DE2047660A1 - Austenitische rostfreie Stähle - Google Patents
Austenitische rostfreie StähleInfo
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Description
2047660 Patentanwalt Dipl.-Phys. Gerhard Liedl 8 München 22 Steinsdorfstr. 21-22 Tel. 29 84
B 4725
Nisshin Steel Co., Ltd., 3-4-1 Marunouchi, Chiyoda-ku, Tokyo/Japan
Austenitische rostfreie Stähle
Die Erfindung betrifft austenitische rostfreie Stähle, welche eine klei
ne Menge Nickel enthalten.
Es ist bekannt, daß austenitische rostfreie Stähle mit 18% Cr und 8% Ni
entwickelt wurden, wobei die Zugabe der großen Nickelmenge dazu dient, die austenitische Phase bei Ziinmörtemperatur zu stabilisieren. Die
Stähle haben den Vorteil verbesserter mechanischer Eigenschaften, Form-
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BAD OBtGlNAL
barkeit und Korrosionsbeständigkeit. Der Nachteil liegt jedoch darin,
daß unvermeidbar eine große Menge Nickel verwendet werden muß. Es wurde dementsprechend schon versucht, das Ni durch Mn und N zu ersetzen,
welche ebenfalls eine austenitische Struktur erzeugen können. Ein Beispiel hierfür ist Tenelonstahl, welcher 18% Cr, 15% Mn und
0,7% N enthält. Bei diesem Stahl können jedoch Blasen bei der Herstellung
der Rohlinge auftreten. Der Stahl erfordert ein in der Stahltechnik
ungewöhnliches Herstellungsverfahren und einen über dem atmosphärischen Druck liegenden Druck während des Schmelzvorganges, wobei
diese Nachteile auf den unvermeidbar hohen N-Gehalt zurückzuführen
sind. Der Stahl ist dementsprechend für Preßverarbeitungsgänge ungeeignet.
Er wurde dementsprechend in der Praxis noch nicht verwendet.
In jüngster Zeit wurden auch die AISI-Typen 201 und 202 entwickelt,
welche als Ersatz für die AISI-Typen 301 und 304 dienen. Bei diesen
Typen ist ein Teil des Nickels durch Elemente, wie Mn und N, ersetzt, welche ebenfalls eine austenitische Struktur erzeugen können. Die AISI-Typen
201 und 202 sind rostfreie Stähle, welche 3, 5 - 5, 5% bzw. 4-6% Ni enthalten. Diese rostfreien Stähle enthalten dementsprechend immer
noch relativ viel Nickel. Sie sind hinsichtlich ihrer Verformbarkeit den
AlSI-Stählen 301 und 304 unterlegen. Dies ist darauf zurückzuführen,
daß die relativen Anteile von C, Si, Mn, Cr, Ni und N der Zusammensetzung
der AISI- Type 201 mit Rücksicht darauf bestimmt wurden, daß ein Auftreten der δ -Ferritstruktur verhindert wird. Dieser Typ der
austenitischen Phase ist gegen eine martensitische Transformation sehr stabil. Dementsprechend verliert diese Stahlgattung eine der überlegenen
Charakteristiken der austenitischen rostfreien Stähle, nämlich die Zugverformbarkeit, welche auf die Hochleistungserhärtungseigenschaft
bezogen ist und auf eine teilweise Transformation der austeniti-
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sehen Phase in die martensitische Phase bei dem Verformarbeitungsprozeß
zurückzuführen ist. Produkte aus den AlSI-Stählen 201 und 202
sind zwar hart und werden als Teil von zusammengesetzten Produkten bevorzugt. Sie sind jedoch für Preßverarbeitungsverfahren unerwünscht,
da ihre Zurückfederung sehr hoch liegt und da an einigen Formen der Produkte manchmal Schrumpfverformungen (wrinkle) zu beobachten
sind.
Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, rostfreie Stähle der in
Rede stehenden Art mit geringem Nickelgehalt herzustellen, welche eine verbesserte Verformbarkeit und Korrosionsbeständigkeit besitzen.
Die Stähle gemäß der Erfindung sind dadurch gekennzeichnet, daß sie
als Hauptbestandteile 0, 05 - 0,15% C, 0, 3 - 1, 0% Si, 13, 0 - 16, 0% Cr,
4, 0 - 12, 0% Mn, 0, 5 - 3, 0% Ni und 0, 05 - 0,20% N enthalten und daß
sie nach dem Anlassen die volle austenitische Phase annehmen. Bevorzugt werden Stähle, welche 1, 0 - 4, 0% Cu und/oder 0, 5 - 2, 0% Mo
zusätzlich zu den zuvor angegebenen Bestandteilen besitzen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung werden also ausschließlich austenitische
rostfreie Stähle erzielt, indem ein Teil des Nickels durch Elemente, wie Mn, N und C ersetzt werden, welche ebenfalls eine austenitische
Struktur liefern, womit sich eine Verminderung des Cr-Gehaltes auf weniger als 16% und des Nickelgehaltes auf 0, 5 - 3, 0% ergibt,
wobei ein bisheriges Vorurteil auf dem Gebiet der rostfreien Stähle
überwunden werden konnte, nämlich daß eine Verminderung des Cr-Gehaltes
auch eine beträchtliche Abnahme hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit zur Folge hätte. Die ermittelte angegebene Region ist
äquivalent in ihren Eigenschaften den üblichen 18-8 rostfreien Stählen
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BAD ORIGINAL
nicht nur hinsichtlich ihrer Korrosionsbeständigkeit, sondern auch in
der Verarbeitbarke it, trotzdem der Nickelgehalt wesentlich vermindert
wurde und dementsprechend Nachteile, die auf einen hohen Cr- und Ni-Gehalt zurückzuführen waren, eliminiert wurden.
Die, wie angegeben zusammengesetzten Stähle haben nach dem Anlassen
eine volle austenitische Phase. Nach Deformation bleiben sie in der vollen austenitischen Phase oder bilden etwas Martensit.Sie besitzen
extrem verbesserte mechanische Eigenschaften, Formeigenschaften und Korrosionsbeständigkeit.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist Kohlenstoff in der Zusammensetzung
für eine austenitische Struktur ebenso wirksam, wie Stickstoff. Es ist jedoch erwünscht, den Kohlenstoffgehalt unter 0,15% zu halten,
da darüber hinausgehende Mengen in der Abkühlperiode nach dem Schweißen und Anlassen ein Ausfallen von Karbid zur Folge hat, was die Intergranulare
Korrosionsbeständigkeit vermindert.
Der Cr-Gehalt muß unter 16% gehalten werden. Darüber hinausgehende
Mengen führen nicht zu der voll austenitischen Phase, welches ein wesentliches Merkmal der vorliegenden Erfindung ist. Auf der anderen
Seite nimmt die Korrosionsbeständigkeit scharf in der Region unter 13% ab. Der Cr-Gehalt sollte dementsprechend nicht unter diesem Wert
liegen.
Soweit dies die Korrosionsbeständigkeit betrifft, wird ein höherer
Si-Gehalt bevorzugt. Dieser soll jedoch unter 1% verbleiben. Ein darüber hinausgehender Si-Gehalt führt zu einer Bildung der &-Fer-
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ritstruktur und zu einer Beeinträchtigung der Warmverarbeitbarkeit.
Der Mn-Gehalt muß über 4% liegen. Bei einem geringeren Gehalt bleibt
die volle austenitische Phase in den Stählen nicht bestehen. Es ist dementsprechend
erwünscht, den Mh-Gehalt innerhalb eines unteren Be^
reiches zu halten, welcher gerade noch eine austenitische Struktur liefert. Eine größere Menge ist für die austenitische Phase weniger produktiv,
beschleunigt die Oxydation bei hoher Temperatur bei der Warmverarbeitbarkeit und beim Anlassen und erzeugt eine wesentlichen Reduktion
hinsichtlich guter Oberflächeneigenschaften der Endprodukte.
