser Elemente enthält.

11. Terfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß es auf Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,296 angewendet wird.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß es auf einen Stahl angewendet wird, der 0,3 bis 0,5% Kohlenstoff, 0,4 bis 1% Mangan, 1,25 bis 2,5% Nickel, 0,4 bis 1,25% Chrom und 0,1 bis 0,75% Molybdän enthält.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10. dadurch gekennzeichnet, daß es auf einen Stahl mit einem Gehalt von 0,05 bis 0,2% Kohlenstoff, 1,75 bis 2,75% Chrom und 0,5 bis 1,2% Molybdän angewendet wird.

14. Nach einem der Verfahren nach Anspruch 1 bis 13 hergestellter Stahl, dadurch g e k β η η ζ β ί chnet , daß er eine ferritische Grundmasse hat, die relativ gleichförmig verteilte Carbidpartikel und getemperten Martensit enthält.

15· Die Anwendung eines der Verfahren nach Anspruch 1 bis 14 zur Herstellung von Rohrleitungen, die in Verbindung mit Ölquellen benutzt werden.

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