DE2064976A1 - Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen. Ausscheidung aus: 2025359 - Google Patents

Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen. Ausscheidung aus: 2025359

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DE2064976A1
DE2064976A1 DE19702064976 DE2064976A DE2064976A1 DE 2064976 A1 DE2064976 A1 DE 2064976A1 DE 19702064976 DE19702064976 DE 19702064976 DE 2064976 A DE2064976 A DE 2064976A DE 2064976 A1 DE2064976 A1 DE 2064976A1
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Roland; Lefevre Jean; Albertville Savoice Gueussier Andre; Tricot (Frankreich)
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Ugine Kuhlmann SA
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Ugine Kuhlmann SA
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Description

PATENTANWALT DR. HANS-GUNTHER EGGERT, DIPLOMCHEMIKER
5KOI.N-LINDENTHAL· PETER-KINTGEN-STRASSE 2 2 06 4 ST
Köln, den 17. Mai 1971 Pe/Mg
Ugine Kuhlmann, Io Rue du General Foy, Paris 8e/Frankreich
Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen (Ausscheidung aus P 2o 25 359.2-24)
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen mit einem Austenitgehalt in der Wärme von Io bis 5o %.
Die bekannten halbferritischen, nicht rostenden Stähle, die im Wesentlichen 16 bis l8% Chrom enthalten, haben die folgenden Zusammensetzungen (in Gew.%):
AFNOR-Norm max. Z 8 C 17 Z 8 CD 17 Z Io CF 17
C max. ^o,l ^5 o,l < o,12
Mn max. l,o l,o 1,5
Si max. l,o l,o l,o
P o,o4 o,o4 0,06
S o3o3 o,o3 > o,15
Hi <· o,5 j^o,5 ^o, 5
Cr 16-18 16-18 16-18
Mo 0,9/1,3
Diese Legierungen sind durch eine Mischstruktur aus ^T-Ferrit + X -Austenit im Temperaturbereich gekennzeichnet, der gewöhnlich für ihre Warmverformung (Schmieden, Walzen) angewandt wird. In diesem Temperaturbereich, der ungefähr zwischen 13oo°C (Temperatur Aj-) und 8500C (Temperatur A1) liegt, durchläuft der Austenitanteil ein Maximum bei einer'
109885/1093
Temperatur in der Nähe von lloo°C. Er beträgt gewöhnlich Io - 4o %. Durch schnelle Abkühlung geht dieser Austenit in Martensit über. Durch Anlassen bei einer Temperatur unterhalb von A^ ist es möglich, den so gebildeten Martensit zu zersetzen und ein aus Ferrit und Carbiden bestehendes homogenes Gefüge gemäß dem folgenden Schema zu erhalten:
Warmgefüge: tf - Ferrit + Jf-Austenit
Struktur nach Kühlung: <f- Ferrit + M-Martensit Gefüge nach dem Anlassen: <f- Ferrit +1X-Ferrit + C-Cärbide
Das letztgenannte Gefüge entspricht den klassischen Gebrauchsbedingungen dieser Werkstoffe in Form von Stabmaterial, Blech oder Draht.
Schnelles Abkühlen des Warmgefüges eines semiferrltischen Stahls (dies ist insbesondere der Fall bei einer Schweißzone) hat einerseits ein Kornwachstum des £-Ferrits und andererseits die Umwandlung des gebildeten Austenits in Martensit zur Folge. Das Vorhandensein dieser Umwandlung ist zu einem großen Teil für die Sprödigkeit von Schweißungen verantwortlich, da sie eine spröde martensitische Phase an den Korngrenzen des ferritischen Gefüges hinterläßt.
Die einzige wirtschaftliche Lösung, die zur Verbesserung der Schweißbarkeit von halbferritischen Stählen vorgeschlagen wurde, besteht darin, ein vollständig ferritisches Gefüge anzustreben. Der Zusatz von Titan (Werkstoff Nr.'45Io : C^ o,Io %i Si 2L1 %, Mn 4=1 %> Cr 17 %i Ti % >7 C % oder Niob (Werkstoff Nr. 4511: C ^-ο,ΐσ %s Si ^i.»5 %, Mn £=1 %, Cr 17,5 % Nb $>12 C %) wird hierzu am häufigsten angewandt. Diese Methode ermöglicht nicht die Ausschaltung der Schwierigkeitens die im Zusammenhang mit dem Kornwachstum von vollständig ferritischem Gefüge auftreten. Ein vollständig ferritisches Gefüge wirft bekanntlich Probleme beim Warmwalzen mit kontinuierlichen Strassen, beim Erhitzen von Blöcken und Schleifen von Brammen (Ge- · fügesprödigkeit) auf.
