EP0154601A2 - Verwendung einer korrosionsbeständigen austenitischen Legierung für mechanisch hoch beanspruchte, schweissbare Bauteile - Google Patents

Verwendung einer korrosionsbeständigen austenitischen Legierung für mechanisch hoch beanspruchte, schweissbare Bauteile Download PDF

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EP0154601A2
EP0154601A2 EP85730010A EP85730010A EP0154601A2 EP 0154601 A2 EP0154601 A2 EP 0154601A2 EP 85730010 A EP85730010 A EP 85730010A EP 85730010 A EP85730010 A EP 85730010A EP 0154601 A2 EP0154601 A2 EP 0154601A2
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EP
European Patent Office
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nitrogen
steels
welding
limits
alloy
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EP85730010A
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Günter Dr.-Ing. Grützner
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Vodafone GmbH
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Mannesmann AG
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Publication date
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y10T428/12965—Both containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the invention relates to the use of a corrosion-resistant austenitic iron-chromium-nickel-nitrogen alloy as a material for mechanically highly stressed components with good weldability.
  • austenitic steels In contrast to ferritic steels, austenitic steels generally have more favorable corrosion properties and are much more weldable, ductile and tough. Since nickel stabilizes the austenitic structure, such steels have at least 7% nickel according to "StahlKey", 13th edition, 1983, Verlag StahlKey Wegst, GmbH, Marbach, pp. 323/324 ff. They also contain more than 16% chromium to achieve sufficient passivity. To avoid intergranular corrosion The carbon content of steels not stabilized with titanium or niobium is limited to a maximum of 0.08%. A further improvement in the corrosion properties is achieved by adding up to 6% Mo, 4% Cu and 3% Si. Increased nickel content of approx. 50% improve the resistance to stress corrosion cracking (see Berg- und Wegtenmännchen Monthly Bulletin 108, 1963, pp. 1/8 and 4 ff.).
  • the low guaranteed 0.2 limits of austenitic steels which according to DIN 17 440, December 1972 edition, for example for a steel with 18 to 19% Cr and about 9% Ni 185 N / mm 2 , can be determined by mixed crystal hardness. or by alloying with up to 0.30% N to 343 N / mm 2 (see Japanese Industrial Standard JIS G 4304, 1981, pp. 1301/1304 ff., steel SUS 304 N2).
  • Such strength increases have not yet met all requirements.
  • austenitic steels Like the nitrogen-alloyed, austenitic steels already listed, they are weldable using the same filler materials. Their pure weld metal has guaranteed 0.2 limits of at least 510 N / mm 2 . The disadvantage, however, is that the high chrome and stick The content of these steels makes hot formability more difficult. Furthermore, even at temperatures as high as 1000'C, they still separate intermetallic phases that lead to low strains of approx. 30% and can cause embrittlement after welding, hot straightening or bending. Since chromium promotes ferrite formation in steels, while nickel suppresses it and at the same time delays the elimination of intermetallic phases, the alloys listed have high nickel contents, which make the material more expensive.
  • Another method of improving the strength properties of steels is grain refinement. Cold forming followed by recrystallizing annealing on an austenitic steel with approx. 18% Cr and 10% Ni with an ultra-fine microstructure of Size No. granules. 11.5 to 13.5 according to ASTM (6-3 p m) generated (see ASTM Special Technical Publication No. 369, 1965, pp 175/179 ). This increased compared to that coarse-grained initial state the 0.2 limit by approx. 150 N / mm 2 . Since the steel was not alloyed with nitrogen, its 0.2 limit was only 380 N / mm2 overall. The problem of the extent to which such extremely fine-grained, non-convertible steels are suitable for welding has not been addressed.
  • the alloy element niobium is of particular importance. Its effect is based on the precipitation of a complex nitride of the type Nb 2 Cr 2 N 2 , called the Z phase. As a result, grain refinement is achieved even in hot-formed, solution-annealed steels, but this only leads to grain sizes of No. 10 according to ASTM (approx. 10 ⁇ m) (see Berg- und Wegtenmännchen Monthly Bulletin 124, 1979, p. 513 ff.). In addition, nitride precipitation hardening is also found, which can assume values of up to 90 N / mm 2 (see Thyssenaba 1, 1969, p. 14 ff.).
  • these steels In order to avoid the precipitation of too much nitride, which would remove nitrogen from the mixed crystal for hardening, these steels have a niobium content which is considerably lower than their sevenfold amount of N, the stoichiometric ratio in the compound NbN.
  • the hot yield strengths of austenitic steels are also raised by nitrogen mixed crystal hardening and grain refinement.
  • the increase in the 0.2 limit due to nitrogen decreases with increasing temperature and is, for example, only about half as large at 400 ° C as at room temperature (see Berg- und Wegtenmännchen Monthly Bulletin 113, 1968, pp. 386/387 ff. ).
  • the increase in the 0.2 limit due to grain refinement decreases significantly less with the test temperature (see Metal Science 11, 1977, p. 209 ff.). At even higher temperatures, at which the warm no longer yield point, but the lower creep rupture strength is decisive for the calculation of constructions, this favorable fine grain effect no longer exists.