Obgleich ein höherer Gehalt an Mn den Vorteil einer besseren Stabilität
der austenitischen Phase hat, muß der Mn-Gehalt jedoch unter 12% bleiben. Bei darüber hinausgehenden Mengen treten Nachteile auf, die
den zuvor erwähnten Vorteil überwiegen, z. B. eine Verminderung dee
Schrottrücklaufes und eine beschleunigte Oxydation bei höherer Temperatur.
Nickel ist ein wesentlicher Bestandteil, um den N-,C-und Mn-Gehalt
zu vermindern, welche eine austenitische Struktur erzeugen und um eine stabile austenitische Phase beizubehalten. Der Nickelgehalt muß
unter 3%, jedoch über 0, 5% liegen, da der angegebene Effekt nicht im
Bereich unter 0, 5% und im Bereich über 3% auftritt, wobei bemerkt wird, daß der Effekt nicht proportional zu dem Nickelgehalt ansteigt.
Ein kleinerer Nickelgehalt verbessert bei den Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung die Korrosionsbeständigkeit und die Warmverar
beitbarkeit, wenn Kupfer zugegeben wird. Die Kupferzugabe erfolgt dabei, um die Eigenschaften zu verbessern, die den Stahl für eine
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Preßverarbeitung geeignet machen. Wenn der Nickelgehalt nicht in dem
gemäß der Erfindung angegebenen Bereich liegt, dann kommt Kupfer an die Oberfläche in den Stählen bei dem Warmwalzen infolge selektiver
Oxydation von Cr, IVIn oder Fe. Es treten dementsprechend feine An risse an der Oberfläche beim Warmwalzen auf. . Diese feinen
Risse bleiben während dem Kaltwalzen bestehen. Um dann die er wähnten feinen Risse zu beseitigen, ist eine ziemliche Schleifarbeit in
den Spulenrißschleifprozessen erforderlich. Bei den rostfreien Stählen
gemäß der vorliegenden Erfindung kann das Auftreten von feinen Rissen auf der Oberfläche der Stähle während des Heißwalzens und eine
unerwünschte Beeinflussung infolge der Einlagerung von Cu durch die
Zugabe von Ni vermieden werden.
N ist ein wirksamer Bestandteil zur Stabilisierung der austenitischen
Struktur. Wenn der N-Gehalt jedoch unter der Löslichkeit liegt, dann
treten durch das Zusammenwirken von N und in den Stählen vorliegendem Wasserstoff Gußblasen auf. Es kann auch das Phänomen des Aufwallens oder Ausblutens bei der Stahlblockherstellung beobachtet werden.
Bei den üblichen Stahlherstellungsverfahren sind 5-8 ppm Wasserstoff -gehalt bei den erzielten Stählen unvermeidbar. Wenn dementsprechend
ein Schallblock (sound ingot) unter dem oben erwähnten Wasserstoffgehalt hergestellt werden soll, dann muß der N-Gehalt in einem Bereich
unter 0,2% verbleiben.
Das Cu hat die Wirkung, den Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung eine entsprechende Korrosionsbeständigkeit tu verleihen. Es
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liefert weiterhin die erwünschte Charakteristik, um den Stahl zu der
Verwendung in der Preßverf orniung geeignet zu machen, da es einen
Erweichungseffekt hat. Weiterhin hat Cu die Wirkung, daß der Gehalt an C, N, Mn und Ni vermindert werden kann, wobei diese Wirkung etwas
stärker ist als bei Mn und ziemlich äquivalent Ni ist. Der Cu-Gehalt
soll jedoch im Bereich von 1 - 4% bleiben, da ein darüber hinausgehender
Cu-Gehalt zu einem Kupferrotmangel führt und die Warmverarbeitbarkeit
nachteilig beeinflußt.
