DE2803554A1 - Stahllegierung - Google Patents

Description

46,644
7810

Westinghouse Electric Corporation
Pittsburgh, Pa., V. St. A.

Stahllegierung

' Die Erfindung betrifft hochfeste, austenitische, nichtmagnetische Legierungen, die in Umgebungen benutzt werden, wo sie Belastungs-Korrosionsbrüchen und/oder Wasserstoffversprödung ausgesetzt sind. Derartige Legierungen sind allgemein verwendbar, besonders günstig einsetzbar sind sie aber für Teile von großen elektrischen Generatoren (typischerweise Generatoren mit einer Leistung von 1250 Megawatt), insbesondere aber für die Endwicklungshalteringe und die Prallplattenringe derartiger Generatoren. Um die vorliegende Erfindung, die sich mit der Anwendung dieser Legierungen beschäftigt, leichter verständlich zu machen, wird sich die vorliegende Beschreibung auf ein spezifisches konkretes Problem richten, nämlich auf die Anwendung der Legierung für die Rückhalteringe und die Ablenkplattenringe von großen Generatoren.

Ein Rotor eines großen Generators besteht im wesentlichen aus einem einzigen großen Schmiedestück, dessen Hauptkörper eine

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Anzahl von Längsschlitzen aufweist, die die Kupferleiter der Gleichstromfeldwicklung halten. Die Leiter werden in den Schlitzen mit Hilfe von nichtmagnetischen Metallkeilen gehalten, die in Nuten nahe der Oberseite eines jeden Schlitzes verankert sind. An den Enden des Hauptkörpers des Rotors treten die Leiter aus den Schlitzen aus, um sich an Umfangsbogenteile der Wicklung anzuschließen und dadurch eine fortlaufende Serienwicklung zu bilden, die um die ungeschlitzten Polteile des Schmiedestückes herumgewickelt sind. Der Teil der Windung, der jenseits des Endes des Schmiedekörpers vorhanden ist, wird als Endwindung bezeichnet und muß gegen die Zentrifugalkräfte gehalten werden, die auf sie einwirken, und zwar bis zu Drehzahlen, die 20 % über der normalen Betriebsdrehzahl (typischerweise 3600 U/min) liegen, oder auch höher sind. Diese Rückhaltefunktion wird durch den Rückhaltering bewirkt. Der Ring rotiert mit dem Rotor und wird zusätzlich zu der Belastung durch die Kupferendwindungen, denen er ausgesetzt ist, auch einer zusätzlichen Ringspannung unterworfen, die proportional zur Ringdichte und zum mittleren Ringradius ist. In der Tat werden bei Stahllegierungen etwa 68 % der Ringbelastung durch die Ringmasse selbst verursacht.

Ein wesentliches Merkmal der Rotorkonstruktion ist das, daß der Ring an seinem einen Ende auf eine Passung des Rotorkörpers aufgeschrumpft wird. Der Eingriff an der Passung ist ausreichend, um sicherzustellen, daß eine Lockerung bei 20 % Überdrehzahl (4320 üpm für eine Nenndrehzahl von 3600 Upm bei einer zweipoligen Maschine) nicht auftritt. Zwischen der Wicklung und dem Ring

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muß eine Isolation für Spannungen im Bereich von 300 bis 700 V Gleichspannung vorgesehen sein.

Seit mehreren Jahrzehnten gab es einen ständigen Bedarf an Turbinengeneratoren mit immer höheren Leistungen. Diese Anforderungen machten eine entsprechende Erhöhung der Rotordurchmesser erforderlich, um diese vergrößerten Leistungen ohne übermäßige Rotorlängen zu ermöglichen. Vergrößerung des Rotordurchmessers bedeutet höhere Belastung für alle rotierenden Teile und erfordert Materialien von höherer Festigkeit. Die am stärksten belasteten Bauteile eines Rotors sind die Halteringe.

Die Verarbeitungsschritte bei der Herstellung der Halteringe umfassen die Einschmelzung in einem elektrischen Ofen, manchmal die Elektrozuschlagruckschmelzung zur Erlangung eines saubereren Barrens mit einem Minimum an Entmischung, heißes Schmieden, heißes Durchstoßen, heißes Expandieren, Lösungsmittelbehandlung, Abschrekken, Kaltstreckung und Temperung zur Beseitigung von Spannungen. Die hohe Zugfestigkeit von Ringen wird durch die Kaltstreckung erreicht, die mit Hilfe von mechanischen Mitteln erreicht wird, nämlich durch Keilen, durch hydraulischen Druck oder durch Explosivformung. Manchmal werden auch Kombinationen dieser Verfahren angewendet. Im Falle der Explosivformung gibt es Nachweise dafür, daß die Intensität der Schockwellenbelastung möglichst klein gemacht werden sollte, um erhöhte Anfälligkeit gegenüber BeIastungs-Korrosions-Brüchen zu vermeiden.

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Kurz gesagt, einige der gewünschten Eigenschaften des Materials für die Halteringe sind die folgenden: eine hohe Zugfestigkeit zur Vermeidung von plastischer Deformation oder hoher Belastung, eine niedrige Dichte und ein hoher elastischer Modul zur Verringerung der Auslenkung während der Überdrehung sowie ein hoher thermischer Expansionskoeffizient, um die Temperatur zu verringern, die erforderlich ist, um die Schrumpfpassung zu ermöglichen (um dadurch thermische Schäden auf die elektrische Isolierung zu vermeiden).

Ein anderer Gesichtspunkt ist der, daß die Halteringe nicht magnetisch sein dürfen. Die Anwendung von magnetischen Ringen bei einem Rotor führt zu größeren Leckagen bezüglich des magnetischen Endflusses mit daraus sich ergebender zusätzlicher Erhitzung der Statorspulenenden und den Eisenverlusten im Endbereich des Kerns. Zusätzliche Erregung wird erfordert, um diese Leckagen zu kompensieren, wodurch sich der Gesamtmaschinenwirkungsgrad verringert.

Die ungünstigste Annahme bezüglich der Aussetzung eines Halteringes gegenüber Ermüdungsbelastungen ist die, daß während seiner Lebensdauer er einmal pro Tag gestartet und gestoppt wird und daß er einmal im Monat einem 10 % Überdrehzahltest unterworfen wird. Bei einer Lebensdauer von 30 bis 40 Jahren entspricht dies einem Maximum von etwa 14500 Stresszyklen. Im Falle der Halteringe gibt es somit das Erfordernis einer Mindestzahl von Belastungszyklen, die bis zum Ermüdungsbruch ausgehalten werden müssen.

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Prallplattenringe sind ringförmige Glieder von ungefähr 13 cm , die auf den Rotorkörper an mehreren Stellen längs seiner Längserstreckung aufgeschrumpft sind, um den Strom von Kühlgas zu kanalisieren. Prallplattenringe werden nach dem gleichen Verfahren und aus der gleichen Legierung hergestellt, wie die Rückhalteringe und es werden bei ihnen im wesentlichen die gleichen Eigenschaften erfordert.

Die Rückhalte- und die Prallplattenringe sind bei Anwendung in einem wasserstoffgekühlten Generator trockenem Wasserstoffgas

2 mit einem Druck von etwa 1 bis 6 kg/cm ausgesetzt, so daß die

Legierungen für diese Anwendungen resistent sein sollten gegenüber der statischen Belastung von wasserstoffunterstützten Rißfortschreitungen (Wasserstoffversprödung). Das Erfordernis des hohen Widerstandes gegenüber der Belastungs-Korrosions-Rißbildung ist dagegen nicht so offensichtlich, da die Generatorumgebung diese Materialien normalerweise derartigen Belastungs-Korrosions-Zuständen nicht aussetzt. Doch wurde bei einem von einer anderen Firma gebauten wassergekühlten Generator kürzlich ein Wasserleck festgestellt, das zu einem Belastungs-Korrosions-Versagen des Rückhalteringes geführt hat, der gemäß dem Stand der Technik aufgebaut war.

Außerdem gibt es während der Herstellung der Ringe oder während der Lagerung oder des Versands zahlreiche Möglichkeiten für die zufällige Aussetzung gegenüber potentiell korrosiven Umgebungen, wie beispielsweise feuchte Industrieatmosphäre oder Meeresluft, Salzsprühnebel, Schweißdämpfe, Feuerlöseherpulver, flüssige Ver-

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schüttungen oder Leckagen oder auch Schnee oder Regen. Die Restbelastungen der Kaltverformungen waren bei bisher verwendeten Ringen ausreichend, um zu Belastungs-Korrosions-Brüchen bei Halteringen zu führen, die diesen Bedingungen ausgesetzt waren (siehe C. Gibbs, Institution of Mechanical Engineers, Band 169(29), Seiten 511 - 538 (1954)). Noch höhere Belastungen sind vorhanden, nachdem der Ring auf den Rotor aufgeschrumpft wurde, oder auch aufgrund der Zentrifugalkräfte bei laufendem Generator. Es hat zahlreiche Beispiele gegeben, bei denen die Halteringe während des Generatorbetriebs versagten, wobei dieses Versagen einem Belastungs-Korrosions-Bruch zugeschrieben wurde (siehe Metal Progress, Band 70(1), Seiten 65 - 72, 1956, sowie 0. Lissner, Engineers Digest, Band 18(12), Seiten 571 - 574, 1957).