  • a certain compensation can be achieved by alloying with boron up to a content of 0.015%, since this measure increases the creep resistance of austenitic chromium-nickel-molybdenum steels at temperatures of, for example, 650 ° C (see Rev. Mêtallurgie 59, 1962, p. 651 / 660). This beneficial effect also appears to be seen in such steels which additionally contain nitrogen (see Arch. Eisenblinnwes. 39, 1968, p. 146 ff. And VDI-Reports 428, 1981, p. 89 ff.). As a result, the area of application in which the hot stretching limit can still be used for the calculation is expanded or shifted to higher temperatures. Due to the susceptibility of austenitic steels to hot cracking when welding with boron, its content is usually limited to 60 to 80 ppm.
  • the austenitic steels listed in DIN 17 440, December 1972 edition with up to 0.22% N alloyed steels are equated with steels without nitrogen. They are all suitable for welding if the carbon content is limited to ⁇ 0.07% for wall thicknesses smaller than 6 mm and to ⁇ 0.03% for thicknesses over 6 mm. According to AD leaflet HP 7/3, April 1975 edition, only parts over 50 mm thick in pressure vessel construction are to be annealed after welding.
  • the delivery condition of the corrosion-resistant austenitic steels is determined, among other things, by a heat treatment which is referred to as "quenching". It is an annealing at at least 1000 ° C with rapid cooling. This ensures that all chrome carbides, -Nitrides and intermetallic phases are solved. Another purpose of this measure is to largely reduce the dislocations brought about by deformation as a result of recrystallization and recovery, so that a state of optimum corrosion resistance and toughness which is poor in internal stresses is finally obtained.
  • a heat treatment which is referred to as "quenching”. It is an annealing at at least 1000 ° C with rapid cooling. This ensures that all chrome carbides, -Nitrides and intermetallic phases are solved.
  • Another purpose of this measure is to largely reduce the dislocations brought about by deformation as a result of recrystallization and recovery, so that a state of optimum corrosion resistance and toughness which is poor in internal stresses is finally obtained.
  • the joint welding of austenitic steels is assessed with the help of weld joint samples.
  • weld joint samples These are flat tensile specimens according to DIN 50 120, September 1975 edition, with a continuous transverse seam in the middle. This ensures during the tensile test that the weld metal, seam transition and base material are subjected to the same stress since they are arranged one behind the other in the direction of the tensile force.
  • the sample is suitable for determining the tensile strength and fracture position. It is disadvantageous that it can only be used to determine the yield strengths imprecisely because weld metal, material in the transition area and unaffected base material deform plastically to varying extents within the measuring length or expand permanently.
  • the unaffected base material G and the weld seam S come into consideration as the fracture position, while in the transition region U the seam to the base material normally does not break occur.
  • the strength properties would not be found in these transition areas because they are too narrow. If the seam breaks, the strength of the weld metal is decisive.
  • the weld metal is more or less mixed with the base material, the tensile strength of the pure weld metal is determined on longitudinal samples of specially prepared seams, for which reproducibility does not occur, for reasons of reproducibility. Their manufacture is described in DIN 32 525, Part 1, December 1981 edition.
  • the degree of melting or the mixing ratio is mainly dependent on the welding current, which determines the penetration depth, the number of layers and the welding process.
  • the object of the invention is now to raise the low minimum values of the 0.2 limits of the usual nitrogen-alloyed, corrosion-resistant austenitic steels to a level of approximately 500 N / mm 2 without reducing their good weldability, with an increase in the alloy contents being excluded.
  • This object is achieved in that a corrosion-resistant austenitic alloy with the known chemical composition specified in claim 1 is used as a material for corrosive and mechanically highly stressed components of good weldability in such a way that after cold forming and recrystallizing annealing high 0, 2 limits can be reached due to the formation of an ultra-fine-grained structure with average grain diameters of less than 10 ⁇ m (greater than No.
  • connection samples were taken from test pieces which had been obtained by welding two sheets in the tub position. Your seam preparation can be seen in Figure 1.
  • the 10 mm sheets were provided with a Y-seam (web height 2 mm), the thinner ones with a V-seam (without web).
  • the welds were carried out in multiple layers with the opposite side after the root had been ground beforehand. After each pull caterpillar was laid, the work temperature was below 150 ° C. Elevations in the seams were processed at the sheet metal level. Welding was carried out at the positive pole at a voltage U of 23 V using the rutile-based, coated electrode Thermanit 20/16/510, which is commercially available.
  • the pull-out ratio (bead length / length of molten rod) was 0.7 to 0.8 or 0.8 to 0.9 for the 2.5 or 3.25 mm electrode.
  • the welding tests were carried out in such a way that fractures could only occur in the base material of the flat tensile connection samples.
  • the 0.2 limit of the weld metal may be used as a basis in such an expert opinion for the load-bearing capacity of components if the tensile strength of the connection sample torn in the seam was sufficiently high.
  • a niobium-containing welding filler material with 0.38% N, 25% Cr, 21.5% Ni, 5 was adapted to the high 0.2 limits of the ultra-fine-grained base material % Mn, 3.6% Mo u. 0.035% C used. It.
  • Table 2 shows an exemplary embodiment of three steel alloys to be used according to the invention, which were joined by the welding process specified.