109885/1093
Die halbferritischen Stähle haben schließlich den Vorteil, daß sie sich leicht zu Blech oder Draht verarbeiten lassen, der Korrosion unter Spannung in chlorhaltiger Lösung widerstehen und einen mäßigen Preis haben. Sie haben den Nachteil, daß sie nach dem Schweißen spröde sind und eine zuweilen ungenügende Korrosionsbeständigkeit haben.
Durch Zusatz von Nickel, Mangan oder einer geeigneten Kombination dieser beiden Elemente ist es möglich, das Gefüge von halbferritischen Stählen, die 17 % Chrom enthalten, in ein bei jeder Temperatur, insbesondere unter den Gebrauchsbedingungen vollständig austenitisches Gefüge umzuwandeln. Diese neue Familie von Stählen entspricht den austenitischen nicht rostenden Stählen, für die nachstehend einige klassische Zusammensetzungen angegeben werden.
Stähle Z Io CN 1Ö-O9 Z 6 CND 17-11 AISI 2ol
C max. o,12 0,07 o,15
Mn max. 2,o 2,o 5,5-7,5
Si max. 1,0 1,0 l,o
P max. o,oiJ O5O^ 0,06
S max. 0,03 0,03 0,03 ,
Ni 8-10 10-12 3,5-5,5
Cr 17-19 16-18 16-18
Mo 2-2,5
Diese Stähle werden im abgeschreckten oder gehärteten Zustand verwendet. Sie haben den Vorteil einer guten Schweißbarkeit und einer guten Korrosionsbeständigkeit und den Nachteil einer starken Erhöhung des Preises der Legierung aufgrund des Zusatzes von Nickel oder einer Kombination der Elemente Nickel und Molybdän, einer besonderen Empfänglichkeit für Korrosion unter Spannung, wodurch ihre Verwendung für gewisse Zwecke (Warmwasserbereiter) begrenzt wird, und einer niedrigen Elastizitätsgrenze. Die sogenannten Austenit-ferritischen Stähle
109885/1093 ■»
O3 o5 o,5 Io VJl IV) 3o 18 o,4 - o,2
O3 o5 o,5 O3 VJI 8 2o
ο, o5 ο, 5 O3 6 35 26
bilden eine Zwischengruppe zwischen den halbferritischen Stählen und den austenitischen Stählen. Ihre Zusammensetzung wird so gewählt, daß ein Zweiphasengefüge Austenit + Ferrit erhalten wird. Der grundlegende Unterschied zwischen dieser Gruppe von Stählen undden halbferritischen Stählen, "die- in warmem Zustand ebenfalls eine verhältnismäßig/hohe Austenitmenge enthalten, liegt in der besonderen Stabilität dieses Zweiphasengefüges im Gegensatz zu den halbferritischen Stählen, deren Gefüge nach dem Anlassen zu Ferrit + Carbiden zersetzt wird, wie bereits oben erwähnt wurde. Einige Zusammensetzungen von Stählen, die zu- dieser Gruppe gehören, sind nachstehend genannt.
C Si Mn Ni Cr Ti Cu Mo
1,5 2,5
Die normale Wärmebehandlung vor der Verwendung ist eine Abschreckung mit hoher Geschwindigkeit von einer Temperatur von lo5"O bis ri5o°C. Diese Stähle haben den Vorteil einer verbesserten Schweißbarkeit im Vergleich zu den semiferritischen Stählen, deren Empfindlichkeit gegenüber Kornwachstum sie jedoch bewahren, und einer erhöhten Korrosionsbeständigkeit unter Spannung im Vergleich zu den austenitischen Stählen. Sie haben den Nachteil, daß sie schwierig warmwalzbar sind. Hieraus und aus der Zusammensetzung ergibt sich eine starke Steigerung des Preises der Legierung.
