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    公开号:WO1979000328A1
    申请号:PCT/CH1978/000040
    申请日:1978-11-24
    公开日:1979-06-14
    发明作者:W Gysel；A Trautwein
    申请人:Fischer Ag Georg；W Gysel；A Trautwein；
    IPC主号:C22C38-00
    专利说明:
    [0001] Nichtmagnetisierbare Stahlgusslegierung, deren Verwendung und Herstellungsverfahren
    [0002] Die Erfindung betrifft eine nichtmagnetisierbare Stahlguss¬ legierung, die Verwendung derselben und ein Verfahren zur Herstellung der- Legierung.
    [0003] Bisher wurden für gegossene Bauelemente zur Fixierung von Magnetspulen aber auch für hochbeanspruchte Teile elektri¬ scher Maschinen (z.B. Einphasen-Drehstromgeneratoren) , die keine Störungen oder Abschnürungen des magnetischen Kraft¬ linienflusses bewirken dürfen, vorzugsweise austenitischer Sphäroguss vom Typ GGG-NiMn 13 7 oder GGG-NiMn 23 4 oder austenitischer Stahlguss gemäss Stahleisenwerkstoffblatt 390 oder ASTM A-296 CF 20 eingesetzt.
    [0004] Diese Legierungen haben alle den Machteil, dass die Gesamt¬ heit des für solche Teile verlangten Eigenschaftspaketes von keiner dieser gegossenen Eisen-Kohlenstoff-Legierungen er¬ füllt werden kann, nämlich:
    [0005]
    tiefe Permeabilität n homogene Festigkeits- und Zähigkeitswerte bis zu grossen Wanddicken,
    [0006] Gefügestabilität bei tiefen Temperaturen bis -196° C und Temperaturwechseln, homogene magnetische Permeabilität bei grossen Erstarrung querschnitten im Bereich von 100 - 500 mm auch in der Resterstarrungszone, - Zerspanbarkeit und Schweissbarkeit, die mindestens so gut ist wie für die genormten nichtrostenden Stahlguss-Legie- rungen, z.B. Werkstoff-Nr. 4308 oder 4408 (DIN 17 445), Streckgrenze bzw. 0,2 Dehngrenze von mind. 250 N/mm.2, mikrorissfrei schweissbar.
    [0007] Je nach Zusammensetzung kann hochlegierter CrNiMn-Stahlguss vollaustenitisch sein oder bei entsprechender Erhöhung des Cr-Gehaltes bzw. Erniedrigung des Ni- und/oder Mn-Gehaltes zusätzlich mehr oder weniger grosse Anteile an .Ferrit in der austenitischen Grundstruktur enthalten. Die austenitische Phase ist unmagnetisch mit einer sehr geringen magnetischen Permeabilität ( λi 4- 1,001), während die ferritische Phase ferro agnetisch ist mit entsprechend hohen Permeabilitäts- Werten. Aus diesem Grunde steigt in zweiphasigen austenitisch ferritischen Legierungen die magnetische Permeabilität sehr stark mit dem Ferritgehalt an (Fig. 5) . Für sogenannte un¬ magnetische Legierungen mit sehr tiefer Permeabilität verwen¬ det man daher ausschliesslich vollaustenitische Legierungen, sofern diese Stähle als Knetlegierungen Verwendung finden können. Bei Stahlguss, also Verwendung der Legierungen in ge¬ gossenem, nicht nachträglich verformtem Zustand ist dieser Weg nicht gangbar. Vollaustenitische CrNiMo-Stahlgusslegie- rungen sind wegen ihrer grossen Anfälligkeit für Heissrisse beim Schweissen praktisch nicht riss-sicher schweissbar. Dieses Problem tritt bei den Knetlegierungen (Schmiede- und Walzstählen) nicht in dieser Schärfe auf, da diese Stähle
    [0008] OM
    [0009] •durch die Umformung und die dadurch mögliche nachträgliche Umkörnung des Gefüges durch Rekristallisation mit Hilfe einer Wärmebehandlung wesentlich beständiger gegen Heissrissigkeit beim Schweissen sind.