  • the 0.2 limits were determined on test pieces, the seams of which had been prepared as already described and shown in Figure 1.
  • Image 2 shows the position of these samples and their division in the test piece.
  • Table 2 shows the advantages of the steel alloys to be used according to the invention: High 0.2 limits between 504 and 553 N / mm 2 , which were mainly achieved by superimposing nitrogen mixed crystal and ultra-fine grain hardening, since the steels approx. Contained 0.2% N and had grain sizes between 2.8 and 4.5 pm. Furthermore, the weldability according to the invention is good, since the weld connection samples did not break in the seam transition, but in the unaffected base material.
  • the cold-forming of the steels or alloys to be used according to the invention is generally carried out for flat products using the Sendzimir or quarto rolling method, for pipes using cold crawls from hot-pressed blanks.

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Abstract

Dehngrenzen stellen die maßgebliche Größe für die Berechnung mechanisch beanspruchter Bauteile dar. Austenitische Stahllegierungen sind zwar korrosionsbeständig und schweißgeeignet, besitzen aber den Nachteil niedriger 0,2-Grenzen. Im chemischen Apparatebau beispielsweise werden jedoch häufig austenitische Stähle mit hohen Dehngrenzen verlangt. Durch Mischkristallhärtung bzw. Legieren mit Stickstoff lassen sich die garantierten Mindestwerte der 0,2-Grenzen austenitischer Stähle von etwa 200 auf ,300 N/mm² anheben. Diese Steigerung jedoch entsprach in vielen Fällen immer noch nicht allen Anforderungen. Eine weitere bekannte Methode, die Festigkeit zu erhöhen, ist die Kornverfeinerung. Durch Kalwalzen und rekristallisierendes Glühen gelang es, erfindungsgemäß zu verwendende, stickstofflegierte, austenitische Stähle herzustellen, die einen ultrafeinen Gefügezustand mit mittleren Korngrößen von 3.5 µm aufwiesen. Diese Stähle besaßen infolge Überlagerung von Stickstoff-Mischkristall- und Ultrafeinkornhärtung Mindestwerte der 0.2-Grenzen von 480 N/mm². Lichtbogenhandschweißungen mit einem hochfesten, stickstofflegierten, korrosionsbeständigen Zusatzwerkstoff ergaben überraschenderweise, daß die so geschaffenen Schweißverbindungen nicht durch Kornvergröberung im Nahtübergangsbereich, sondern im ultrafeinkörnigen, hochfesten Grundwerkstoff brachen.

Description

  • Die Erfindung betrifft die Verwendung einer korrosionsbeständigen austenitischen Eisen-Chrom-Nickel-Stickstoff-Legierung als Werkstoff für mechanisch hoch beanspruchte Bauteile guter Schweißbarkeit.
  • In der chemischen Industrie, z.B. im Apparate- oder Druckbehälterbau, und in Anlagen zur Erzeugung von Energie, werden Stähle bzw. Legierungen verlangt, die neben ausreichender Korrosionsbeständigkeit gute Schweißeignung und den hohen mechanischen Beanspruchungen entsprechende Festigkeiten besitzen sollen. Dehngrenzen wie die 0,2-Grenzen stellen die maßgebliche Größe für die Berechnung dar. Aus diesem Grunde wird der Konstrukteur Werkstoffe mit möglichst hohen 0,2%-Dehngrenzen bevorzugen, um größte Belastbarkeit der Bauteile zu erreichen oder wegen der Rohstoff- und Gewichtsersparnis sowie,der besseren Verarbeitbarkeit und Schweißbarkeit dünnere Werkstücke verwenden zu können. Bei der Entwicklung solcher Stähle oder Legierungen besteht das schwierige Problem, die Schweißeignung des Werkstoffs trotz erhöhter Festigkeit zu erhalten.
  • Austenitische Stähle haben im Gegensatz zu ferritischen im allgemeinen günstigere Korrosionseigenschaften und sind wesentlich schweißgeeigneter, duktiler sowie zäher. Da Nickel das austenitische Gefüge stabilisiert, besitzen solche Stähle nach "Stahlschlüssel", 13. Auflage, 1983, Verlag Stahlschlüssel Wegst, GmbH, Marbach, S. 323/324 ff., mindestens 7 % Nickel. Ferner enthalten sie zur Erzielung ausreichender Passivität mehr als 16 % Chrom. Zur Vermeidung der interkristallinen Korrosion sind die Kohlenstoffgehalte der nicht mit Titan oder Niob stabilisierten Stähle auf höchstens 0,08 % begrenzt. Eine weitere Verbesserung der Korrosionseigenschaften wird durch Zusätze bis zu 6 % Mo, 4 % Cu und 3 % Si erreicht. Erhöhte Nickelgehalte von rd. 50 % verbessern die Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit (siehe Berg- und Hüttenmännische Monatshefte 108, 1963, S. 1/8 und 4 ff.).