Darüberhinaus ist aus der britischen Patentschrift 7Q5 471 ein Chromstahl folgender Zusammensetzung bekannt:
o,o5-o,3 Gew.% Kohlenstoff
o,l -4 Gew.% Mangang
o,l -1 Gew.% Silizium
9 -2o Gew.% Chrom - - " ·
10988 5/'I 0 9 3 «, OMOWAL
ο,5 - Io Gew.% Wolfram und/oder Molybdän ο - 2 Gew.% Niob und/oder Tantal ο τ 2 Gew.% Vanadin ο - 2 Gew. JS Titan o5o5 - o,3 Gew.% Stickstoff OjO5 - 2 Gew.% Aluminium ο - OjO5Gew.$ Bor o,l -1,7 Gew.% Nickel 2 - 15 Gew.% Kobalt ο - 5 Gew.% Kupfer Rest Eisen und Verunreinigungen
Dieser aluminiurahaltige Chromstahl zeichnet sich durch eine hohe Kriechfestigkeit aus. Hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit und Schweißbarkeit enthält die Patentschrift ebenso wenig Hinweise wie über die Stahlbehandlung.
Trotz der zahlreichen unterschiedlicheη Stahlsorten besteht somit offensichtlich ein Bedarf an Stählen, die die Eigenschaften hoher Korrosionsbeständigkeit mit guter Schweißbarkeit vereinen und dabei preislich akzeptabel sind.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen mit einem Austenitgehalt in der Wärme von Io bis 5o % geht aus von Stählen folgender Zusammensetzung:
bis o,2 Gew.% Kohlenstoff
l-lo Gew. % Mangan
14-25 Gew. % Chrom
bis 3 Gew.% Silizium
bis 5 Gew.% Nickel
bis 3 Gevj.% Molybdän
bis 5 Gew. % Kupfer
bis Lo Gew.% Kobalt
bis o,3 Gew.% Stickstoff
bis 1 Gew.% Titan
bis 1 Ge-w. % Niob
bis o,oo5 Gew.% Bor bis o,5 Gew.% Aluminium 109385/1093
Rest Eisen und Verunreinigungen,
wobei die gegenseitige Abhängigkeit des Cr-Äquivalents (%Cv) + (JiSi) + (JiMo) + 4(5KTi + JiNb) und des Ni-Äquivalents: (JKNi) + o,5(#Mn) + os5($Cu) + (JiCo) + 2o(#C + ^N3) durch die von dem Polygonzug mit den Eckpunkten A (15/4,5), B (18,5/8), C (24/8), D (24/6) und E (2o/2) im ÄqNi-ÄqCr-Diagramm umschlossene Fläche bestimmt ist. Das Verfahren ist erfindungsgemäß dadurch gekennzeichnet, daß auf den letzten Warmwalzstich oder Drahtziehstich im Laufe der Verarbeitung zu Blech, Stab, Barren und Draht eine Behandlung in zwei Stufen folgt, wobei in der ersten Stufe der bei Umgebungstemperatur erhalten gebliebene Austenit des Metalls in Martensit umgewandelt wird und die zweite Stufe aus einem bei einer Temperatur von unter 850 C durchgeführten Anlassen besteht, durch das der Martensit in Ferrit und Carbide umgewandelt wird. Die erfindungsgemäß behandelten Stähle lehnen sich an die Gruppe der halbferritischeh, nicht rostenden Stähle an, zeigen jedoch eine deutliche Verbesserung der Schweißbarkeit und Korrosionsbeständigkeit im Vergleich zu den anderen Stählen der Gruppe. Die vorgesehene Wärmebehandlung ermöglicht eine Steigerung der Produktivität von Anlagen zur Herstellung von Blech, Barren und Draht, bedingt durch eine' erhebliche Verkürzung der Gesamtbenutzungsdauer der Behandlungsöfen.
Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Stähle werden durch Punkte innerhalb der Polygonfläche A, B, C, D, E der Figur dargestellt, in der in einem Rechteck-Koordinatensystem die Nickel-Äquivalente des Stahls (JiNi) + o,5 (JiMn) + o,5 (JiCu) + (/SCo) * -2o(#C + #N2) gegen die Chrom-Äquivalente (JiCr) + (52Si) + (JiMo) + 4 (JiTi + JiNb) aufgetragen sind.