Eine Mo-Zugabe zu den Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung verbessert
erheblich die Korrosionsbeständigke it, ohne daß die mechanischen Eigenschaften verschlechtert werden. Weiter verhindert es das
Ausfallen von Cr-Karbid. Darüber hinausgehende Mengen an Mo beeinträchtigen jedoch die Beibehaltung der vollen austenitischen Phase,
welches ein wesentliches Merkmal der vorliegenden Erfindung ist. Die Kosten für eine derartige höhere Zugabe wiegen nicht die Vorteile auf.
Dementsprechend soll der Mo-Gehalt im Bereich von O, 5 - 2% verbleiben.
Die Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung, welchen Mo zugegeben ist, sind geeignet für die Verwendung in zusammengesetzten Teilen,
welche miteinander verschweißt werden. Die Stähle sind gekennzeichnet durch eine hohe Zugfestigkeit.
Es können selbstverständlich auch die seltenen Erden Ti, B oder Nb
zugegeben werden, um die Warmverarbeitbarkeit oder andere Eigenschaften zu verbessern, in einer Menge, je nachdem wie sie bereits
in den Auegangsprodukten vorliegen, und zwar bis zu 0,1% Ti, bis
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4725 BAD ORIGINAL
zu 0,1 % Nb und bis zu 0,005 % B.
Die nachfolgenden Aufstellungen 1 bis 4 dienen der weiteren Erläuterung
der Stähle gemäß der Erfindung, wobei die Bezugsstahle in den Aufstellungen die Unterschiede zwischen den rostfreien Stählen gemäß
der vorliegenden Erfindung und denjenigen, die kein Ni enthalten, aufzeigen sollen.
Die Aufstellung 1 erläutert einige Beispiele der chemischen Zusammensetzung
und der Mengen von Martensit nach einer 40%igen Zugdeforma tion, und zwar für Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung für die Be
zugsstähle und für übliche Stähle. Wie aus den Beispielen ersichtlich,
liegt der Gehalt an Ni und N bei den Stählen gemäß der vorliegenden
Erfindung niedriger. Trotzdem können diese Stähle leicht in die volle austenitische Phase transformiert werden, ohne daß der Cr-Gehalt
über 16% gesteigert werden müßte. Unter die Stähle fallen die meta
stabilen und stabilen austenitischen rostfreien Stähle. Die ersteren sind diejenigen, bei denen ein Teil der vollen austenitischen Phase in
Martensit nach einer Deformation transformiert wurde. Die letzteren sind diejenigen, bei denen die gesamte austenitische Phase auch nach
einer Deformation untransformiert bleibt.
In der Aufstellung 2 sind einige mechanische Eigenschaften, Formbar
keit und Rückfederungseigenschaften der Stähle gemäß der vorliegenden
Erfindung, der Bezugsstähle und der bekannten übliche Stähle erläutert. Aus den Werten ist klar ersichtlich, daß einige der Stähle ge
mäß der vorliegenden Erfindung hinsichtlich einer Streckverformbar keit den AISI 301 Stählen äquivalent sind. Sie gehören zu den metasta-
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bilen rostfreien Stählen, bei welchen ein Teil der vollen austenitischen
Phase in Martensit nach einer Deformation transformiert wurde. Es ist weiterhin klar verständlich, daß einige der Stähle gemäß der vorliegenden
Erfindung, welche Cu enthalten, den Kupfererweichungseffekt und eine verminderte Zugfestigkeit zeigen, wie dies aus den Zugfestigkeitswerten
und aus der Härte hervorgeht. Die Stähle sind jedoch hinsichtlich
ihrer Rückfederungscharakteristik und Verformbarkeit verbessert.