  • Die niedrigen garantierten 0,2-Grenzen der austenitischen Stähle, die nach DIN 17 440, Ausgabe Dezember 1972, z.B. für einen Stahl mit 18 bis 19 % Cr und etwa 9 % Ni 185 N/mm2 betragen, lassen sich durch Mischkristallhär-. tung bzw. durch Legieren mit bis zu 0,30 % N auf 343 N/mm2 anheben (siehe Japanese Industrial Standard JIS G 4304, 1981, S. 1301/1304 ff., Stahl SUS 304 N2). Solche Festigkeitssteigerungen wurden jedoch auch noch nicht allen Anforderungen gerecht. Um eine weitere Erhöhung der 0,2-Grenzen zu erzielen, war es erforderlich, in den Stahl noch mehr Stickstoff bis zu der bei etwa 0,55 % liegenden Löslichkeitsgrenze einzubringen. Da bei solchen Mengen Stickstoffblasen bei der Erstarrung entstehen bzw. die Gußblöcke "treiben" und Poren beim Schweißen auftreten, mußten gleichzeitig auch die Chrom- und Mangangehalte angehoben werden. So sind Sonderstähle mit 22,5 bis 25,5 % Cr, 4 bis 7 % Mn, 2 bis 4 % Mo und 13 bis 17 % Ni bekannt, die aufgrund ihres Gehaltes von 0,35 bis 0,50 % N und von geringen Niobzusätzen garantierte Mindestwerte der 0,2-Grenzen von 500 bis 540 N/mm2 besitzen (siehe ASM Technical Report, 1970, No. C 70-24.2., DEW-Technische Berichte 13, 1973, S. 94/100 und Proceedings "Molybdenum 1973", Noranda Symp. 4, 1973, S. 43/48)-. Sie sind wie die bereits aufgeführten stickstofflegierten, austenitischen Stähle unter Verwendung artgleicher Zusatzwerkstoffe schweißgeeignet. Ihre reinen Schweißgüter weisen garantierte 0,2-Grenzen von mind. 510 N/mm2 auf. Nachteilig ist jedoch, daß die hohen Chrom- und Stickstoffgehalte dieser Stähle die Warmumformbarkeit erschweren. Ferner scheiden sie selbst bei so hohen Temperaturen wie 1000'C noch intermetallische Phasen aus, die zu niedrigen Dehnungen von rd. 30 % führen und nach dem Schweißen, Warmrichten oder -biegen Versprödungen hervorrufen können. Da Chrom in Stählen die Ferritbildung begünstigt, während Nickel diese unterdrückt und gleichzeitig auch die Ausscheidung intermetallischer Phasen verzögert, besitzen die aufgeführten Legierungen hohe Nickelgehalte, die den Werkstoff verteuern. Im chemischen Apparatebau sind jedoch häufig relativ niedrig legierte Stähle mit nur rd. 18 % Cr, 12 % Ni und 2 % Mo gefragt, da deren Korrosionsbeständigkeit meistens ausreicht. Man nimmt in diesen Fällen sogar die geringen 0,2-Grenzen dieser Stähle von etwa 200 N/mm2 in Kauf und verzichtet auf den Stickstoffzusatz, der bei einer etwas erschwerteren Verarbeitbarkeit nur zu einer Anhebung der Streckgrenzen auf 280 N/mm2 geführt hätte (vergleiche Stahl 1.4435 mit 1.4406 in DIN 17 440). Eine breite Anwendung haben somit die gewöhnlichen stickstofflegierten, austenitischen Stähle mit Tochstwerten der Streckgrenzen von nur 280 bis 343 N/mm2 noch nicht gefunden. Auch für die höher legierten, austenitischen Sonderstähle mit Stickstoffgehalten über 0,35 % und Mindestwerten der 0,2-Grenze von 500 N/mm2 gilt diese Feststellung, da deren Verwendung sich naturgemäß mehr auf spezielle Fälle beschränkt.
  • Eine weitere Methode, die Festigkeitseigenschaften von Stählen zu verbessern, ist die Kornverfeinerung. So wurde durch Kaltverformung und anschließendes rekristallisierendes Glühen bei einem austenitischen Stahl mit rd. 18 % Cr und 10 % Ni ein ultrafeines Gefüge mit Körnern der Größe Nr. 11,5 bis 13,5 nach ASTM (6 bis 3 pm) erzeugt (siehe ASTM Special Technical Publication No. 369, 1965, S. 175/179). Dadurch erhöhte sich gegenüber dem grobkörnigen Ausgangszustand die 0,2-Grenze um rd. 150 N/mm2. Da der Stahl nicht mit Stickstoff legiert war, lag seine 0,2-Grenze jedoch insgesamt nur bei 380 N/mm2. Das Problem, inwieweit solche äußerst feinkörnigen, nicht umwandlungsfähigen Stähle zum Schweißen geeignet sind, wurde nicht behandelt.
  • Bei den erörterten stickstofflegierten, austenitischen Stählen kommt eine besondere Bedeutung dem Legierungselement Niob zu. Seine Wirkung beruht auf der Ausscheidung eines komplexen Nitrids der Art Nb2Cr2N2, genannt Z-Phase. Dadurch wird sogar in warmverformten, lösungsgeglühten Stählen eine Kornverfeinerung erzielt, die jedoch nur bis zu Korngrößen der Nr. 10 nach ASTM ,(rd. 10 µm) führt (siehe Berg- und Hüttenmännische Monatshefte 124, 1979, S. 513 ff.). Daneben wird zusätzlich eine Nitrid-Ausscheidungshärtung festgestellt, die Werte bis zu 90 N/mm2 annehmen kann (siehe Thyssenforschung 1, 1969, S. 14 ff.). Um die Ausscheidung von zu viel Nitrid, das dem Mischkristall Stickstoff für die Härtung entziehen würde, zu vermeiden, besitzen diese Stähle einen wesentlich geringeren Niobgehalt als ihrer siebenfachen Menge an N, dem stöchiometrischen Verhältnis in der Verbindung NbN, entspricht.