Die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren eingesetzten Stähle haben in der Wärme einen Austenit-Gehalt zwischen Io und 50 Gew.% und ein Gefüge J; das mit dem der halbferritischen Stähle (Ferrit + Austenit) identisch ist. Sie bewahren aber dieses Zweiphasengefüge bei Abkühlung ohne Bildung einer spröden martensitischen
109885/1093 BA0 original
Phase. Aufgrund dieser Tatsache haben sie in Bezug auf Schweißbarkeit Eigenschaften, die die üblichen halbferritischen Stähle nicht aufweisen. Ebenso haben sie eine höhere Korrosionsbeständigkeit als die üblichen halbferritischen Stähle.
Unter den erfindungsgemäß behandelten Stählen befindet sich eine erste Gruppe, die aufgrund ihres geringen G'ehaltes an teuren Zusatzelementen vorteilhaft ist und die folgende engere Zusammensetzung hat: C ^- O3I I3 Mn 3 bis 6 %} Si 4= 1 %> Ni -^l %, Cr 18 - 22 %, Mo ^ 1,5 %, Cu ^ 1 %, N2^o9I %, Rest Pe und Verunreinigungen.
Eine andere■Gruppe, die infolge ihrer Korrosionsbeständigkeit bemerkenswert ist, hat die folgende engere Zusammensetzung: C 4 o,l %, Mn 3 bis 6 %, Si 4z 1 %, Ni 41 %, Cr 15 - 18 %s Mo I55 - 3 %, Cu -4 1 $s N2 £o5l %, Rest Pe und Verunreinigungen .
Eine Gruppe, die hiervon durch Ersatz eines Teils des Molybdäns, durch Silizium abgeleitet ist5 hat vergleichbare Eigenschaften. Sie enthält 1 bis 2 % Si und o,5 bis 2 % Mo5 Rest unverändert.
Wenn die Verformbarkeit der erfindungsgemäß behandelten Stähle verbessert werden SoIl5 kann man in bekannter Weise Schwefel und/oder Selen und/oder TEllur in einer Gesamtmenge von nicht mehr als o,4 % zusetzen.
Die erfindungsgemäß zu behandelnden Stähle5 die in Form von BIechj Barren, Stäben oder Draht geliefert werden, können den üblichen Arbeitsgängen bei der Herstellung von halbferritischem Stahl des Typs Z 8 C 17 unterworfen werden, nämlich Bloekwalzen5 V/armwalzen, Blankglühen, Kaltwalzen oder Drahtziehen und Pertiggiübung. Die an den letzten Warmwalzstdch sich anschließende Glühung ist normalerweise eine länpere Glühung bei einer Temperatur 'von etwa 8oo°C, die zu maximaler Verringerung der Härte führt, was für die anschließenden Arbeitsgänge de-r Kaltverformung günstig ist.
1 O 9 8 8 5 / 1 Q 9 3
2064978
Bei der erfindungsgemäßen Glühung arbeitet man in zwei Stufen: Bei der ersten Stufe wird das bei Umgebungstemperatur erhalten gebliebene Austenit in Martensit umgewandelt, und in. der zweiten Stufe erfolgt eine Umwandlung des Martensits in Ferrit und Carbide. .
Die erste. Stufe des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht aus einem der folgenden, wahlweise durchgeführten Arbeitsgänge:
1. Glühen zwischen 7oo und-9oo°C, vorzugsweise zwischen 75o und 8000C, z.B..für vier Stunden, mit anschließender langsamer Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von etwa 25 C/Std. I?is., auf 65o°C und anschließende Abkühlung an. der Luft.
2. Kältebehandlung, z.B. drei Stunden lang bei minus 800C.
3. Kaltverformung bei Umgebungstemperatur, z.B. Kaltwalzung oder Kaltdrahtziehen mit einer Querschnittsverminderung von wenigstens 3o$.
4. Langsame Abkühlung von der Austrittstemperatur aus dem letzten Warmwalzstich (z.B. Abkühlung um 25°C/Std. von 850 : auf 65o°C) mit anschließender Abkühlung an der Luft.