Das beste Suchverfahren zur Ermittlung der Eignung von Materialien zum Betrieb bei Generatoren stellt die Testung der Bruchzähigkeit von Proben in dieser Umgebung dar. Eine ermüdungsvorgebrochene WOL-(wedge-opening-loading = Keilöffnungsbelastung) oder CT-(compact tension = Kompaktbelastung) Probe, vorzugsweise groß genug, um Ebenenbelastungsbedingungen zu ermöglichen, werden in verschiedenen Umgebungen getestet, wie beispielsweise in Salzwasser, H₂ oder H₃S, bezüglich statischer Bruchwachstumsrate (da/dt) als Funktion der Belastungsintensität, um auf diese Weise

^KISCC' ^KIH ^{oder k}th s ^zu t^)est:'-^mmenf ^unc^ die Ermüdungsbruchwachstumsrate (da/dN) als Funktion von Δ Κ, wobei

a die Bruchlänge,

N die Anzahl der Ermüdungszyklen,

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ΔK der Belastungsintensitätsbereich, der für die Ermüdung

der Probe benutzt wurde,

da/dN die Änderung der Bruchlänge pro Ermüdungszyklus, da/dt die Änderung der Bruchlänge pro Zeiteinheit und

TOPP Vt. A. C l/UUnCXu-nCi. L-iJC^^i-ClO UUIlH O ill L-ClIiD X L.CL I— / JvO-L ™ .LiI «

darstellt, unterhalb dem ein scharfer Riß unter Ebenenbelastungsbedingungen in einer korrosiven Umgebung wie beispielsweise Salzwasser, Wasserstoff- oder Schwefelwasserstoffgas nicht wächst. ^Kiscc k^ngt von der Zusammensetzung der Umgebung, von der Temperatur, dem Druck und der Äussetzungszeit ab. K-_H (anscheinend) stellt beispielsweise die Belastungsintensität für eine Bruch-

2 fortschreitung in Wasserstoffgas mit einem Druck von 5,6 kg/cm bei Raumtemperatur (21 C) dar, mit einer Belastungsratensteigerung von 13,6 kg/min bei einem Test mit steigender Belastung, welcher mit dem in Fig. 4 dargestellten Gerät durchgeführt wurde,

K_{TW c} stellt die Belastungsintensität unter den gleichen Bedinm₂b

gungen für H-S dar.

K₁ , die Ebenenbelastungsbruchfestigkeit, mißt den Widerstand des Materials gegenüber einem Bruch in einer neutralen Umgebung in Anwesenheit eines scharfen Risses unter schwerem Zugzwang, so daß der Zustand der Belastung nahe der Bruchfront eine ebene dreifach Zugbelastung annähert und der plastische Bereich der Bruchspitze klein ist verglichen mit der Rißgröße und den Probenabmessungen in Richtung des Zwanges. Die Berechnung von K^ basiert auf Verfahren, die vom American Society for Testing and

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Materials Standard E399-72 festgelegt wurden.

Es gibt viele Cr-Mn-Ni-C-N-X-Stähle gemäß dem Stand der Technik, wobei das X für ein oder mehrere zusätzliche Legierungselemente wie Mo, W, V, Cb usw. steht. Obwohl einige dieser Legierungen die gleichen Elemente enthalten können, wie sie bei der vorliegenden Legierung gemäß der Erfindung vorhanden sind, unterscheiden sie sich doch bezüglich von Menge und Proportion der Legierungselemente in einer oder mehreren Weisen von erfindungsgemäßen Legierungen. Die folgende Tabelle I zeigt die Zusammensetzung einer Anzahl dieser bekannten Legierungen, einschließlich zahlreichen Legierungen, die benutzt und vorgeschlagen worden sind zur Anwendung für Rückhalteringe und Prallplattenringe großer Hochleistungsgeneratoren. Bei weitem die meisten Legierungen von Tabelle I werden jedoch nicht für Halteringe und für Prallplattenringe großer Leistungsgeneratoren benutzt oder vorgesehen, sondern statt dessen für völlig andere Zwecke, wie beispielsweise als Schweißmaterial im abgelagerten Zustand oder für Hochtemperaturlegierungen in einem lösungsbehandelten Zustand. Derartige Legierungen werden normalerweise nicht kaltbearbeitet. Die Zahl in der dritten Spalte von links in dieser Tabelle bezieht sich auf die beigefügte Liste von Druckschriften.

Da gefunden wurde, daß Cr das wichtigste Element für die Steuerung der Belastungs-Korrosions-Bruchfestigkeit eines Materials ist, das schnell abgekühlt wird (obwohl dieses Element nicht das einzige ist), sind einige bekannte Legierungen bezüglich ansteigen-

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dem Cr-Gehalt in Tabelle I geordnet, um die Diskussion zu erleichtern.

Die besonders günstigen bekannten Legierungen zur Anwendung für Halteringe und Prallplattenringe sind Stahllegierungen, einschließlich Legierungen mit den folgenden Bestandteilen, in Gewichtsprozent: Mangan 18 %, Chrom 5 % und Kohlenstoff 0,5 %, und, wie in Tabelle I gezeigt, kleine Mengen anderer Elemente zusätzlich zu dem Eisen, das den Rest ausmacht. Wie sich aus Tabelle I ergibt, gibt es viele Legierungen für andere Zwecke, die mehr als 10 Gew% Chrom und auch Mangan in wesentlichen oder erheblichen Mengen aufweisen.

Die aus 18 Gew% Mangan, 5 Gew% Chrom und 0,5 Gew% Kohlenstoff bestehende Legierung wurde kaltbearbeitet, um die Zugefestigkeit immer weiter zu erhöhen und den Anforderungen zu genügen, die immer weiter steigende Rotorgrößen stellten. Wenn Umgebungsfaktoren berücksichtigt werden, wurde die Festigkeitsgrenze für diese Legierungen im wesentlichen erreicht. Weitere Erhöhungen der Rotordurchmesser erfordern die Verwendung von Rückhalteringmaterialien mit höherer Festigkeit, als sie durch die Legierungen des Standes der Technik geliefert wird, und mit verbessertem Widerstand gegenüber der Verschlechterung in Betriebsumgebung bei diesen hohen Belastungspegeln,

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Tabelle I - bekannte Mn-Cr-Ni-Legierungen - Rest im wesentl. Eisen

McCoy McCoy McCoy Abex

Baumel

Bungardt

Manganello

Suzuki

Kroneis

Speidei

Standard Steel <χ> Japan Steel _ McCoy *—■' General El ec. CO Westinghouse

_i Leitner

^ C1hal

· Clarke

O Dyrkacz

«> Seier l*> Prause

—*· Japan Steel Japan Steel Schempp Fleischmann Norwood Bohl er C1hal DeLong DeLong DeLong

Designat1on

E9 ES E3

MV3 E7

17483

21

21

36S

17482

Ref.» No.

8 8 8 9

64 10 11 12 13 5

14 15 8 16 17

18 19 20 21 62 62 63

15 15 22 23 24 25 19 26 27 28

Cr.

O O O O

.26

3.9

4-5

4.7

5 5 5

3.5-6 4-6

5-25

8.2

9-14

9-15

8.0

0-20

8.0

10 10

10-30 10-20 10-30 10-23 10.8 11-20 11-21 Π-21

Mn.

16 20 25 14

20.8 9.2

17.5-19.5 18 18 IB

3-18 19.4 4-20 8-15

8.7

23.9

18

18 .5-15

5-10

.5-7

4.7-9

18.1

10.5-19

9-19

9-19

N1

.1 8.4

1.9 .1

S1

Mo

Cb

Cu

Other

IS 18 15

16.5-20.5 16-20 <2

3-27 4-10

4.1 0-12

3-25 10-20

4-30 5.5-10.2

0-4 0-4 0-4

.13 .1-.4 .6-1 .38 .25-1 .02

.002

.06-.12 .01-.I .12

Opt.

.04 •ί.3

.16

.4 .1-.2 0-.2

.02 0-.3 0-.3 0-.3

.37 .25-1.25

<3

.4

.8-1.5 .5

3
■C.5

.3-6

.56

0-3.5

1.5-4

1-4

<3 4-8

0-5 0-5 0-5

.3-6 0-3.5

<3

0-5 0-5 0-5

.55 0-2 0-2 0-2

.2-,5

Opt.