  • Die Warmstreckgrenzen der austenitischen Stähle werden durch Stickstoff-Mischkristallhärtung und Kornverfeinerung ebenfalls angehoben. Allerdings wird die Steigerung der 0,2-Grenze durch Stickstoff mit zunehmender Temperatur geringer und ist z.B. bei 400°C nur noch etwa halb so groß wie bei Raumtemperatur (siehe Berg- und Hüttenmännische Monatshefte 113. 1968, S. 386/387 ff.). Demgegenüber nimmt der durch Kornverfeinerung bedingte Anstieg der 0,2-Grenze mit der Prüftemperatur wesentlich weniger ab (siehe Metal Science 11, 1977, S. 209 ff.). Bei noch höheren Temperaturen, bei denen nicht mehr die Warmstreckgrenze, sondern die niedrigere Zeitstandfestigkeit für die Berechnung von Konstruktionen maßgebend ist, besteht dieser günstige Feinkorneffekt nicht mehr. Ein gewisser Ausgleich läßt sich durch Legieren mit Bor bis zu Gehalten von 0,015 % schaffen, da mit dieser Maßnahme die Kriechfestigkeit austenitischer Chrom-Nickel-MolybdänStähle bei Temperaturen von beispielsweise 650°C erhöht wird (siehe Rev. Mêtallurgie 59, 1962, S. 651/660). Auch bei solchen Stählen, die zusätzlich Stickstoff enthalten, scheint sich diese vorteilhafte Wirkung zu zeigen (siehe Arch. Eisenhüttenwes. 39, 1968, S. 146 ff. und VDI-Berichte 428, 1981, S. 89 ff.). Dadurch wird der Verwendungsbereich, in dem noch die Warmstreckgrenze für die Berechnung zugrunde gelegt werden kann, erweitert bzw. zu höheren Temperaturen.verschoben. Infolge der Anfälligkeit austenitischer Stähle zur Heißrissigkeit beim Schweißen durch Bor wird sein Gehalt üblicherweise auf 60 bis 80 ppm begrenzt.
  • Im Korrosionsverhalten, insbesondere in der Beständigkeit gegenüber interkristalliner Korrosion nach dem Schweißen, sind die in DIN 17 440, Ausgabe Dezember 1972, aufgeführten, mit bis zu 0,22 % N legierten, austenitischen Stähle den Stählen ohne Stickstoff gleichgestellt. Sie alle eignen sich zum Schweißen, wenn bei Wanddicken, die kleiner 6 mm sind, die Kohlenstoffgehalte auf <0,07 % und bei Dicken über 6 mm auf <0,03 % begrenzt werden. Nur über etwa 50 mm dicke Teile im Druckbehälterbau sind gemäß AD-Merkblatt HP 7/3, Ausgabe April 1975, nach dem Schweißen zu glühen.
  • Der Lieferzustand der korrosionsbeständigen austenitischen Stähle ist u.a. durch eine Wärmebehandlung festgelegt, die als "Abschrecken" bezeichnet wird. Es handelt sich um ein Glühen bei mindestens 1000°C mit rascher Abkühlung. Dadurch wird erreicht, daß alle Chromkarbide, -nitride und intermetallischen Phasen gelöst sind. Weiter bezweckt diese Maßnahme, die bei der Verarbeitung infolge von Verformungen eingebrachten Versetzungen durch Rekristallisation und Erholung weitgehend abzubauen, so daß schließlich ein an inneren Spannungen armer Zustand optimaler Korrosionsbeständigkeit und Zähigkeit erhalten wird. Berücksichtigt man jedoch, daß in austenitischen Chrom-Nickel-Stählen etwa 0,2 % N und rd. 0,03 % C bereits bei 900°C gelöst sind, so ist ein Glühen auch bei einer solchen niedrigen Temperatur nach den dargelegten Ausführungen statthaft, wenn dafür gesorgt wird, daß z.B. kaltverformte Stähle bei derartigen Temperaturen voll- . ständig rekristallisieren können und vor und nach dieser Wärmebehandlung keine intermetallischen Phasen vorhanden sind. Dementsprechend ist im Druckbehälterbau gemäß AD-Merkblatt HP 7/3, Ausgabe April 1975, nach Kaltumformungen von stickstofflegierten, austenitischen Stählen anstelle des "Abschreckens" ein Glühen bei 900°C zulässig.