Die zweite Stufe ist ein Anlassen bei einer Temperatur unter 850 C, wobei der Martensit verschwindet. Die Anlassdauer kann eine Stunde oder;sogar weniger betragen und ist damit erheblich kürzer als die der üblichen einmaligen Glühzeiten von Io.bis 2o -Stunden, wodurch es möglich ist, die Rentabilität der Behandlungsöfen zu verbessern. ..·■■>·.. ■ ■ ■ :·
Beispielsweise wurden fünf Stahlproben mit folgender Zusammensetzung gemäß der Erfindung gegossen:. --·... ?. ,.:..- :\ ·■
10988 5/1093
Guss Zusammensetzung, % -
C Si Mn Ni Cr Mo . S P N„
(1) 0,058 o,4 4,7 0,5 2o o,o2 0,005 0,019 0,051
(2) 0,063 o,4 9,2 o,2 23,1 o,öl 0,005 o,ol9 o,o52
(3) o,o44 0,3 4,4 o,l 17,4 1,98 ο,οΐβ o,o23 o,o24
(4) o,o45 1,3 7,6 0,8 17,1 0,98 o,ol4 o,o23 o,o23
(5) o,o64 1,9 5,2 o,l 16,8 0,96 o,ol7 o,o25 0,050
Die mechanischen Eigenschaften wurden nach zweistufigem Anlassen gemäß der Erfindung geprüft. Zylindrische Prüfkörper von Io mm Durchmesser, geschmiedet und nicht vergütet, wurden vier Stunden bei 7850C angelassen, anschließend um 25°C/Std. auf 6500C und dann an der Luft gekühlt, 15 Minuten bei 75o°C vergütet und anschließend an der Luft gekühlt. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle genannt.
R E
Guss 2
kg/mm		 ρ
kg/mm .		 A % ■ £ ■* ■
(D 56 33 56
(2) 58 34 58
(3) 59 35 58
(4) 63 39 58
(5) 68 44 77
',. (L =5o mm) -
3o
29
26
25
31
Das Biegevertmlten von Schweißnähten an erfindungsgemäß behandelten Stählen ohne jede Wärmebehandlung ist bedeutend besser als bei den üblichen halbferritischen Stählen. Der Vergleich der Mikrohärte der verschiedenen Bestandteile, die bei der SchweiÄung Üblicher halbferritischer Stähle einerseits und der erfindungsgemäß behandelten Stähle andererseits auftreten, führt zu folgenden Ergebnissen;
109835/1093
Vickers-Mikrohärte (aufgewendete Belastung 5o g )
Im Inneren des An den Grenzen des
ferritischen Korns ferritischen Korns
üblicher halbferritischer Stahl 22o 530 '
(martensitische Phase)
Erfindungemäß behandelter Stahl 260 32o
(austenitische Phase)
• ■ ' .
Die geringe Schlagzähigkeit der durch Schmelzen gebildeten Schweißverbindung ist charakteristisch für halbferritische, nicht rostende Stähle. Diese Schlagzähigkeit ist bei dem erfindungsgemäß behandelten Stahl wesentlich höher, wie folgende Tabelle zeigt:
Stähle ■ KerbSchlagzähigkeit nach Charpy mit V-Kerbe3
halb ferritisch (Z 8C 17) <o,5
ferritisch (Werkstoff
45I0 und 4511) o,5 bis 1,5
austenitiseh-ferritisch. la5 bis 3
austenitisch (AISI 2ol und 2o2) > 4
erfindungsgemäß hergestellte
Stähle 2 bis 4
Hinsichtlich der Korrosion sind die beiden hauptsächlichen Angriffsarten, denen nicht rostende Stähle in der Praxis ausgesetzt sind, die Korrosion durch: Anfreesung Sn Gegenwart #0n Cl-Iönen unä äie allgemeine Korrosion in ye3?4ünnter;Säu3?(i und .chlorfreier Umgebung. . r>: ■ ; f!
Die nachet«h«nd beschriebenen Verbuche wurden an Blechen Vcm Io mm Dicke vorgenommen. Die erfindüngsgemäße Behäntilürig erfolgte nach de» Warmwalzen.