.8 2.04

.5-1.8 .8

.25-1 ■C.2

.49 0-.75

.43 .3-3

1.7 1.5

.05-.25 1OxC

2.03 Co

.15-.35

E V,T1,Ta,Zr,Co,S1<3; Mo+W · .3-6 C+N > .3

0-2 0-2 0-2

1.2-4 Al.

Mn to form

.15-1 0-3 Mo+W; NI + Mn - 12-3Oj C+P >

Mn + 2 NI - 13-22 Mn + 2 NI - 13-22 0-5 Mo+W; 0-2 V+Cb

Fortsetzung nächste Seite

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Die Notwendigkeit von verbesserten Legierungen wurde durch Feldexperimente sowie durch andere Untersuchungen gezeigt. Beispielsweise hat M. O. Speidel kürzlich den mechanischen Bruch angewendet, um die Eigenschaften eines explosionsgeformten 18 Mn-5 Cr-O,5 C-Rückhalteringes zu untersuchen. Bei einer Zugfestig-

keit von 12230 kg/cm und mit der ausgezeichneten Bruchzähigkeit in Luft von 9350 kg/cm² (133 ksi VTn.) betrug die Schwel1-

wertbelastungsxntensitat, K_r„_cc für die Fortpflanzung eines

Risses in verschiedenen wäßrigen Lösungen nur 450 kg/cm

(6,4 ksi V in.). Dies entspricht einer kritischen Fehlergröße unterhalb der Grenze der Erkennung bei Anwendung der besten Ultraschalluntersuchungsverfahren.

Ein anderer Nachteil der gegenwärtig verwendeten 18 Mn-5 Cr-0,5 C-Legierung liegt darin, daß diese Legierung leicht sensibilisiert.wird und dies nachteilige Wirkungen auf den Widerstand gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruch besitzt. Beispielsweise hat Kohl (Dokument Nr. 6) gezeigt, daß die Sensibilisierung durch unabsichtliche oder gewollte Alterung im Temperaturbereich der schnellen Karbidniederschlagung zu einer Erhöhung der Empfindlichkeit gegenüber Belastungs-Korrosionsbrüchen führen kann. Da die Halteringe massive Schmiedestücke mit großem Querschnitt und niedriger thermischer Leitfähigkeit sind, ist es möglich, wenn nicht besondere Aufmerksamkeit einer bestmöglichen Abschreckung dadurch gewidmet wird, daß ein großes Volumen Abschreckungsflüssigkeit mit heftiger Sprühung oder Rührung angewendet wird, daß insbesondere im Mittwandbereich des Ringes

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während der Abkühlung der Lösungstemperaturen durch den kritischen Temperaturbereich von etwa 760 bis 538 C Karbidniederschlag auftreten könnte.

Unter den günstigsten Abschreckbedingungen beträgt die Kühlrate an der Mittwandstelle eines Ringes mit einer Dicke von 14,5 cm, der aus einer Legierung gemäß dem Stand der Technik besteht, 1,4° C/s. Die Kühlrate am Zentrum des Rückhalteringes ist wichtig, genauso wie die an der Oberfläche, weil nach der Streckung als einfacher Hohlzylinder eine Bearbeitung des Endes zur Formung das Innere des Ringes an die Umgebung freilegt. Es gibt einen kleinen Vorteil beim Kühlen infolge der Wärmeextraktion vom Ende während des Abschreckens, jedoch ist der Effekt nicht groß in einer Entfernung von 8,9 cm vom Ende. Außerdem wird das Material häufig vom Ende des Ringes abgenommen, um mechanische Teste durchzuführen, wodurch der effektive Abschreckabstand erhöht wird.

Aufgabe der Erfindung ist es daher insbesondere, diese Schwierigkeiten und Nachteile des Standes der Technik zu vermeiden und eine Legierung zu schaffen, die allgemein anwendbar ist, jedoch besonders geeignet ist, um Rückhalteringe und Prallplattenringe für große Generatoren von immer größerer Nennleistung herzustellen. Eine weitere Aufgabe der Erfindung liegt auch noch darin, einen Generator zu schaffen, dessen Rückhalteringe und Prallplattenringe aus diesen Legierungen hergestellt sind. Ein weiteres Ziel der Erfindung liegt in der Schaffung eines

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Verfahrens zur Erhöhung der Festigkeit dieser Legierungen.

Die vorliegende Erfindung soll also eine kaltbearbeitete, austenitische, nichtmagnetische Legierung schaffen, die gealtert werden kann, um die Härte und die Zugfestigkeit zu erhöhen und doch gute Widerstandsfähigkeit gegenüber Belastungs-Korrosions-Brüchen und gegenüber Wasserstoffversprödung zu behalten.

Günstig wäre es auch, wenn die austenitische Legierungszusammensetzung in Lösungen behandelt und in großen Abschnitten mit Dicken bis zu etwa 10 bis 15 cm abgeschreckt und dann kaltbearbeitet werden können, bis eine hohe Zugfestigkeit erreicht wird, wobei trotzdem die nichtmagnetischen Eigenschaften sowie die Widerstandsfähigkeit gegenüber Belastungs-Korrosions-Brüchen und Wasserstoffversprödung erhalten bleiben, selbst wenn das Innere eines großvolumigen Abschnittes, das durch Bearbeitung freigelegt wird, der feindlichen Umgebung während der Herstellung, der Lagerung oder dem Betrieb nachfolgend ausgesetzt wird.

Insbesondere soll die erfindungsgemäße Legierung also weniger empfindlich gegenüber Belastungs-Korrosions-Brüchen und Wasserstof fversprödung sein, als es bei den bekannten Legierungen der Tabelle I der Fall ist.

Besonders günstig ist es dabei, daß bei Kohlenstoffstählen mit Mangan und Chrom sich eine Zugfestigkeit von etwa 12000 bis 14800 kg/cm ergibt, insbesondere zur Anwendung bei großen elek-

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trischen Generatorteilen, wobei die Legierungen gegenüber Belastungs-Korrosions-Brüchen und Wasserstoffversprödung resistent sind.

Die erfindungsgemäße Aufgabe wird gemäß den Merkmalen des Hauptanspruchs gelöst, also durch eine Stahllegierung, die im wesentlichen die folgenden Bestandteile in Gewichtsprozent enthält:

Mangan 17 bis 23

Chrom > 6 und < 10

Kohlenstoff plus

Stickstoff 0,35 bis 0,8

Nickel bis zu 2,75

Silizium bis zu 1,5

Molybdän bis zu 3,5

Vanadium bis zu 1,7

Columbium bis zu 0,45

Rest Eisen,

wobei die Summe von Mangan und Chrom 24 überschreitet, aber geringer als 31,5 ist.

Es wurde ermittelt, daß bei Anwendung der vorliegenden Erfindung der Chromgehalt der Legierung besonders wichtig bei der Steuerung der Belastungs-Korrosions-Bruchfestigkeit ist. Bei einem Chromgehalt von wenig mehr als 6 Gew% (z, B. bei 6,25 oder 6,5 Gew%) gibt es einen dramatischen und unerwarteten Anstieg in der Widerstandsfähigkeit gegenüber dem Belastungs-Korrosions-Bruch bei kaltbearbeiteten, austenitischen Mangan-Chrom-Kohlenstoff-Stahllegierungen. Dieser Anstieg unterscheidet die erfindungs-

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gemäßen Legierungen von den Legierungen des Standes der Technik, die höchstens 6 % Chrom enthalten.

Tabelle I zeigt eine zweite Gruppe von sieben Legierungen, die den erfindungsgemäßen Chrombereich von > 6 bis <1O Gew% teilweise überlappen, sich aber in anderen wesentlichen Aspekten unterscheiden. Beispielsweise ist Leitner's Legierung (18) begrenzt auf schmelzgeschweißte Gegenstände, die zum Teil 3 bis 27 % Nickel und weniger als 0,3 % Kohlenstoff enthalten. Der hohe Nickelgehalt und der niedrige Kohlenstoffgehalt würde eine unannehmbar niedrige Kaltbearbextungshärtungsrate erzeugen, so daß hochfeste Rückhalteringe oder ähnliche Gegenstände nicht hergestellt werden könnten. Cihal und Poboril (Nr. 19) beschreiben eine Legierung, die für Hochtemperaturanwendung gedacht ist, bei der der Gehalt von 0,13 % C und 0,04 % N wiederum viel zu niedrig wäre, und zwar aus den bereits oben angegebenen Gründen. Clarke's Legierung (Nr. 20, Tabelle I) enthält 0,15 bis 0,35 % P als Legierungszuschlag, während bei der erfindungsgemäßen Legierung P eine Unreinheit darstellt, die auf weniger als 0,08 % begrenzt ist. Auch die Anwesenheit von 4 bis 10 % Nickel in der Clarke-Legierung würde die Bearbeitungshärtungsrate auf zu niedrige Werte vermindern. Dyrakacz's Legierung (Nr. 21) enthält nur 8 bis 15 % Mangan. Es wurde gefunden, daß ein niedriger Mangangehalt den Widerstand gegenüber Belastungs-Korrosion bei schlackenabgeschreckten und dann kaltbearbeiteten Legierungen verringert, so daß ein Minimalgehalt von 17 % Mn erforderlich ist. Die Werte der Heger-Legierung (Nr. 62) für Cr und Ni sind

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extrem breit und der Mn-Gehalt wird nur dadurch festgelegt, daß eine austenitische Struktur erhalten wird» Der Mn-Gehalt in Prause's Legierung (Nr. 63) überschreitet die Grenze von 23 % und der Gehalt von (C+N) ist zu niedrig, um eine ausreichende Bearbeitungshärtung zu liefern.