  • Die Begutachtung von Verbindungsschweißungen austenitischer Stähle erfolgt mit Hilfe von Schweißverbindungsproben. Es handelt sich um Flachzugproben nach DIN 50 120, Ausgabe September 1975, mit in der Mitte liegender, durchgehender Quernaht. Dadurch ist beim Zerreißversuch gewährleistet, daß Schweißgut, Nahtübergang und Grundwerkstoff gleich beansprucht werden, da sie hintereinander in Richtung der Zugkraft angeordnet sind. Die Probe eignet sich zur Bestimmung der Zugfestigkeit und Bruchlage. Nachteilig ist, daß mit ihr Dehngrenzen nur ungenau zu ermitteln sind, da Schweißgut, Werkstoff im Übergangsbereich und unbeeinflußter Grundwerkstoff sich innerhalb der Meßlänge unterschiedlich stark plastisch verformen bzw. bleibend dehnen. Als Bruchlage kommen bei austenitischen Stählen der unbeeinflußte Grundwerkstoff G und die Schweißnaht S in Betracht, während im Übergangsbereich Ü der Naht zum Grundwerkstoff normalerweise keine Brüche auftreten. Die Festigkeitseigenschaften würden sich in diesen Übergangsbereichen nicht feststellen lassen, da sie zu schmal sind. Erfolgt der Bruch in der Naht, so ist die Festigkeit des Schweißgutes maßgebend. Da die Schweißgüter jedoch mehr oder weniger mit dem Grundwerkstoff aufgemischt sind, wird aus Gründen der Reproduzierbarkeit die Zugfestigkeit des reinen'Schweißgutes an Längsproben von besonders vorbereiteten Nähten, bei denen keine Aufmischungen erfolgen, bestimmt. Ihre Herstellung beschreibt DIN 32 525, Teil 1, Ausgabe Dezember 1981. Der Aufschmelzgrad bzw. das Aufmischungsverhältnis ist hauptsächlich von der Schweißstromstärke, die die Einbrandtiefe bestimmt, von der Lagenzahl und dem Schweißverfahren abhängig. Weiter sind alle Maßnahmen zur Verringerung des Wärmeeinbringens wie schnelles Schweißen in Zugraupen, niedrige Arbeitstemperaturen und Vermeiden eines Vorwärmens vorteilhaft. Beim einlagigen Schweißen mit üblichen Stromstärken beträgt die Aufmischung des Schweißgutes durch den Grundwerkstoff beim WIG(Wolfram-Inertgas)-, E(Lichtbogenhand)-, MAGM(Metall-Schutzgas)- und UP(Unter- pulverver)-Schweißen etwa 20, 30, 40 und 55 %. Beim Mehrlagenschweißen dicker Querschnitte erfolgt eine wesentliche Herabsetzung dieser Aufmischung. Demgegenüber ist sie beim Schweißen dünner Werkstücke ohne Zusatz natürlich 100 %.
  • In den technischen Regelwerken ist die Schweißeignung neuer Stähle grundsätzlich im Rahmem sogenannter Verfahrensprüfungen nachzuweisen. Als maßgebliches Beispiel ist in diesem Zusammenhange für austenitische Stähle das AD-Merkblatt HP 2/1, Ausgabe Februar 1977, mit dem Titel "Verfahrensprüfung für Schweißverbindungen" zu nennen. Diese Vorschrift behandelt hauptsächlich die Herstellung von Prüfstücken aus Blechen durch Schweißen im Stumpfstoß unter Fertigungsbedingungen, so daß u.a. Werkstoff, Schweißverfahren, -position, -zusatz und -hilfsstoffe festgelegt sind. Aus den Prüfblechen sind Flachzugproben nach DIN 50 120 quer zur Naht zu entnehmen und Zugfestigkeit und Bruchlage zu ermitteln. Schweißeignung ist in der Hauptsache dann gegeben, wenn in dieser Verbindungsprobe die Mindestwerte der Zugfestigkeit für den Grund-oder Zusatzwerkstoff, bezogen auf sein reines Schweißgut, erreicht werden.
  • Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, die niedrigen Mindestwerte der 0,2-Grenzen der gewöhnlichen stickstofflegierten, korrosionsbeständigen austenitischen Stähle ohne Verminderung ihrer guten Schweißeignung auf ein Niveau von etwa 500 N/mm2 anzuheben, wobei eine Erhöhung der Legierungsgehalte ausgeschlossen bleiben soll. Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß eine korrosionsbeständige austenitische Legierung mit deran sich bekannten, in Anspruch 1 angegebenen chemischen Zusammensetzung als Werkstoff für korrosiv und mechanisch hoch beanspruchte Bauteile guter Schweißbarkeit in einer solchen Art verwendet wird, daß nach Kaltumformen und rekristallisierendem Glühen hohe 0,2-Grenzen auf Grund der Bildung eines ultrafeinkörnigen Gefüges mit mittleren Korndurchmessern unter 10 um (größer als Nr. 10 nach ASTM) erreicht werden und unter Verwendung von Zusatzwerkstoffen aus hochfesten, stickstoffhaltigen, korrosionsbeständigen Stahl- oder Nickellegierungen Schweißeignung vorhanden ist, was in der Eigenschaft des Grundwerkstoffes, d.h. der Legierung, begründet liegt, - trotz des sehr feinen Korns - nach dem Verbinden durch Schweißen nicht im Nahtübergangsbereich zu brechen. In weiteren Ansprüchen werden Ausgestaltungen der Erfindung, die den Kaltwalzgrad, die Rekristallisationstemperatur, die garantierten Mindestwerte der 0,2-Grenzen und die Verwendungszwecke der erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle und Legierungen betreffen, angegeben.