    [0010] Die Ξchweissbarkeit der gegossenen CrNiMn-Stahl-Legierungen verbessert sich bekanntlich sprunghaft, wenn diese Legierungen gewisse Ferritgehalte aufweisen. Dabei ist nicht wichtig, wie¬ viel Ferrit diese Legierungen im Gebrauchszustand z.B. bei Raumtemperatur aufweisen, sondern welche Ferritgehalte im Schweisszustand auftreten. Beim Schweissen, d.h. im Gleichge¬ wichtszustand in der Nähe des Schmelzpunktes, sollte der Ferritgehalt ca. 5 % Ferrit betragen. Unsere Untersuchungen zeigen, dass diese Ferritgehalte beim Schweissen von Legierun¬ gen bereits erreicht werden, wenn sie im Gusszustand bei Raum¬ temperatur nur ca. 2 % Ferrit enthalten.
    [0011] Wohl sind gut schweissbare CrNiMn-Stahlgusslegierungen mit Ferritanteilen ^> 2 % bekannt, allerdings nicht für den Ver¬ wendungszweck als ui-inagnetische, rostfreie Stahlgussformteile, da die Permeabilität aufgrund des Ferritgehaltes zu hoch liegt,
    [0012] Die Erfindung stellt sich die Aufgabe, die obigen Nachteile zu vermeiden und das oben aufgeführte Eigenschaftspaket zu er¬ füllen. Es soll insbesondere eine nichtmagnetisierbare und gleichzeitig eine riss-sicher schweissbare Stahlgusslegie¬ rung geschaffen werden.
    [0013] Die Aufgabe wird durch die kennzeichnenden Merkmale des Haupt- anspruches gelöst.
    [0014] Die erfindungsgemässe Legierung ist mit Vorteil für Anlage¬ teile in Kernfusionsreaktoranlagen verwendbar, wo Feldstärken H von über 103 Oersted herrschen, eignet sich aber auch für Verwendungen bei Temperaturen unter -150° C. Es wurde herausgefunden, dass der Grund für das auffallend günstigere Verhalten beim Schweissen der Legierungen'bei An¬ wesenheit von gewissen Ferritanteilen in erstarrungsmorpholo¬ gischen Besonderheiten des Legierungssystems FeCrNiMn zu suchen ist. Im Legierungsbereich bis 20 % Cr, bis 15 % Ni und bis 20 % Mn trennt eine peritektische Schmelzfläche die auste- nitische Primärerstarrung von der ferritischen Primärerstarrun Ausgehend von den teilweise bekannten DreistoffSystemen FeCrNi und FeCrMn und abgestützt durch Legierungsversuche wurde für die peritektische Schmelzfläche folgende Beziehung gefunden:
    [0015] f = 6,5 - % Cr - 0/4 • % Ni + 0,1 • % Mn + 0,075 • % Cr - % Ni + 0,013 • % Cr • % Mn - 0,02 • % Ni • % Mn
    [0016] Quaternäre FeCrNiMn-Legierungen mit einem CrNiMn-Aeguivalenz- faktor f > 2 erstarren primär austenitisch und sind daher bei Raumtemperatur vollaustenitisch. Legierungen mit f <ζ 2 erstar ren primär ferritisch. Die ferritische Primärerstarrung wird bei nicht zu tiefen f-Werten von einer binären peritektischen Reaktion abgelöst. Falls f <. 0, endet die Erstarrung der Le¬ gierungen mit der peritektischen Reaktion. Für Legierungen mit 0 .^ f ^T 2 erfolgt nach der ferritischen Primärerstarrung sow der binären peritektischen Reaktion eine austenitische Rest¬ erstarrung, die ebenfalls zu Vollausteniten führt. Die wichtig peritektische Reaktion bewirkt, dass Austenit gebildet wird durch Auflösung von primär gebildetem Ferrit, im Gegensatz zur primär austenitischen bzw-. austenitischen Resterstarrung, wo Austenit jeweils aus der Schmelze ohne Beteiligung von Ferrit gebildet wird.