ΐ0I885 /10 9 3 '"■ ■ original 'inspected
1. Korrosion durch Anfressen in Gegenwart von Cl-Ionen in an sich nicht oxydierender, aber belüfteter Lösung.
Dies entspricht der atmosphärischen Korrosion (Cl-Ionen ständig vorhanden, selbst in großer Entfernung vom Meer) und in Salzlösungen (Lebensmittel usw.). Stark chlorierte oder ungehindert oxydierende Lösungen erfordern Stähle mit wenigstens l8-lo Mo.
Die Korrosionsbeständigkeit in diesem Bereich wurde durch die Korrosibnsfrassspannung in Natriumchloridlösungen mit Hilfe einer Kurve der anodischen Polarisation ermittelt. Hierbei wurde festgestellt, daß die kathodische Reaktion der Sauerstoffreduktion unempfindlich gegenüber der Legierungszusammensetzung war. Die Bestimmung des Korrosionsfrasspotentials (anodische Charakteristik) stellt somit einen guten Maßstab für die Einstufung der Legierungen dar.
In der folgenden Tabelle sind in Form von Bereichen die Ergebnisse von Vergleichsversuchen mit den verschiedenen genannten Stählen angegeben.
Korrosionsfrasspannung (in mV") -.".."."..'. in o,o2-molaren NaCl
halbferritische Stähle
(Z 8 C 17) .. 530-580
ferritisehe Stähle (Werkstoff 45I0 und 4511) 54ο-59ο
austenitisch-ferritische
Stähle 650-730
austenitis ehe Manganst ahle
(AISI 2ol-2o2) 6I0-660
austenitische Nickelstähle
(Z Io CN 18-09) 64o-7oo
erfindurtgsgemäß behandelte .
Stähle ' 620-680
- φ
2. Allgemeine Korrosion in verdünnter, chlorfreier Säure In der großen Mehrzahl der Fälle muß ein.,nieht rostender Stahl sich in passivem Zustand befinden, um der Korrosion in saurer
10988 5/10 93
Umgebung zu widerstehen, da er anderenfalls zürn aktiven
Zustand korrodiert.
In einer bestimmten sauren Lösung .ist ein gegebener nicht
rostender Stahl passiv, wenn die kathodische Reaktion der
Reduktion des Oxydationsmittels in Lösung (gelöster Sauerstoff,
3 2+ ■
Pe^ + -Ionen, Cu -Ionen usw.) das Potential des Metalls in die
Passivitätszone bringt. Dies ist der Fall, wenn die Reduktions-
geschwindigkeit des Oxydationsmittels, ausgedrückt in A/cm ,
ο
über der kritischen Passivierungsintensität irt/cm liegt,
gemessen an der in Abwesenheit des Oxydationsmittels gezeichneten Kurve der anodisehen Polarisation des Metalls. Umgekehrt
sind die Stähle mit einem i -Wert, der unter dieser Geschwindigkeit liegt, bei einer gegebenen Reduktionsgeschwindigkeit
des Oxydationsmittels passiv und die Stähle mit einem größeren
i -Wert aktiv. Die Erfahrung hat gelehrt, daß zumindest in einem
C - ■
sehr weiten Bereich i der entscheidende Parameter ist:
Der Stahl ist umso "besser", je kleiner i ist.
Stähle , Kritischer_Passivierungsstrom
'""(l~3 A~2) i 2l EL
_g
A.em~2) in 2-molarer ELSOj,
halbferritische Stähle
(Z 8 C 17) 11 - 15
ferritische Stähle (Werkstoff 4510-4511) Io - 15 :
austenitisch-ferritische
Stähle o,5-4
austenitisehe Manganstähle 5
(AISI 2ol-2o2) 5 - 9 \
austenit ische Nickelstähle . .-
(Z Io CN l8-o9) o,7-1,5 I
erfindungsgemäß behandelte I
Stähle 2 - 6 )
Die vorstehenden,Ergebnisse ermöglichen es allgemein, die er- : findungsgemäß behandelten Stähle auf einem Niveau zwischen den ! austenitischen Nickelstählen und den klassischen halbferritischen
Stähle einzustufen.