Es wurde gefunden, daß, obwohl die Belastungs-Korrosions-Festigkeit von kleinen wasserabgeschreckten und kaltbearbeiteten Proben bei Gehalten von 10 bis 15 Gew% Chrom bei einer Legierung, die beispielsweise 18 % Mn, 0,4 % Si und 0,5 % C enthält, gut ist, jedoch treten bei diesen Legierungen Schwierigkeiten bei niedrigeren Abkühlraten auf, wie sie bei Abschreckung von großen Schmiedestücken auftreten können. Der Gehalt an Mn muß über einen Wert von 18 % angehoben und der Gehalt an Cr auf einen Wert unter 10 % abgesenkt werden. Ein anderer Nachteil des Cr-Gehalts von 10 % und darüber ist der, daß die Zugduktilität und die Schlagfestigkeit von kaltbearbeiteten Legierungen verschlechtert werden. Die Kosten für die Legierung werden auch erhöht und die Entmischung könnte auch ein Problem werden. Der Cr-Gehalt von Legierungen gemäß der Erfindung wird auf mehr als 6 % und weniger als 10 % eingeschränkt.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert, die in den Zeichnungen dargestellt sind.

Es zeigt;

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Fig. 1 eine teilweise in Längsrichtung geschnittene Teilansicht eines Rotors eines großen Hochleistungsgenerators, dessen Teile aus einer erfindungsgemäßen Legierung zusammengesetzt sind;

Fig. 2 eine perspektivische Ansicht einer U-förmig gebogenen Probe, die zur Ermittlung der erfindungsgemäßen Legierung angewendet wurde;

Fig. 3 eine im wesentlichen diagrammartige Seitenansicht einer WOL-Testprobe, die zur Ermittlung der erfindungsgemäßen Legierung benutzt wurde;

Fig. 4 eine teilweise längsgeschnittene perspektivische Ansicht zur Darstellung eines Gerätes zur Durchführung der Belastungs-Korrosions-Widerstandsteste, wobei die Probe mit einer niedrigen Rate belastet wurde, um zu den erfindungsgemäßen Legierungen zu gelangen;

Fig. 5 eine grafische Darstellung zur Erläuterung des Effektes der Kühlrate nach der Lösungsmittelbehandlung der Legierung auf die Belastungs-Korrosions-Bruchbildung;

Fig. 6 und 7

grafische Darstellungen zur Erläuterung der Effekte von unterschiedlichen Gehalten an Chrom auf die Belastungs-Korrosions-Bruchbildung sowie Härte und Struk-

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tür einer 18 Mn-O,5 C-O,4 Si-Stahllegierung;

Fig. 8 und 9

ähnliche Darstellungen für 19 Mn-O,5 C-O,4 Si-Stahllegierungen;

Fig. 10 und 11

ähnliche Darstellungen für 20 Mn-O,5 C-O,4 Si-Stahllegierungen;

Fig. 12 und 13

grafische Darstellungen zur Erläuterung des Effektes von unterschiedlichen Mangangehalten auf die Belastungs· Korrosions-Bruchfestigkeit sowie die Härte und Struktur von 5 Cr-O,5 C-O,4 Si-Stahllegierungen;

Fig. 14 und 15

grafische Darstellungen zur Wiedergabe der Effekte
von unterschiedlichen Verhältnissen von Cr zu Mn bei einem Gehalt (Mn+Cr) von 25 Gew% auf die Belastungs-Korrosions-Bruchbildung und Härte und Struktur von
Mn-Cr-O,5 C-O,4 Si-Stahllegierung;

Fig. 16 und 17

ähnliche Darstellungen, bei denen (Mn+Cr) 30 Gew%
beträgt;

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Fig. 18 und 19

grafische Darstellungen zur Wiedergabe des Einflusses von unterschiedlichen Nickelgehalten auf die BeIastungs-Korrosions-Bruchbildung und Härte von 18 Mn-8 Cr-O,5 C-O,4 Si-Stahllegierungen;

Fig. 20 eine grafische Darstellung zur Wiedergabe des Einflusses von unterschiedlichen Gehalten an Molybdän auf die Belastungs-Korrosions-Bruchbildung von 19 Mn-7 Cr-0,5 C-O,4 Si-Stahllegierungen;

Fig. 21 eine grafische Darstellung zur Erläuterung des Einflusses von unterschiedlichen Molybdängehalten auf die Belastungs-Korrosions-Bruchfestigkeit bei 18 Mn-8 Cr-O,5 C-O,4 Si-O,8 V-Stahllegierungen;

Fig. 22 eine grafische Darstellung des Einflusses von unterschiedlichen Vanadiumgehalten auf die Belastungs-Korrosions-Bruchfestigkeit von 19 Mn-6 Cr-O,5 C-O,4 Si-1,5 Mo-Stahllegierungen;

Fig. 23 eine grafische Darstellung zur Erläuterung des Effektes von unterschiedlichen Columbiumgehalten auf die Belastungs-Korrosions-Bruchbildung bei 19 Mn-7 Cr-O,55 C-0,4 Si-O,1 N-Stahllegierungen; und

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Fig. 24 eine grafische Darstellung des Einflusses unterschiedlicher Verhältnisse C/N auf die Belastungs-Korrosions-Bruchbildung von erfindungsgemäßen Legierungen.

Das in Fig. 1 dargestellte Gerät ist das Ende 31 eines Rotors 33 eines großen Generators. Der Rotor 33 ist ein einzelnes großes Schmiedestück und umfaßt Leiter 35, die die Endwindungen von den Feldwicklungen darstellen und die aus den Schlitzen {nicht dargestellt) austreten/ um Umfangsbogenteiien der Wicklungen zu folgen. Die Leiter 35 sind voneinander sowie von einem Kontakt mit dem Rückhaltering durch isolierende Abstandshalter 37 und 38 getrennt. Die Leiter 35 werden gegenüber den auf sie einwirkenden Zentrifugalkräften durch einen Rückhaltering 39 gehalten, der auf eine Passung 41 des Körpers des Rotors 33 aufgeschrumpft ist. Der Ring 39 muß eine hohe Zugfestigkeit aufweisen und ist zu diesem Zweck kaltbearbeitet. Der Ring 39 muß auch nichtmagnetisch sein und eine hohe Widerstandkraft gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruchbildung sowie gegen Wasserstoffversprödung aufweisen. Gemäß einer Ausfuhrungsform der vorliegenden Erfindung besteht dieser Ring 39 aus einer den erfindungsgemäßen Legierungen.

Die erfindungsgemäßen Legierungen wurden dadurch aufgefunden, daß U-gebogene Proben 43 dieser Legierungen, wie sie in Fig. 2 dargestellt sind, getestet wurden,

ü-förmige Proben 43 der unterschiedlichen Legierungen zur Auf-

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findung der Effekte der Zusammensetzung auf die Belastungs-Korrosions-Bruchbildung wurden typischerweise auf die folgende Art hergestellt: 50 g gepreßte Ausgangsmaterialien einer jeden aufgefundenen Legierung wurden unter Argongas in einem gekapselten Ofen in einer wassergekühlten Kupferform geschmolzen und dann in Argon levitationsgeschmolzen und in Kupferformen zu Barren gegossen, die eine typische Größe von 0,63 χ 2,54 χ 3,17 cm aufwiesen. Diese Miniaturbarren wurden homogenisiert, heiß gewalzt und dann 1 Stunde lang bei 1038° C in einer Lösung behandelt.

Die Streifen wurden nach der Behandlung in der Lösung entweder mit Wasser abgeschreckt oder durch den Karbidniederschlagsbereich von 816 bis 538° C mit einer Rate von 0,2° C/s abgekühlt. Die niedrige Abkühlrate wurde bei der Bestimmung des Einflusses der Sensibilisierung auf die Belastungs-Korrosions-Bruchbildung der verschiedenen Legierungen berücksichtigt, auch um eine Anzeige dafür zu geben, was die Folge wäre, wenn ein Rückhaltering schlecht abgeschreckt wird.