    [0017] Beim Schweissen, das ein Wiederaufschmelzen ist, treten die Phasenreaktionen in umgekehrter Reihenfolge auf. Bei Voll-
    [0018] OiV.PI austeniten schmelzen in jedem der beiden Fälle, also für f 2 die durch Resterstarrung primär gebildeten Korngrenzen auf. Im Bereich der Schmelzlinie der austenitischen Schweis- sung führt dies zu gefürchteten Heissrissen, die praktisch eine absolute sichere Schweissbarkeit ausschliessen. In den Fällen f ^ 2, wo die Erstarrung mit der peritektischen Reak¬ tion abschliesst, schmelzen die Phasengrenzen Ferrit/Austenit auf. Das ist morphologisch gesehen eine völlig andere Aus- gangslage, die zur Folge hat, dass Heissrisse beim Schweissen nicht auftreten. Die Kenntnis dieses Sachverhaltes erlaubt nun die Auswahl von solchen Legierungen, die im Hinblick auf ihre Schweissbarkeit gerade soviel Ferrit wie nötig besitzen und im Hinblick auf eine möglichst tiefe magnetische Permeabilität so wenig wie möglich. Dazu müssen die für den Strukturaufbau mass- geblichen Legierungselemente Cr, Ni und Mn in den oben defi¬ nierten Zusammenhang gebracht werden, der eine strenge Legie¬ rungsauswahl zur Folge hat.
    [0019] Da die CrNiMn-Stahlgusslegierungen bei der Abkühlung nach dem Giessen und Schweissen zu Ungleichgewichtszuständen neigen, kann eine nachträgliche Wärmebehandlung notwendig werden, zur Einstellung der systemimmanenten Gleichgewichte. Die Wirkung solcher Wärmebehandlungen im Hinblick auf eine Verringerung des Ferritgehaltes zeigt Fig. 4, die nachfolgend näher erläu¬ tert wird.
    [0020] Durch die kombinierte Erhöhung sowohl des Stickstoff- als auch des Mangangehaltes in der erfindungsgemässen.. Stahlgusslegie¬ rung gelingt es, die Streckgrenze, gegenüber konventionellen reinaustenitischen Chromnickelstählen, deutlich anzuheben, ohne Porositäten durch Stickstoffausscheidungen in Kauf zu nehmen, wie sie bei starker Seigerung bei grossen Giessquer- schnitten wegen mangelnder Stickstofflöslichkeit auftreten können.
    [0021] Der gleiche Effekt liesse sich auch durch andere Elemente er¬ reichen, so z.B. durch Kohlenstoff oder Phosphor. Es hat sich aber gezeigt, dass steigende Kohlenstoffgehalte infolge zunehmender Härte des durch die während der Zerspa¬ nung auftretenden Kaltverformung entstehenden Martensits zu einer Verschlechterung der Zerspanbarkeit führen und dass andererseits steigende Phosphorgehalte die Zähigkeitswerte auch im lösungsgeglühten Zustand stark beeinträchtigen.
    [0022] Die erfindungsgemässe Stahlgusslegierung wird vorzugsweise m einem Kohlenstoffgehalt von C 0,06 % gemäss Anspruch 2, ver wendet, m die Karbidausscheidungen zu begrenzen und eine Ver sprödung, insbesondere bei der Spannungsglühung, zu vermeide Weitere Vorteile des tiefen Kohlenstoffgehaltes liegen in de besseren Zerspanbarkeit und dem Schutz gegen interkristallin Korrosion. Der mit tieferem Kohlenstoffgehalt verbundene Rückgang der Streckgrenze wird dabei durch einen entsprechen erhöhten Stickstoffgehalt kompensiert. Die Riss-Sicherkeit beim Schweissen wird bedeutend erhöht wenn ein S-Gehalt, gemäss Anspruch 4, gewählt wird.
    [0023] Der Gehalt an Chrom und Nickel in der erfindungsgemässen Sta gusslegierung ist abhängig von der Betriebstemperatur der An lagenteile. Bei tiefen Betriebstemperaturen sind hohe Chrom/ Nickel-Gehalte zu wählen um die Austenitstabilität zu gewähr leisten.
    [0024] Im folgenden ist ein Ausführungsbeispiel der Erfindung erläu tert, wobei die Zusammensetzungen stets in Gewichtsprozenten angegeben sind.
    [0025] Beispiel
    [0026] Eine erfindungsgemässe Stahlguss legierung der Zusammensetzun
    [0027] C Mn Si P S Cr Ni Mo N2
    [0028] 0 , 044 11 , 6 0 , 74 0 , 028 0 , 010 15 , 7 8 , 72 0 , 05 0 , 155 %
    [0029] /y QU RE _ OMP Rest Eisen mit den üblichen Begleitelementen und Verunreinigun¬ gen ergab in gegossenen bauteilähnlichen Proben mit einer Wanddicke von 200 mm folgende mechanische Eigenschaften:
    [0030] Streckgrenze Rp 0,r2 281 N/mm2 max. Zugfestigkeit R 466 N/mm2
    [0031] Bruchdehnung A5 39 %
    [0032] Einschnürung Z 47 %
    [0033] Kerbschlagarbeit KCV 178 Joule
    [0034] Brinellhärte HB .159 wobei der Aequivalenzfaktor f = - 0,916 betrug.