Die Aufstellung 3 erläutert die Ergebnisse von Korrosionsbeständigkeitsversuchen
hinsichtlich der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung, der Bezugsstähle und üblicher Materialien. Aus der Aufstellung
ist ersichtlich, daß auch austenitische Stähle, bei denen der Cr-Gehalt reduziert ist, hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit den
AISI 430 Stählen äquivalent sind. Bei Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung, bei denen entweder Cu oder Mo oder beide zu der Grundzusammensetzung
zugegeben wurde, ist die Korrosionsbeständigkeit noch besser. Sie ist äquivalent oder sogar überlegen den üblichen Stahltypen
AISI 301, 304, 202 und 201. Insbesondere austenitische rostfreie Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung, die Mo enthalten, sind hinsichtlich
ihrer Korrosionsbeständigkeit gegen atmosphärische Gase, SOg ο. dgl.
beträchtlich den üblichen Stählen AISI 430, 301, 304, 201 und 202 überlegen.
Die Aufstellung 4 erläutert die mittlere Tiefe von Hissen bei Spulenrißschleifverfahren
bei einigen der Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung, welche Cu enthalten und bei Bezugsstählen, welche ebenfalls Cu
enthalten, jedoch nickelfrei sind. Wie aus der Aufstellung ersichtlich,
vermindert sich auch bei Stählen, welche Cu enthalten, merklich die
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- ίο -
Tiefe der Risse durch die Zugabe einer kleinen Menge von Nickel.
Wie zuvor erwähnt, liegt das wesentliche Merkmal bei den Stählen gemäß
der vorliegenden Erfindung darin, austenitische rostfreie Stähle zu erzielen, welche eine kleine Menge Nickel enthalten, und zwar gerade
soviel, daß der X-Gehalt hoch genug ist, um Schallblöcke bei den
Stahlherstellungsverfahren zu erzielen. Besonders bevorzugt werden solche, die entweder Cu oder Mo oder beide zusätzlich zu den weiter
angegebenen Bestandteilen enthalten. Die guten mechanischen Eigenschaften, die Korrosionsbeständigkeit und die günstigen Ausgangsmaterialien
erschließen den Stählen ein weites Anwendungsfeld.
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TABELLE 1. Beispiele von chemischen Zusammensetzungen und Mengen von Martensit nach 40<7<>-iger Zugdeformation für Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung, für Bezugsstähle und für übliche Stähle
- | Beschreibung | Typennummer | Legierungs bezeichnung | C | Si | chemische Zusammensetzung 0Io Mn Cr Ni N |