Schließlich wurden die Streifen kaltgewalzt, um 30 %ige Flächenverringerung und einen kaltbearbeiteten Streifen von hoher Härte zu erhalten. Nach Schleifen wurden die erhaltenen Streifen von 0,18 χ 1,3 χ 9,5 cm um einen Dorn mit einem Durchmesser von 2,5 cm in einer Spannvorrichtung zur Bildung einer U-Biegung herumgebogen. Die sich ergebende U-Biegung war eine starke Feder, deren Enden 45 gegen ein Zurückfedern durch einen Schraubbolzen

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2 8 f J 3 5 5

festgehalten wurden. Der Bolzen war elektrisch von der Probe isoliert, um galvanische Korrosionseffekte zu verhindern.

Unter ausreichender Belastung und nach Vergehen einer ausreichenden Zeit kam es vor, daß die U-Biegung 45 einen Riß 49 entwickelte, der sich über den Apex des ü erstreckte und bis zu einer Tiefe von etwa 90 % der Dicke eindrang. In einigen Fällen wuchs der Bruch 49 langsam so tief, daß die U-Biegung 43 unter der Federspannung seiner Arme aufsprang. In anderen Fällen kam es vor, daß nach Bildung eines kleinen Bruches dieser katastrophenartig bis zum Versagen anwuchs. Es ist diese letzte Art des Verhaltens, die bei Teilen im Betrieb vermieden werden muß.

Das Brechen von U-Bögen von empfindlichen Legierungen tritt bei Raumtemperatur selbst in destilliertem Wasser auf, obwohl die Rate in Lösungen beschleunigt wird, die beispielsweise Fluorid-, Chlorid-, Jodid-, Bromid-, Nitrat- oder Bikarbonat-Zusätze enthalten. Die Proben wurden in destilliertem Wasser mit einem Gehalt von 0,17 % KHCO₃ für eine anfängliche Aussortierung getestet. Die Proben, die 500 Stunden lang nicht versagten, wurden in eine Lösung von 3,5 % NaCl eingegeben. Die Versagenszeit, die in den grafischen Darstellungen (Fig. 5 bis 22) und in den Tabellen II, V und VI angegeben werden, ist die Gesamtzeit unter dem Test, die erforderlich ist, um ein Brechen einzuleiten und über die volle Breite bis zu 90 % der Dicke der gebogenen Probe voranzubringen. Die Belastungen und die Elektrolyten, die für den Belastungs-Korrosions-Test benutzt wurden, sind

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2 B O 3 5 5 4

härter, als sie bei einem Rückhaltering unter normalen Betriebsbedingungen auftreten würden. Die Versagenszeiten entsprechen daher nicht den Betriebslebensdauerzeiten, sondern wurden lediglich benutzt, um die relativen Qualitäten der unterschiedlichen Legierungen beurteilen zu können.

Fig. 3 zeigt die Vorbelastung der WQL-Probe 61 (Keilöffnungsbelastungsprobe) für die Teste zur Ermittlung der Empfindlichkeit gegenüber Belastungs-Korrosion. Die Probe 61 besitzt ein Loch 62. Der Block 64 in Form eines Segmentes eines Zylinders wird an der unteren Grenze des Loches angebracht. Der Block endet in einer flachen Oberfläche 66, Der Schlitz 63 ist vorgebrochen am inneren Ende durch eine Ermüdungsbelastung mit einem niedrigen Belastungsintensitätsbereich (ΔΚ). Ein scharfer Riß wird auf diese Weise erzeugt. Die Probe 61 wird durch einen Schraubbolzen 67 mit einem flachen Ende vorbelastet, und zwar auf eine bestimmte Belastungsintensität (K.), Der Schraubbolzen schraubt sich in die obere Klaue 68 der Probe 61 ein, wobei das flache Ende des Schraubbolzens 67 an der Oberfläche 66 anliegt. Die Klauen 68 und 69 der Probe 61 werden somit bis zum gewünschten Ausmaß auseinandergezogen. Ein Clip-Meßgerät 71 mißt die Verschiebung, die ein Maß von K. ist.

Das in Fig. 4 dargestellte Gerät dient zur Durchführung der Teste bezüglich der langsamen Belastungsrate K__scc# Dieses Gerät besitzt eine Kammer 81, die durch O-Ringe 83 an den Verbindungspunkten ihrer Wände 82 und an der Oberseite 97 und der Basis

809831/0831 OR₁G₁NALINSPECTEd

vakuumabgedichtet ist. Die Kammer 81 besitzt einen Einlaß 84 für Gas, um die Korrosion (oder die Versprödung) zu erzeugen und ist mit einen Druckmeßgerät 85 versehen, um. den Druck des Gases zu messen. Eine vorgebrochene Probe 90, die im wesentlichen ähnlich zur Probe 61 der Fig. 3 ist, ist in der Kammer mittels eines Bügels 87 auf einer Stange 88 montiert, die durch die Basis 91 über eine O-Ringdichtung 89 hindurchgeführt ist. Eine mit Gewinde versehene Stange 93, die die Kammer durch eine O-Ringdichtung 95 in der Oberseite 97 betritt, ist in die Oberseite der Probe 90 eingeschraubt. Um die Verschiebung zu messen, ist ein Clip-Meßgerät 99 vorgesehen. Das Meßgerät 99 ist an einen Ausgangsanschluß 101 angeschlossen. Die Probe 90 wird durch Anlegen einer Zugspannung zwischen den Stangen 88 und belastet.

Um den Einfluß der Kühlrate von der Lösungstemperatur herab auf die Belastungs-Korrosions-Bruchfestigkeit zu zeigen, wurden Streifen, die aus zwei im Handel erhältlichen Chargen von bekanntem 18 Mn-5 Cr-O,5 C-Stahl zur Anwendung für Prallblechringe hergestellt waren, 1 Stunde lang bei einer Temperatur von 1038 C in einem Lösungsmittel behandelt und mit sechs unterschiedlichen Raten abgekühlt. Nach der Kaltwalzung mit einer 29 %igen Flächenverringerung wurden Belastungs-Korrosions-Teste an U-Biegungsproben mit einer Dicke von 0,31 cm, wie in Fig. 2 dargestellt, in einer 0,17 %igen KHCO,-Lösung in destilliertem Wasser, eine andere Gruppe in einer 3,5 %igen NaCl-Lösung behandelt, und zwar 7 Tage lang. Fig. 5 ist eine Darstellung

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der Bruchtiefe für zwei Legierungen in beiden Lösungen als Funktion der Abkühlungsrate von 760 auf 538° C, jeweils in F/s (1° F/s = 5/9° C/s). Fig. 5 zeigt, daß bei NaCl der Bruch unverändert blieb, bis die langsamste Rate erreicht war. Bei KHCO₃ verhielt sich das Material A in der gleichen Weise, jedoch zeigte sich beim Material B ein fortlaufender Anstieg des Bruches bei einer Abnahme der Abkühlrate. Es ist daher deutlich, daß mit den Abkühlraten, die im Zentrum der Rückhalteringe erreichbar sind, einige Chargen des 18 Mn-5 Cr-O,5 C-Stahls einer ausreichenden Niederschlagsbildung unterliegen, um gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruchbildung hochempfindlich zu sein. Es ist daher das wichtige Ziel dieser Erfindung gewesen, Legierungen zu schaffen, die einen verbesserten Widerstand gegenüber der Belastungs-Korrosions-Bruchbildung zeigen, selbst dann, wenn große Abschnitte des Materials eine ungenügende Abschreckung erfahren.

In der folgenden Tabelle II sind die Ergebnisse der Teste mit U-Bogenproben (43) dargestellt, die aus bekannten Zusammensetzungen sowie aus repräsentativen erfindungsgemäßen Zusammensetzungen bestehen.