    [0035] Ein konventioneller austenitischer Stahlguss gemäss Stahleisen¬ werkstoffblatt ASTM A-296 CF 20 der Zusammensetzung
    [0036] C Mn Si P S Cr Ni Mo N2 0,17 1,16 0,82 0,009 0,010 19,7 8,62 0,04 0,060 %
    [0037] Rest Eisen, Begleitelemente und Verunreinigungen, ergibt dem¬ gegenüber eine geringere Streckgrenze und Kerbschlagarbeit. Auch die Zerspanbarkeit der erfindungsgemässen Stahlgusslegie¬ rung ist derjenigen von CF 20 oder anderen vergleichbaren Eisen-Kohlenstoff-Stahlguss-Legierungen überlegen. CF 20 ist überdies nicht mikrorissfrei schweissbar.
    [0038] Es wird auf Fig. 1 bis 4 verwiesen. Fig. 1 stellt die graphi¬ schen Vergleiche zwischen der erfindungsgemässen Legierung A (gefüllte Kreise) und anderen Legierungen (gefüllte Dreiecke und Vierecke) beim Drehen dar. Auf der Abszisse ist die Schnittgeschwindigkeit V (m/min.) und auf der Ordinate die Standzeit T VB 0,4 (min) abgesetzt.
    [0039] Fig. 2 bezieht sich auf das Fräsen. Der Schneidstoff ist hier Widia TT 40. Die Plattendimension ist TNAF 2504 ZZR. Der Vor¬ schub sz = 0,11 mm/Zahn und es wurde nicht gekühlt. Auf der Abszisse ist die Schnittgeschwindigkeit V (m/min.) und auf der Ordinate der Standweg L (mm/Zahn) aufgetragen.
    [0040] _O PI Fig. 3 bezieht sich auf die Vergleiche beim Bohren. Der Werk¬ stoff ist CF 20. Das Werkzeug ist ein HSS Spiralbohrer mit einem Durchmesser von 5 mm. Der Vorschub s = 0,06 mm/U. Mit Oelemulsion wurde gekühlt. Auf der Abszisse ist die Schnitt¬ geschwindigkeit V (m/min.) und auf der Ordinate der Standweg L (mm) aufgetragen.
    [0041] Fig. 4 zeigt das Verhältnis zwischen dem CrNiMn-Aequivalenz- faktor f der erfindungsgemässen Legierungen auf der Abszisse und dem Ferritgehalt (Fer) in % auf der Ordinate, wobei
    [0042] die Kurve I der Zustand nach dem Giessen,
    [0043] II T1 II " " " " Schweissen,
    [0044] II III " " " " Glühen bei 1100° C
    [0045] II II -T-T7 II II II I« II II 8 Ω^ C
    [0046] V " " " " " " 650° C darstellt
    [0047] Links der vertikalen Achse durch f = 2 ist das ferritische un rechts davon das austenitische Primärerstarrungsgebiet.
    [0048] Fig. 5 zeigt das Verhältnis zwischen der Permeabilität ΛI, di auf der Abszisse aufgetragen ist, nd dem Ferritσehalt Fer in %, de auf der Ordinate aufgetragen ist.
    [0049] Eine bevorzugte Ausführung der Legierung geht aus dem Anspruch 3 hervor. Es wurde darin Faktor f = -2 gewählt. Nach der Er¬ starrung, Punkt 1 auf Kurve I der Fig. 4, beträgt der Ferrit¬ gehalt 3 %. Beim Schweissen, Punkt 2 auf Kurve II erhöht sich der Ferritgehalt auf 6 %. Durch eine Glühbehandlung, Punkt 5 auf dem Schneidepunkt der Abszisse und der Kurve V, kann der Ferritgehalt auf 0,1 % herabgesetzt werden, was einem/U-Wert von 1,02 entspricht. Wenn erforderlich, kann dieser/u-Vfert durch eine entsprechende Wärmebehandlung noch verkleinert werden.