14.26 | 1.58 | 0.14 | Cu Mo | 0.97 | Menge von Martensit "h |
B | h-ι |
NJ
O |
|
Y -54 | 14Cr-IOMn-Ni | 0.10 | 0.53 | 10.19 | 14.82 | 2.84 | 0.09 | _ | 1.24 | 1.4 |
3
O-, CO |
m | ||||
to | Y -57 | 15Cr- 6Mn-Ni | 0.11 | 0.44 | 5.72 | 15.11 | 2.51 | 0.09 | - | 2.31 1.13 | 37 |
U
JS |
CD | |||
O
co |
Y -2 | 15Cr- 8Mn-3Cu-Ni | 0.11 | 0.47 | 8.11 | 15.23 | 1.62 | 0.14 | 2.91 | 2.91 1.42 | tr |
cn
Q |
||||
OO |
Stähle der vor
liegenden Er findung |
Y - 3 | 15Cr- 8Mn-ICu-Ni | 0.12 | 0.55 | 8.20 | 15.26 | 0.75 | 0.09 | 1.23 |
1.98
1.79 |
3.5 | ||||
IO | NY -5 | 15Cr- 7Mn-2Cu-Ni | 0.11 | 0.51 | 6.90 | 14.20 | 1.42 | 0.12 | 2.15 | - | 17 | |||||
O | NY -7 | 14Cr- 5Mn-3Cu-Ni | 0.08 | 0.54 | 5.41 | 13.80 | 1.78 | 0.06 | 2.89 | - | 23 | |||||
OO
CJ |
NY -8 | 14Cr-12Mn-2Cu-Ni | 0.10 | 0.47 | 11.72 | 13.71 | 2.03 | 0.14 | 2.21 | - | tr | |||||
cn | Y -21 | 14Cr-12Mn-lMo-Ni | 0.11 | 0.32 | 12.08 | 14.02 | 2.52 | 0.16 | - | tr | ||||||
Y -27 | 14Cr- 8Mn-IMo-Ni | 0.10 | 0.61 | 8.33 | 13.92 | 2.04 | 0.15 | tr | ||||||||
Y -16 | 14Cr -12Mn -2Cu -Mo -Ni | 0.10 | 0.52 | 11.53 | 14.31 | 1.33 | 0.18 | tr | ||||||||
Bezugsstähle | Y -19 | 14Cr -10Mn-3Cu -Mo -Ni | 0.08 | 0.42 | 10.29 |
14.13
14.82 |
- |
0.19
0.14 |
tr | |||||||
N -15
H -37 |
14Cr-14Mn-2Cu
15Cr-10Mn-2Cu |
0.13
0.10 |
0.48
0.44 |
13.40
10.19 |
16.60 | - | 0.03 | tr tr |
||||||||
übliche | AISI-430 | 17Cr | 0.07 | 0.47 | 0.28 | 17.20 | 7.58 | 0.01 | - | |||||||
Stähle | AISI-301 | 17Cr-7Ni | 0.11 | 0.57 | 0.99 | 18.38 | 8.91 | 0.01 | 46 | |||||||
AISI-304 ' | 18Cr-8Ni | 0.08 | 0.59 | 1.06 | 17.13 | 4.57 | 0.14 | tr | ||||||||
AISI-201 | 17Cr-6.5Mn-4.5Ni | 0.10 | 0.43 | 6.61 | 17.92 | 5.59 | 0.14 | tr | ||||||||
AISI-202 | 18Cr-9Mn-5.5Ni | 0.07 | 0.51 | 9.13 | tr | |||||||||||
AUFSTELLUNG 2. Mechanische Eigenschaften und Ergebnisse von Verformbarkeitsversuchen für Stähle gemäß der
vorliegenden Erfindung, Bezugsstähle und übliche Stähle;. (Stärke der Probe 0,8 mmt)
Beschreibung | rypennummer | Legierungsbezeichnung |
Härte
Hr(IO) |
Streck
grenze Kg/mm2 |
Zugfe
stigkeit Kg/mm |
Dehnung infy |
konischer
Napfwert * |
Erichsen- wert °h |
Zurückfederungs -
winkel + |
I | O | |
Y -54 | 14Cr-IO Mn-Ni | 178 | 38 | 73 | 59 | 23.8 | 13.1 | - | to | |||
ro | Y -57 | 15Cr- 6Mn-Ni | 193 | 36 | 84 | 57 | 23.2 | 13.8 | 3.1 | I | CD CT) |
|