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Tabelle II - Versagenszeit von U-Biegungen aus kaltverformten austenxtischen Mn-Cr-Stählen in einem Belastungs-Korrosions-Test ■*" ■**" *f **·

	18	Cr	Nl	Mo	.5	1.0	V	Cb	Si	Λ	.4	C	N	.5	.7	Water	Hours	0.3°F/sec	Hours
	18	5			.5				.1	.1	.4	.5			.7	Quenched	7.2	Furnace Cool	3-3
Alloy	18	5		1.5					.1		.4	.5			.1		100		90
Nb.	18	5		3	2		.8		.1		.1	.5		.55	.1	DFH	IC	DFH	40
51		5			.5			.U	. .4		.4	.55	.1	■ 55	.1	413	3.5	415	1.5
102	18.5				.5				Simple Alloys of		.4		Invention	.55		449		422
17	20	6.5			1						.4		.5-	.5		398	694	432	29
219	19.5	9									.4		• 5	• 5		441	1750	449
	17	7.5			.5	.6			.4	.5	• 5			1175		4
257	22	8			.5	1.5				.5	.5		415	565	411	1.7
135	20	8			.5	3				• 5	.5		406	2740+	415	16
131	18	7			.5	3				-5	.5		422	764	415	65
152	23	8			.5	3			.5	.5		406	482	425	5.5
121	19	7			.5	1.5			.5	.5		406	4415+	418	50
216		7			.5	1.5			.5	.5		436	1300	418	10
62	19			Preferred Alloys	.5	1.5				.5		441	> V, Cb	415
468	18			7	.5	ι.ς				.5	.2	406	'885	425	635
131	20			8		.6				.4		111	4200+	418	4080+
	22	7	.ς					.5	.7	Ni, Mb	4200+	and N	4080+
217	20	8	.5	1.5					.7	432	4200+	391	765
238	19	7	2						.4	410	1534	377	96Ο
236	18	7	.8			.2		400	1275	393	645
226	20	8				.5		413	4130+	427	672
221	20	7				.7	400	1100	434	630
131	19	7		of Invention	with Additions of		454	1246	4^9	408
165	is	7			.4	393	1050	373	1030
217	19	7			.4	439	4200+	406	698
251	18	7		.4	377	4200+	400	650
321	18	8		.4	429	1460	429	620
252	18	8		.4	420	4130+	423	672
253	22	8		.4	393	4130+	uiii	763
65	19	8		.4	446	4200+	i,Qlt	635
177	19	7		.4	413	4200+		635
178	19	7		.4	434	1870	434	1006
280	18	7	.8	.4	373	790	429	590
297	17	8	.8	.4	429	5590+	444	5590+
298	19	9	.8	.4	387	810	391	5590+
317	18	7	.8	.4	457	3673	465	5590+
39I	18	8	.8	.4	409	4415+	422	561
388		8	1.5	.4	396	4200+	393	72
393			.8	.if	■^93
1171			1.5	.4	422
211			.4	370	402
	.8	.4
	.8	.4
		.4
		.4
.8	.4
	.4

"* Up to 550 hours in 0.17? KfICO, in distilled water and then transferred to a

solution of 3.5? MaCl. ** Balance essentially iron. *** Nominal content in weight percent - requested analyses.

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In dieser Tabelle stellt die erste Spalte die Legierungsnummer dar, die nächsten neun Spalten die Nennzusairanensetzung einer jeden Legierung, die elfte und zwölfte Spalte geben die Diamantpyramidenhärte (DPH) und die Versagenszeiten in Stunden für wasserabgesehreckte Proben, während die dreizehnte und vierzehnte Spalte DPH bzw. Versagenszeiten für die langsam abgekühlten Proben (0,16 C/s) wiedergeben.

Basierend auf Tabelle II können die Effekte der Zusammensetzung auf die Belastungs-Korrosions-Bruchfestigkeit von U-Biegungen aus kaltbearbeiteten Mn-Cr-Legierungen, die in Kaliumbikarbonat und Natriumchlorid behandelt wurden, wie folgt zusammengefaßt werden. Die herkömmliche Halteringlegierung, 18 Mn-5 Cr-O,5 C, besitzt kurze Versagungszeiten sowohl beim wasserabgeschreckten wie auch beim langsam abgekühlten Zustand. Zusätze von Mo oder Mo + V sind hilfreich, reichen aber nicht aus, um einen Betrieb in feindlichen Umgebungen zu ermöglichen. Cb besitzt keine Wirkung.

Die zweite Gruppe von neun Legierungen in Tabelle II repräsentiert einfache Legierungen, die in den Bereich der vorliegenden Erfindung fallen. Innerhalb des Breitenbereiches 17 bis 23 % Mn und >6 bis <10 % Cr besitzt schnell abgekühltes Material bemerkenswert verbesserte Widerstandsfähigkeit gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruchbildung. Bauteile mit kleinerem oder mittlerem Querschnitt aus diesen Zusammensetzungen zeigen, wenn sie drastisch abgeschreckt werden, ausgezeichnete Widerstandskraft

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gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung. Aus Mangel an Betriebskontrolle oder geeigneter Ausrüstung kann es vorkommen, daß größere Abschnitte und Bauteile unzureichend abgeschreckt werden und dadurch gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruchbildung empfindlich sind. Bei kritischen Anwendungen, wie beispielsweise für Halteringe oder Prallplattenringe für große elektrische Generatoren ist es vorzuziehen, ein Element oder auch mehrere Elemente aus der Gruppe hinzuzufügen, die Ni, Mo, V, Cb und N umfassen. Die letzte Gruppe von 24 Legierungen in Tabelle II repräsentiert einige typische Zusammensetzungen, die unter die Erfindung fallen. Es sollte bemerkt werden, daß diese Legierungen sich dadurch hervorheben, daß sie gute Belastungs-Korrosions-Widerstandsfähigkeiz sowohl im abgeschreckten als auch im langsam abgekühlten Zustand zeigen, sowie auch eine angemessene Rate der Arbeitshärtung während der Kaltdeformierung.

Die in Tabelle II aufgelisteten Daten stellen nur einige der über 1000 Testversuche an etwa 500 Legierungszusammensetzungen dar, die für die vorliegende Erfindung durchgeführt worden sind. Die übrigen Daten dieser 1000 Versuche sind in den Fig, 6 bis 24 aufgetragen. Die Fig, 6 bis 24 sind tatsächliche Meßpunkte, die aus den Versuchen abgeleitet wurden, und auf denen die dargesteilen Grafiken beruhen. Die Beschriftungen unterhalb der grafischen Darstellungen zeigen die Bestandteile der Legierungen in Gewichtsprozent, ausgenommen des Restes von Eisen, sowie den Bestandteil, dessen Anteil in Gewichtsprozent verändert wird. Die grafischen Darstellungen repräsentieren daher die

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Zusammensetzungen der Legierungen entsprechend einem jeden Punkt. Beispielsweise stellt der ausgefüllte Punkt auf der extremen rechten Seite der Fig. 6, der einer Versagungszeit von etwa 500 Stunden entspricht, eine Legierung dar, die die folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist:

Mn 18

C 0,5

Si 0,4

Cr 19

Fe Rest

Die grafischen Darstellungen zusammen mit ihren Bezeichnungen sprechen für sich selbst. Beispielsweise stellt die Fig. 6 grafisch die Zeit bis zum Versagen dar, die als Ordinate mit logarithmischem Maßstab dargestellt ist, und zwar als Funktion des Chromgehaltes in Gewichtsprozent, welcher auf der Abszisse für Legierungen aufgetragen ist, dessen Grundzusammensetzung 18 Gew% Mn, 0,5 Gew% C, 0,4 Gew% Si und Rest Fe ist. Die ausgezogene Kurve gilt für Legierungen, die von der Lösungstemperatur mit Wasser abgeschreckt wurden (schnelle Abschreckung), während die unterbrochene Kurve für Legierungen gilt, die mit einer Rate von 0,16 C/s abgekühlt worden sind» Fig. 7, obere Kurve, stellt die Härte in DPH (Diamantpyramidsnhärte) als Funktion des Chromgehaltes für die gleichen Legierungen dar, während die untere Kurve der Fig. 7 den äquivalenten Ferritgehalt (Deltaferrit oder Martensit) in Gewichtsprozent als Funktion des Chromgehalts wiedergibt.

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Q Π 1 q π:

- 38 -

Basierend auf Fig. 6 bis 24 und Tabelle II können die folgenden Schlüsse gezogen und damit die Lehren der Erfindung gewonnen werden, und zwar bezüglich der Funktionen der Hauptlegierungsbestandteile der erfindungsgemäßen Legierungen:

Chrom

Chrom hat einen bemerkenwerten Einfluß auf die Belastungs-Korrosions-Rißbildung von kaltbearbeiteten, austenitischen 18 % Mn-0,5 % C-Stahllegierung. Wie in Fig. 6 dargestellt ist, ergibt sich kurz über 6 % Chrom, beispielsweise bei 6,25 oder 6,50 % Chrom ein sprunghafter über mehrere Dekaden laufender Anstieg der Zeit bis zum Versagen von wasserabgeschreckten Proben. Der obere Bereich für Chrom für gegenwärtig erhältliche Haltering- ^legierungen beträgt S %. Ein höherer Chromgehalt erhöht auch die Rate der Bearbeitungshärtung. Andererseits wird, wenn der Cr-Gehalt größer als 10 % wird, die Streckduktilität und die Einschlagenergie der Legierung verschlechtert. Abhängig von der Menge der anderen Elemente kann Cr unter 6 % den Wert M^ (die Temperatur, bei der sich Martensit bildet, wenn das Material deformiert wird) über die Raumtemperatur ansteigen, so daß oC '-Martensit beim Kaltarbeiten sich bildet. Wenn andererseits Cr über 12 % liegt, kann dies zur Bildung von Deltaferrit führen. Weder Martensit noch Deltaferrit sind ferromagnetisch und würden die nichtmagnetischen Eigenschaften des Halteringes verschlechtern. Bei langsam abgekühlten Proben ist die Widerstandskraft gegenüber Belastungs-Korrosion schlecht und ein hoher Cr-Gehalt ist in der Tat nachteilig, wenn Mn y18 % (Fig. 14 und 16).