    [0050] Die günstige magnetische Permeabilität der erfindungsgemässen Stahlgusslegierung bleibt auch in Bauteilen grossen Quer¬ schnittes im Bereich von 100 - 500 mm, vorzugsweise von 200 - 300 mm, auch in der Resterstarrungszone erhalten, indem eine hohe Austenitstabilität und eine grosse. Homogenität der Eigenschaften auch mit bescheidenem Legierungsaufwand erreicht wird. Besonders bei extrem starken Magnetfeldern von beispiels¬ weise 10-*** Oersted Feldstärke, wie sie bei Fusionsreaktoren zur Formgebung des Plasmas erforderlich sind, weist die erfindungs¬ gemässe Legierung gegenüber herkömmlichen Legierungen deutliche Vorteile auf.
    [0051] Die Messung der magnetischen Permeabilität der Stahlgusslegie¬ rung, gemäss dem Beispiel, erfolgte mit Hilfe des Magnetoskopes Typ 1.067 (Institut Dr. Förster) und ergab folgende Werte für einen Probekδrper der Dimensionen 200 x 200 x 300 mm (ca. 250 Λim Rauhtiefe) über den Querschnitt von 300 mm:
    [0052]
    [0053] Besonders vorteilhafte Stahlgusslegierungen haben beispielsweise die Zusammensetzung: in Gew. %
    [0054] C Mn Si Cr Ni N max. 0,06 9-11 max. 1,0 14-16 7,0-8,0 0,10-0,15
    [0055] Rest Eisen, gegebenenfalls Begleitelemente und Verunreinigungen und die Zusammensetzung: in Gew. % -' •
    [0056] C Mn Si Cr Ni N max. 0,06 10-12 max." 1,0 18-20 8,0-9,5 0,1-0,2
    [0057] Rest Eisen und gegebenenfalls Begleitelemente und Verunreini¬ gungen. Die Aequivalenzfaktoren sind f = - 1,61 beziehungsweise f = - 1,635.
    权利要求:
    Claims P a t e n t a n s p r ü c h e
    1. Nichtmagnetisierbare Stahlgusslegierung, gekennzeichnet durch die Zusammensetzung:
    C max. 0,30 %
    Si max. 2,00 %
    Mn 4,00 - 20,00 %
    Cr 10,00 - 20,00 %
    Ni 4,00 - 12,00 %
    Mo max. 3,00 %
    N2 0,02 - 0,20 %
    Rest Eisen, durch eine magnetische Permeabilität ΛJ. ^1,20 und durch einen CrNiMn-Aequivalenzfaktor: f = 6,5 - % Cr - 0,4 • % Ni + 0,1 • % Mn + 0,075 • % Cr • % Ni + 0,013 • % Cr • % Mn - 0,02 • % Ni . % Mn, wobei - 6 ^ f ^+ 2.
    2. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch die Zu¬ sammensetzung:
    C max. 0,06 %
    Si max. 1,00 %
    Mn 9,00 - 12,00 %
    Cr 14,00 - 20,00 %
    O Ni 7 , 00 - 10 , 00 % N2 0 , 1 - 0 , 2 % Mo max . 1 , 50 %
    3. Legierung nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch einen f-Bereich zwischen -2,5 und -1,5 und eine Permeabilität
    4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch ge¬ kennzeichnet, dass der Schwefelgehalt max. 0,02 % und vor¬ zugsweise max. 0,005 % beträgt.
    5. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, gekennzeichnet durch eine magnetische Permeabilität ΛI ^.1,05 bei grossen Erstarrungsquerschnitten im Bereich von 100 - 500 mm, vor¬ zugsweise von 200 - 300 mm, auch in der Resterstarrungszone.
    6. Verwendung der Stahlgusslegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5 für Anlagenteile, welche elektromagnetischen Fel¬ dern einer Feldstärke H von etwa ιo3 Oersted ausgesetzt werden.
    7. Verwendung nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Anlagenteile in Kernf sionsreaktoranlagen zum Einsatz kommen.
    8. Verwendung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, bei einer Betriebstemperatur der Anlagenteile unter -150° C.
    9. Verfahren zur Herstellung einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Schweissen bei einer Temperatur zwischen 650° C und 1'100°C geglüht wird.
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    引用文献:
    公开号 | 申请日 | 公开日 | 申请人 | 专利标题
    法律状态:
    1979-06-14| AK| Designated states|Designated state(s): JP US |
    1979-06-14| AL| Designated countries for regional patents|Designated state(s): CH DE FR GB SE |
    优先权:
    申请号 | 申请日 | 专利标题
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