CO | Y -2 | 15Cr- 8 Mn-3Cu-Ni | 155 | 31 | 71 | 59 | 24.5 | 14.5 | 2.7 | Q | ||
CD | Y -3 | 15Cr-8 Mn-ICu-Ni | 196 | 39 | 97 | 59 | 22.9 | 12.4 | 3.0 | |||
ro | SUhIe der | NY-5 | 15Cr- 7Mn-2Cu-Ni | 173 | 33 | 87 | 57 | 23.5 | 13.5 | - | ||
083 |
vorliegenden
Erfindung |
NY- 7
NY -8 |
14Cr- 5Mn-3Cu-Ni
14Cr-12Mn-2Cu-Ni |
175
170 |
33
32 |
87
70 |
59
58 |
23.5
24.0 |
14.0
12.4 |
2.8 | ||
co | Y -21 | 14Cr-12Mn-lMo-Ni | 201 | 42 | 81 | 59 | 23.8 | 12.2 | 4.0 | |||
Y -27 | 14Cr- 8Mn-IMo-Ni | 207 | 44 | 87 | 59 | 22.1 | 11.7 | |||||
Y -16 | 14Cr-12Mn-2Cu-IMo-Ni | 193 | 39 | 75 | 60 | 23.8 | 12.1 | |||||
Y -19 | 14Cr-10Mn-3Cu-IMo-Ni | 197 | 39 | 72 | 58 | 29,5 | 12.2 | |||||
Bezugsstähle | N - 15 | 14Cr-14Mn-2Cu | 165 | 38 | 74 | 57 | 23.8 | 11.8 | 2.8 | |||
H -37 | 15Cr-10Mn-2Cu | 176 | 37 | 72 | 59 | 23.2 | 12.7 | _ | ||||
AISI-430 | 17Cr | 160 | 38 | 55 | 30 | 19.8 | 9.2 | |||||
übliche Stähle | AISI-301 | 17Cr-7Ni | 160 | 28 | 81 | 61 | 24.4 | 14.6 | 3.1 | |||
■ AISI-304 | 18Cr-8Ni | 160 | 30 | 66 | 58 | 24.0 | 12.1 | 3.0 | ||||
AISI -201 | 17Cr-6.5Mn-4.5Ni | 197 | 36 | 76 | 59 | 23.5 | 11.9 | - | ||||
AISI-202 | 18Cr- 9Mn-5. 5Ni | 176 | 35 | 70 | 58 | 23.8 | 11.9 | — | ||||
+ Zurückfederungswinkel: | Der nach dem Zurückfedern erreichte Winkel, | wenn eine | im rechten | Winkel gebogene Platte losgelassen wird. | ||||||||
AUFSTELLUNG 3. Korrosionsbeständigkeitsversuche für Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung, für Bezugsstähle und übliche Stähle.
Beschreibung Typennummer Legierungsbezeichnung
Salzwassereintauchtest ( 1) 24 Stunden 48 Stunden
P.N(+3) A.N(+4) P. N. A.N.
100 Stunden Anzahl der Löcher (+5)
SO -Test (16 Stunden) Anzahl der Löcher (+6)
Stähle der | Y -54 | 14Cr-IOMn-Ni | 6 | 4.1 | 6 | 5.4 | 104 | 132 | |
WkAlJLLC UCL vorliegenden |
Y -57 | 15Cr- 6Mn-Ni | 6 | 4.1 | 5 | 4.1 | 97 | 132 | |
to | Erfindung | Y - 2 | 15Cr- 8Mn-3Cu-Ni | 10 | 9.9 | 10 | 9.9 | 11 | 132 |
O
f J^ |
Y - 3 | 15Cr-8Mn-lCu-Ni | 9 | 8.1 | 9 | 8.8 | - | 132 | |
(U
OO |
NY - 5 | 15Cr- 7Mn-2Cu-Ni | 10 | 9.9 | 10 | 9.9 | 26 | 132 | |
NY - 7 | 14Cr- 5Mn-3Cu-Ni | 10 | 9.9 | 10 | 9.9 | - | 132 | ||
NY - 8 | 14Cr-12Mn-2Cu-Ni | 10 | 9.9 | 10 | 9.9 | - | 132 | ||
Y -21 | 14Cr-12Mn-lMo-Ni | 10 | 9.8 | 10 | 9.8 | 18 | 51 | ||
O | Bezugsstähle | Y -27 | 14Cr- 8Mn-IMo-Ni | 10 | 9.9 | 9 | 8.8 | - | 42 |
OO | Y - 16 | 14Cr-12Mn-2Cu-lMo -Ni | 10 | 9.9 | 10 | 9.9 | 7 | 23 | |