  • Der größte Vorteil der erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle ist in ihren hohen 0,2-Grenzen zu sehen, ohne daß durch das ultrafeine Korn die Schweißeignung herabgesetzt wäre. Nach allem Wissen über das Verhalten metallischer Werkstoffe wäre zu erwarten gewesen, daß Schweißverbindungen aus solchen extrem feinkörnigen, nicht umwandlungsfähigen Stählen durch Kornvergröberung im Nahtübergangsbereich mit relativ niedriger Festigkeit brechen würden. Der wesentliche Vorteil der Erfindung ginge dadurch verloren. Voruntersuchungen gemäß Tabelle 1 ergaben jedoch überraschenderweise, daß die nach DIN 50 120 mit quer liegender Naht hergestellten Schweißverbindungsproben nicht im Übergang, sondern in dem durch die Schweißwärme unbeeinflußten Grundwerkstoff rissen, wenn die Verfestigung durch Stickstoff-Mischkristallhärtung und Kornverfeinerung eine bestimmte Höhe nicht überschritt. Dieser Grenzwert lag für Stähle mit rd. 0,2 % N bei einer Zugfestigkeit von etwa 825 N/mm2.
  • Die Verbindungsproben wurden Prüfstücken entnommen, welche durch Verschweißen zweier Bleche in Wannenposition erhalten worden waren. Ihre Nahtvorbereitung ist in Bild 1 zu sehen. Die 10-mm-Bleche wurden mit einer Y-Naht (Steghöhe 2 mm), die dünneren mit einer V-Naht (ohne Steg) versehen. Die Schweißungen.erfolgten mehrlagig mit Gegenlage, nachdem vorher die Wurzel ausgeschliffen worden war. Nach jeder gelegten Zugraupe wurde gewartet, bis die Arbeitstemperatur unter 150°C lag. Nahtüberhöhungen wurden auf Blechebene abgearbeitet. Geschweißt wurde am Pluspol bei einer Spannung U von 23 V mit der rutilbasisch-umhüllten Stabelektrode Thermanit 20/16/510, die im Handel geführt wird. Das Ausziehverhältnis (Raupenlänge/Länge abgeschmolzener Stab) lag bei 0,7 bis 0,8 bzw. bei 0,8 bis 0,9 für die 2,5- oder 3,25-mm-Elektrode. Die übrigen Schweißparameter wie Gleichstrom I, Geschwindigkeit v und die daraus errechnete Streckenenergie
    Figure imgb0001
     E (= U x I x 60/v) betrugen für den 2,5-mm-Stab 80 A, rd. 17 cm/min und etwa 6,5 kJ/cm sowie für die 3,25-mm-Elektrode 110 A, ungefähr 19 cm/min und 8 kJ/cm. Die Schweißversuche wurden so ausgeführt, daß Brüche nur im Grundwerkstoff der Flachzug-Verbindungsproben auftreten konnten. Nahtbrüche wären zwar im Sinne der Erfindung auch zulässig gewesen, sie hätten jedoch nicht eine klare Darlegung der erfinderischen Idee gestattet. In der Praxis mag in solchen Fällen im Sachverständigengutachten für die Belastbarkeit von Bauteilen die 0,2-Grenze des reinen Schweißgutes zugrunde gelegt werden, wenn die Zugfestigkeit der in der Naht gerissenen Verbindungsprobe ausreichend hoch war. Um bei den Schweißversuchen die Wahrscheinlichkeit für solche Brüche gering zu halten, wurde ein in seiner Festigkeit den hohen 0,2-Grenzen des ultrafeinkörnigen Grundwerkstoffes angepaßter, niobhaltiger Schweißzusatzwerkstoff mit 0,38 % N, 25 % Cr, 21,5 % Ni, 5 % Mn, 3,6 % Mo u. 0,035 % C verwendet. Es. handelt sich um die vom Hersteller angegebenen Richtwerte für die Stabelektrode Thermanit 20/16/510, die eine Mindest-0,2-Grenze von 510 N/mm2 ihres reinen Schweißgutes besitzt (siehe auch S. 2, Zeilen 24/35). Weiter war es zur Vermeidung von Nahtbrüchen notwendig, die Aufmischung des relativ hoch legierten Zusatzwerkstoffes durch die stickstoffärmeren, erfindungsgemäß zu verwendenden Stahllegierungen, deren Ultrafeinkörnigkeit in ihrem Schweißgut natürlich nicht mehr vorhanden ist, niedrig zu halten. Die relativ hohen Schweißgeschwindigkeiten bzw. Ausziehverhältnisse und die niedrige Streckenenergie (Wärmeeinbringen) beim durchgeführten Lichtbogenhandschweißen gestatteten, die Nähte durch möglichst viele Lagen aufzubauen und wenig aufzumischen.