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Bei komplizierteren Legierungen, die nützliche Zusätze von Ni, Mo und V enthalten, wie noch im folgenden beschrieben wird, hat Cr einen wichtigen Einfluß auf die Biegeduktilität. Diese Eigenschaft bezieht sich auf die Fähigkeit der Legierung, einer schweren Kaltexpansion zu widerstehen, wie sie benutzt wird, um die gewünschte Zugfestigkeit bei einem Rückhaltering zu erhalten. Beispielsweise besaßen vier experimentelle Legierungen, die in der bereits beschriebenen Weise hergestellt wurden, die folgenden Nennzusammensetzungen in Gewichtsprozent:

Legierung Nr.	Mn	Cr	Ni	C	Si	MO	V	Fe
451	17	9	0,5	0,5	0,4	1,5	0,8	Rest
452	16	10	0,5	0,5	0,4	1,5	0,8	Il
445	21	9	0,5	0,5	0,4	1,5	0,8	Il
446	20	10	0,5	0,5	0,4	1,5	0,8	Il

Härte und Versagungszeit bei U-Biegungs-Belastungs-Korrosions-Versuchen von kaltbearbeiteten Streifen waren folgende:

wasser- 0,16° C/s abgeschreckt Ofenkühlung' Legierungs-Nr. % Cr DPH Stunden* DPH Stunden*"

451	9	413	4700+	449	597
452	10	459	2540	439	X
445	9	400	4700+	396	640
446	10	418	4225	418	X

X = gebrochen während des Biegens

^Zeitdauer in Stunden bis zum Versagen bei Belastungs-Korrosions-

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28035S4

Bei den wasserabgeschreckten und kaltbearbeiteten Streifen begann die Versagenszeit abzusinken, wenn Cr von 9 auf 10 % erhöht wurde. Jedoch war der wichtigste beobachtete Effekt der, daß die von der Lösungstemperatur langsam abgekühlten Streifen, die danach kalt bearbeitet wurden, während der Bildung der Ü-Biegung brachen. Das Cr in den Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung ist daher in einer Menge vorzusehen, die geringer als 10 % ist.

Der breite Bereich des Cr in den erfindungsgemäßen Legierungen reicht daher von ^6 bis K, 10 %, kann also beispielsweise bei 6,5 bis 9,5 % liegen, vorzugsw5ise aber zwischen 7 und 9 %.

Mangan

Wie sich aus Fig. 12 ergibt, steigt der Widerstand gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung von sowohl wasserabgeschreckten als auch langsam abgekühlten Proben mit dem Mn-Gehalt an, wobei dieser bis zu 26 % betragen kann. Mn trägt zur Stabilität von Austenit in diesen Legierungen bei. Der Steigungsanstieg in der Härtekurve gemäß Fig. 13 bei Gehalten von unter 17 bis 18 % Mn entspricht den Zusammensetzungen, bei denen Martensit während der Kaltbearbeitung gebildet wird, was die Legierungen ferromagnetisch macht. Die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung enthält 17 % Mn oder mehr, Oberhalb von 17 % Mn vermindert sich die Bearbeitungshärtungsrate linear mit dem Anstieg im Mn-Gehalt und der allgemeine Korrosionswiderstand wird negativ beeinflußt, wenn der Mn-Gehalt 23 % überschreitet. Die erfin-

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9 R η 1 ς

dungsgemäßen Legierungen werden daher auf einen Bereich von 17 bis 23 % Mn, vorzugsweise auf einen Bereich von 18 bis 22 % Mn begrenzt. Bei Legierungen mit einem derartigen Zusammensetzungsbereich ergibt sich eine niedrige Stapelfehlerenergie und die extensive Streckung, die während des kalten Bearbeitens auftritt, trägt zu der gewünschten hohen Rate der Arbeitshärtung bei. Es wurde gefunden, daß die besseren Eigenschaften erhalten werden, wenn Mn und Cr nicht gleichzeitig am entsprechenden unteren oder oberen Ende ihrer Bereiche liegen. Es ist erforderlich, daß die Summe von (Mn+Cr) größer als 24, jedoch geringer als 31,5 Gew% ist.

Cr/Mn-Verhältnis

Der Effekt des Cr/Mn-Verhältnisses bei einem konstanten Pegel von (Mn+Cr) = 25 % ist in Fig. 14 wiedergegeben. Bei wasserabgeschreckten Proben korrodieren Legierungen mit hohem Mn- und niedrigem Cr-Gehalt schnell, und obwohl Risse sich früh bilden, wachsen diese sehr langsam. Die Versagenszeit ist ein Minimum bei etwa 5 % Cr. Oberhalb 6 % Cr wird die allgemeine Korrosionsfestigkeit erhöht, während die Belastungs-Korrosions-Widerstandsfähigkeit bis hinauf zu 10 % Cr gut ist. Die langsam abgekühlten Proben zeigen gemäß Fig. 14 einen fortschreitenden Abfall der Versagenszeit, wenn das Verhältnis von Cr zu Mn anwächst. Obwohl die Härte bei höheren Verhältnissen von Cr zu Mn ansteigt, wird dies aufgewogen durch einen Anstieg im Ferromagnetismus, der durch das Erscheinen von Deltaferrit verursacht wird, wie in Fig. 15 dargestellt ist,

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Bei einem höheren Gesamtlegierungsgehalt (Mn+Cr) = 30 ist die Belastungs-Korrosions-Festigkeit über dem gesamten Zusammensetzungsbereich, der in Fig. 16 dargestellt ist, ausgezeichnet. Wiederum haben die Legierungen mit hohem Mn- und niedrigem Cr-Gehalt schlechte allgemeine Korrosionswiderstandsfähigkeit und eine niedrige Rate der Arbeitshärtung (Fig. 17). Die Empfindlichkeit gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung steigt mit Cr (Fig. 16) beim langsam abgekühlten Zustand bis zu einem Gehalt von 14 % Cr an. Legierungen mit höherem Cr-Gehalt und niedrigerem Mn-Gehalt als dieser sind nicht geeignet, und zwar wegen ihrer Sprödigkeit und dem Anstieg im Ferromagnetismus, der sich aus der Anwesenheit von Deltaferrit ergibt (Fig. 17).

Aus allen obigen Überlegungen ergibt sich, daß der Gehalt an Cr >6 aber <1O % für richtig abgeschreckte Materialien betragen sollte, und daß er für schlecht abgeschreckte Materialien im Bereich von 6,5 bis 7,5 % Cr und 18,5 bis 17,5 % Mn liegen sollte, Eine derartige Zusammensetzung ist eine wesentliche Verbesserung gegenüber der herkömmlichen Legierung mit 18 % Mn und 5 % Cr₇ jedoch ist noch eine weitere Verbesserung bezüglich der BeIastungs-Korrosions-Festigkeit der abgeschreckten Legierungen und insbesondere der Legierungen im langsam abgekühlten Sustand wünschenswert. Es wurde entdeckt, daß dies dadurch erreicht werden kann, daß ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe hinzugefügt werden, die Ni, Mo, V, Cb und N umfassen, wie nunmehr erläutert wird.

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Nickel

Nickel ist ein üblicher Bestandteil von Cr-Mn-Stählen des Standes der Technik. Da Cr ein deltaferritbildendes Element und Mn auch ein Ferritbilder bei den Pegeln von Mn, die hier von Interesse sind, ist (siehe Dokument 7), sind hohe Anteile an Austenitformern notwendig, um einen stabilen Austenitbestandteil zu behalten und die Bildung von Deltaferrit bei der Verfestigung oder während der Wärmebehandlung sowie die Bildung vonCC'-Martensit während der Kaltbearbeitung zu vermeiden. Die häufigsten Austenit bildenden Elemente, die benutzt werden, sind C, N und Ni. Die Pegel von C und N werden begrenzt durch Bearbeitungsüberlegungen, und zwar auf ein Maximum von etwa 0,8 % (C+N), vorzugsweise weniger, so daß jedes zusätzlich Austenit bildende Potential, das benötigt wird, üblicherweise von Ni geliefert wird.