CJ | Übliche Stähle | Y - 19 | 14Cr-10Mn-3Cu-lMo-Ni | 10 | 9.9 | 10 | 9.9 | 3 | 8 |
N -15 | 14Cr-14Mn-2Cu | 9 | 8.4 | 10 | 9.2 | 18 | 132 | ||
H -37 | 15Cr-IOMn-2Cu | 10 | 9.9 | 10 | 9.6 | 28 | 132 | ||
■ AISI-430 | 17Cr | 4 | 2.1 | 5 | 2.4 | 131 | 132 | ||
AISI-301 | 17Cr-7Ni | 5 | 4.1 | 6 | 5.0 | 45 | 132 | ||
AISI-304 | 18Cr-8Ni | 6 | 4.1 | 6 | 5.4 | 33 | 132 | ||
AISI-201 | 17Cr-6.5Mn-4.5Ni | - | - | - | - | 69 | - | ||
AISI-202 | 18Cr- 9Mn-5.5Ni | 10 | 9.9 | 10 | 9.0 | 55 | - | ||
CO
1 Eine Lösung, welche durch Mischen einer Lösung aus 0,5 g Natriumsulfat, 0,25g Natriumsulfit, 0,1 g Natriumthiosulfat,
52,5 g Natriumchlorid und 525 ecm Wasser mit einer Lösung aus 52,5 g Kalziumchlorid und 525 ecm Wasser hergestellt worden war.
+2 Versuch in einer Luft, welche 0,66 Vol. -fy SOg'Konzentration enthielt
+3 P. N. = Schutzzahl
+4 A. N. = Augenscheinzahl
+3 P. N. = Schutzzahl
+4 A. N. = Augenscheinzahl
+5 Anzahl der Löcher, beobachtet auf einer Probe von 50 mm/100 mm
+6 Anzahl der Löcher, beobachtet auf einer Probe von 60 mm/110 mm
Mittlere Tiefe der Oberflächenrisse bei Stählen gemäß der vorliegenden
Erfindung und Bezugsstählen
(Probenstärke 0,3 mm)
Beschreibung
Typenhammer Legierungsbezeichnung
mittlere Tiefe der Risse in μ
Stähle der vorliegenden Erfindung
Y- 2 | 15Cr- 8Mn-3Cu-Ni | 5 |
Y- 3 | 15Cr- 8Mn- ICu-Ni | 6 |
NY- 5 | 15Cr-7Mn-2Cu-Ni | 8 |
NY- 7 | 14Cr- 5Mn-3Cu-Ni | 6 |
NY- 8 | 14Cr-12Mn-2Cu-Ni | 3 |
Y- 16 | 14Cr-12Mn-2Cu-lMo-Ni | 0 |
Y- 19 | 14Cr-10Mn-3Cu-lMo-Ni | 0 |
N- 15 | 14Cr-14Mn-2Cu | 60 |
H - 31 | 15Cr- 8Mn-ICu | 52 |
übliche Stähle
H- 37
15Cr-10Mn-2Cu
4725
209812/0836
SAD
Claims (4)
1. Austenitische rostfreie Stähle, dadurch gekennzeichnet, daß sie die
volle austenitische Phase nach dem Anlassen annehmen und daß sie
0, 05 - 0,15% C, 0, 3 - 1, 0% Si, 13, 0 - 16, 0% Cr, 4, 0 -■ 12, 0% Mn,
0, 5 - 3, 0% Ni, 0, 05 - 0, 20 N und im übrigen Fe als wesentliche Bestandteile enthalten.
2. Austenitische Stähle nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
sie weiterhin 1, 0 - 4, 0% Cu enthalten.
3. Austenitische Stähle nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
sie zusätzlich 0, 5 - 2, 0% Mo enthalten.
4. Austenitische Stähle nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
sie sowohl 1, 0 - 4, 0% Cu als auch 0, 5 - 2,0% Mo enthalten.
4725
209812/0836
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