10988 5/109 3
Die erfindungsgemäß behandelten Stähle können in Form von Barren, Stäben, Blöcken, Blechen und Drähten für die verschiedensten Zwecke verwendet werden. Außer den üblichen Anwendungen für halbferritische Stähle, austenitisehe Manganstähle oder Stähle mit niedrigem Nickelgehalt, z.B. im Dampfkessel-, Behälter- und Apparatebau, im Bauwesen, für Spülen, Radkappen, Stoßstangen und Zierleisten für Automobile, kommen sie aufgrund ihres Preises, der unter dem Preis der austenitischen und austenitiseh-ferritischen Stähle liegt, und aufgrund der Qualitätsverbesserung, die sie gegenüber den halbferritischen Stählen aufweisen, für neue Anwendungen infrage. Beispielsweise eignen sie sich besonders gut für die Herstellung von Heißwasserbehältern, Autokühlern (aufgrund ihrer Korrosionsbeständigkeit unter Spannung, ihrer Schweißbarkeit und ihres Preises), Auspufftöpfen, geschweißten Rohren, Küchengrills (aufgrund ihrer Schweißbarkeit) und Befestigungshaken für Dachschiefer (aufgrund ihrer Korrosionsbeständigkeit).
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Claims (5)

P a t e η t a n s ρ r ü c h e ■
1. Verfahren zur Behandlung von halbferritis.chen Stählen mit einem Austenitgehalt in der Wärme von Io bis 5o# und folgender Zusammensetzung:
bis o,2 Gew.% Kohlenstoff
l-lo Gew.% Mangan
14-25 Gew.% Chrom
bis 3 Gew. Si Silizium
A bis 5 Gew..ϊ· Nickel
bis 3 Gew. Si Molybdän .
bis 5 Gew.% Kupfer
bis Io Gew.% Kobalt
bis o,3 Gew.% Stickstoff
bis 1 Gew. Si Titan
bis 1 Gew. % Niob
bis o,oo5 Gew. Si Bor
bis o,5 Gew.% Aluminium
Rest Eisen und Verunreinigungen, wobei die gegenseitige Abhängigkeit des Cr-Äquivaients: (SiCr) + (JSSi)" + (SiMo) •l· .4(SiTi + JiNb) und des Ni-Äquivalents: (JiNi) + .o,5(*Mh) + .0,5(SSSu) * (JiCo) + 2o(5iC + #Np) durch die von dem Polygon-φ zug mit den Eckpunkten A (15/4,5), B (18,5/8), C (24/8), D (24/6) und E (2o/2) im ÄqN. - ÄqC;p-Diagramm umschlossene Fläche bestimmt ist, dadurch gekennzeichnet, daß auf den letzten Warmwalzstich oder Drahtziehstich im Laufe der Verarbeitung zu Blech, Stab, Barren und Draht eine Behandlung in zwei Stufen folgt, wobei in der ersten Stufe der bei Umgebungstemperatur erhalten gebliebene Austenit des Metalls in Martensit umgewandelt wird und die zweite Stufe aus einem bei einer Temperatur von unter 85o°C durchgeführten Anlassen besteht, durch das der Martensit in Ferrit und Carbide umgewandelt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Stufe eine Glühung zwischen 7oo und 9oo°C, vorzugsweise zwischen 75o und 8oo°C ist, der sich eine Abkühlung mit einer Geschwindigkeit von etwa 25°C/Std. bis auf 65o°C und dann eine Abkühlung an der Luft ansehließt.
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Stufe aus einer Kältebehandlung besteht.
4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß -die erste Stufe aus einer Kaltverformung bei Umgebungstemperatur besteht.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Stufe aus einer Abkühlung von der Austrittstemperatur des letzten Warmwalzstiches mit einer Geschwindigkeit von etwa 25°C/Std. bis auf 6500C und anschließender Abkühlung an der Luft besteht.
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Le e rs e i t e
DE19702064976 1969-06-03 1970-05-23 Verfahren zur Behandlung von halbferritischen Stählen. Ausscheidung aus: 2025359 Withdrawn DE2064976A1 (de)

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FR6918142A FR2045584A1 (de) 1969-06-03 1969-06-03

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