  • Figure imgb0002
     Tabelle 2 weist je ein Ausführungsbeispiel von drei erfindungsgemäß zu verwendenden Stahllegierungen aus, die nach dem angegebenen Schweißverfahren gefügt wurden. Die Ermittlung der 0,2-Grenzen erfolgte an Prüfstücken, deren Nähte wie bereits beschrieben und in Bild 1 dargestellt, vorbereitet worden waren. Aus Gründen der Genauigkeit und Reproduzierbarkeit im Sinne der Ausführungen auf S. 6, Zeile 29, wurden die Dehngrenzen jedoch nicht an den Flachzug-Verbindungsproben, sondern an zusätzlich aus dem gleichen Prüfstück entnommenen Rundzugproben nach DIN 50 125, Ausgabe April 1951, ermittelt: Bild 2 zeigt die Lage dieser Proben und deren Aufteilung im Prüfstück. Die Tabelle 2 läßt die Vorzüge der erfindungsgemäß zu verwendenden Stahllegierungen erkennen: Hohe, zwischen 504 und 553 N/mm2 liegende 0,2-Grenzen, die hauptsächlich durch Überlagerung von Stickstoff-Mischkristall- und Ultrafeinkornhärtung erzielt wurden, da die Stähle rd. 0,2 % N enthielten sowie Korngrößen zwischen 2,8 und 4,5 pm besaßen. Ferner ist erfindungsgemäß die Schweißeignung gut, da die Schweißverbindungsproben nicht im Nahtübergang, sondern im unbeeinflußten Grundwerkstoff brachen. Für Stähle ohne Molybdän wie beispielsweise solche der lfd. Nr. 1 und 2 sind danach Mindestwerte der 0,2-Grenzen von 450 N/mm2 gerechtfertigt, für molybdänlegierte Stähle wie vom Typ der lfd. Nr. 3 erscheinen demgegenüber 0,2-Grenzen von mind. 480 N/mm2 angemessen. Diese Mindestwerte dürften Festigkeiten entsprechen, die vom Werkstoff mit an fast 100 %iger Sicherheit grenzender Wahrscheinlichkeit erreicht werden. Gegenüber den üblichen austenitischen Stählen ist danach eine Steigerung der 0,2-Grenzen um rd. 150 % zu verzeichnen, während im Vergleich zu den weniger gebräuchlichen stickstofflegierten, austenitischen Stählen immerhin noch um 60 % höhere Streckgrenzen erzielt werden.
  • Die Kaltformgebung der erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle oder Legierungen erfolgt in der Regel für Flachprodukte nach dem Sendzimir- oder Quarto-Walzverfahren, für Rohre mittels Kaltpilgern von warmgepreßten Luppen. Dadurch ergeben sich gegenüber den zumindest bei größeren Wanddicken üblicherweise nur warmverformten Stählen weitere Vorteile wie bessere Oberflächenbeschaffenheit, präzisere Maße bzw. durch Einengung der Toleranzen Einsparungen an Material von 5 bis 10 %.

Claims (4)

1. Verwendung einer korrosionsbeständigen austenitischen Legierung mit
höchstens 0,08 % Kohlenstoff,
0,065 bis 0,35 % Stickstoff,
höchstens 0,75 % Niob, jedoch nicht mehr als der vierfachen Menge des Stickstoffs in der Legierung entspricht,
16,0 bis 22,5 % Chrom,
7,0 bis 55,0 % Nickel,
bis zu 4,75 % Mangan,
bis zu 6,5 % Molybdän,
bis zu 3,0 % Silizium,
bis zu 4,0 % Kupfer,
bis zu 0,0080 % Bor,
Rest Eisen sowie nicht vermeidbaren Verunreinigungen, - die hohe 0,2-Grenzen nach Kaltumformung und rekristallisierender Glühung auf Grund der Bildung eines ultrafeinkörnigen Gefüges mit mittleren Korndurchmessern unter 10 µm aufweist und die unter Verwendung von Zusatzwerkstoffen aus hochfesten, stickstoffhaltigen, korrosionsbeständigen Stahl- oder Nickellegierungen schweißgeeignet ist, was in der Eigenschaft des Grundwerkstoffes, d.h. der Legierung, begründet liegt, - trotz des sehr feinen Korns - nach dem Verbinden durch Schweißen nicht im Nahtübergangsbereich zu brechen, als Werkstoff für korrosiv und mechanisch hoch beanspruchte Bauteile guter Schweißbarkeit.
2. Verwendung einer Legierung nach Anspruch 1, die durch ein- oder mehrmaliges Kaltverformen um 30 bis 75 % sowie durch jeweilig anschließendes Glühen im Bereich zwischen 750 und 975°C ultrafeinkörnig rekristallisiert ist, für den Zweck nach Anspruch. 1.
3. Verwendung einer Legierung nach den Ansprüchen 1 oder 2, die im ultrafeinkörnigen Zustand bei Stickstoffgehalten von rd. 0,2 % garantierte Mindestwerte der 0,2-Grenzen von 450 oder 480 N/mm2 aufweist, sofern Niob bzw. Niob und Molybdän in der Legierung enthalten sind, für den Zweck nach Anspruch 1.
4. Verwendung einer Legierung nach den Ansprüchen 1, 2 oder 3 als Werkstoff für gut schweißbare Bauteile, die bei erhöhten Temperaturen, bei denen die Warmstreckgrenze als Berechnungsgrundlage von Konstruktionen maßgebend ist, mechanisch hoch beansprucht werden.
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