Es wurde gefunden, daß Nickel nützlich ist bei der Verbesserung des Widerstandes gegenüber der Belastungs-Korrosions-Rißbildung von kaltbearbeiteten austenitisehen Mn-Cr-C-Si-Stahl. Beispielsweise wird bei einer Legierung mit 18 Mn-8 Cr-O,5 C-O,4 Si sowohl bei wasserabgeschreckten als auch bei langsam abgekühlten Proben ein Maximum in der Zeit bis zum Versagen bezüglich des Belastungs-Korrosions-Testes erreicht, wenn ungefähr 2 % Ni (Fig. 18) benutzt wird. Jedoch hat Nickel einen ungünstigen Einfluß auf die Bearbeitungshärtungsrate, ungefähr proportional zu der Menge die anwesend ist, wahrscheinlich deshalb, weil Ni die Stapelfehlerenergie erhöht, Fig. 19 zeigt, daß für eine konstante

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Höhe der Kaltbearbeitung die Härte sich linear mit ansteigendem Ni vermindert. Es ist daher wichtig, daß Ni unterhalb von etwa 2,75 % gehalten wird, so daß die Legierung bis zu einer nützlichen Zugfestigkeit kaltbearbeitet werden kann, mit einem Minimum an Deformation.

Tatsächlich muß der optimale Nickelgehalt ein Kompromiß zwischen den sich gegenüberstehenden Faktoren der Bearbeitungshärtungsrate und dem Belastungs-Korrosions-Rißbildungswiderstand darstellen. In dem breiten Nickelbereich von 0,2 bis 2,75 % wird das untere Ende des Bereiches (0,2 bis 1 %) für besonders hochfeste Legierungen vorgezogen, während das obere Ende des Bereiches (1 bis 2,75 %) für einen optimalen Widerstand gegen Belastungs-Korrosion vorgezogen wird.

Silizium

Ein Siliziumgehalt im Bereich von 0 bis 1,5 % ergab keinen wesentlichen Einfluß auf die Belastungs-Korrosions-Rißbildung dieser Legierungen. Die meisten Legierungen enthielten 0,4 % Si als ein Entoxidierungsmittel.

Molybdän

Molybdän ist nützlich bei der Reduzierung der Empfindlichkeit gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung bei austenitischen Mn-Cr-C-Si-Stählen. Bei der üblichen 18 Mn-5 Cr-O,5 C-O,4 Si-Legierung wird die Zeit bis zum Versagen von U-Biegungen von sowohl wasserabgeschreckten als auch langsam abgekühlten Proben

809831/0331

erheblich verbessert, jedoch noch nicht ausreichend, um unter den Bedingungen arbeiten zu können, die bei Halteringen auftreten können. Bei den erfindungsgemäßen Legierungen, beispielsweise bei 19 Mn-7 Cr-O,5 C-O,4 Si ist die Zeit bis zum Versagen bei wasserabgeschreckten Proben lang und unabhängig vom Gehalt an Mo, während bei langsam abgekühlten Proben die Versagenszeit ansteigt, wenn Mo bis zu einem Gehalt von etwa 0,6 % hinzugefügt wird, und dann ausläuft, wie in Fig. 20 gezeigt.

Fig. 21 zeigt, daß bei einer unterschiedlichen Basiszusammensetzung, die aber immer noch innerhalb des Bereichs der Erfindung liegt, nämlich bei einer Legierung 18 Mn-8 Cr-O,5 Ni-O,8 V-O,5 C-0,4 Si, Molybdän besonders nützlich bei der Verbesserung des Widerstandes gegenüber Belastungs-Korrosion von langsam abgekühlten Proben ist, wie auch bei der Verbesserung von wasserabgeschreckten Proben. Im Bereich von 0 bis 3,5 % hat Mo einen geringen Effekt auf die Arbeitshärtungsrate oder die magnetischen Eigenschaften der Legierung, Der breite Bereich von Mo bei den erfindungsgemäßen Legierungen ist 0,6 bis 3,5 %, während der vorzugsweise Bereich bei 1,5 bis 3,25 % liegt.

Vanadium

Vanadium erhöht die Bearbeitungshartungsrate. Auch in Verbindung mit einem hohen C- oder N-Gehalt_f der charakteristisch ist für diese Legierungen, kann Vanadium Niederschlagshärtung schaffen, wenn die kaltbearbeitete Legierung gealtert wird^ beispielsweise für 5 bis 10 Stunden bei Temperaturen zwischen 482 und 650 C,

809831/0811

Die Alterungsantwort ist minimal unterhalb von 0,6 % V, wird jedoch erheblich bei 0_f8 % V und darüber. Die Alterungsreaktion scheint durch die Anwesenheit von Mo erhöht zu werden. Der Nachteil der Alterung ist der, daß sie die Widerstandsfähigkeit gegenüber Belastungs-Korrosion vermindert.

Fig. 22 zeigt, daß bei einer Legierung, die 19 Mn, 6 Cr, 0,5 Ni, 1,5 Mo, 0,5 C und 0,4 Si enthält, V die Belastungs-Korrosions-Rißbildungswiderstandskraft von wasserabgeschreckten oder langsam abgekühlten Proben innerhalb des Bereiches von 0,5 bis 1,5 % Vanadium erhöht. Der breite Bereich von V in Legierungen gemäß der Erfindung ist 0,4 bis 1,7 %. Höhere Gehalte an V vermindern die Biege- und Zugduktilität und die Schlagenergie und könnten zu Entmischungsproblemen führen. Ein vorzugsweiser Bereich von V ist 0,75 bis 1,25 %. Es wurde gefunden, daß mit Ni, Mo und V im angegebenen Ausmaß der Gehalt an Cr bis herab zu 6 % betragen kann.

Columbium

Columbium erhöht wesentlich die Härte der Legierungen, wahrscheinlich durch ungelöste Columbiumkarbidteilchen oder eine Verfeinerung der Korngröße. Cb beeinflußt nicht die Belastungs-Korrosions-Rißbildung von wasserabgeschreckten Proben, ist jedoch hilfreich bei der Verringerung von Belastungs-Korrosions-Rißbildung (stresscorrosion cracking = SCC) bei langsam abgekühlten Proben (Fig. 23). Der breite Bereich von Cb bei erfindungsgemäßen Legierungen ist 0,05 bis 0,45 %. Cb in einem größeren Ausmaß als 0,5 % könnte zu Ausscheidungs- und zu Rißbildungsproblemen während der KaIt-

80S831/0831

Streckung führen. Der vorzugsweise Bereich für Cb ist 0,1 bis 0,4 %.

Kohlenstoff

Die Härte und die Festigkeit von austenitischen Mn-Cr-Legierungen wird stark vom Kohlenstoffgehalt beeinflußt. Im lösungsbehandelten Zustand wird Kohlenstoff in Zwischenraumfestlösung gehalten. Kohlenstoff stabilisiert das Austenit und erhöht die Festigkeit und die Bearbeitungshärtungsrate der Legierung. Die Härte kann zum Kohlenstoffgehalt in Bezug gesetzt werden durch die folgende Gleichung, die für eine 18 Mn-5 Cr-Legierung mit 30 % Flächenkai treduktion gilt:

Diamantpyramidenhärte = 346 + 135 C% C).

Der breite Bereich des Kohlenstoffs in der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt 0,35 bis 0,3 %. Bei niedrigeren Gehalten können die gewünschten Festigkeiten nicht erreicht werden, während bei höheren Gehalten die Duktilität und die Einschlagfestigkeit verschlechtert werden. Der vorzugsweise Bereich für den Kohlenstoffgehalt ist 0,45 bis 0,65 %,

Stickstoff

Stickstoff verhält sich wie Kohlenstoff insofern, als es sich in den Zwischenräumen löst, das Austenit stabilisiert und die Festigkeit und die Arbeitshärtungsrate erhöht. Wenn Stickstoff ganz oder teilweise den Kohlenstoff ersetzt, verbessert sich die Belastungs-Korrosions-Festigkeit der Legierung, Beispiels-

809831/0111

weise ist in Fig. 24 für eine Legierung, die 19 Mn, 6 Cr, 0,5 C, 0,4 Si enthält, 40 % und mehr des Kohlenstoffs durch N ersetzt, wodurch die Zeit bis zum Versagen von langsam abgekühlten Proben um ungefähr den Faktor 10 verbessert wird. Der breite Bereich für N in den Legierungen gemäß der Erfindung ist 0 bis 0,8 %, mit der Einschränkung, daß (C+N) = 0,35 bis 0,8 %. Sorgfalt und besondere Verfahren beim Einschmelzen, beispielsweise das Einschmelzen und Gießen unter positivem Stickstoffdruck kann erforderlich sein, um Stickstoffgehalte von 0,3 bis 0,8 % zu erhalten. Wenn der Kohlenstoff durch Stickstoff substituiert wird, kann der Chromgehalt bis herab zu 6 % betragen.

Basierend auf den oben beschriebenen Auswahlversuchen von U-Biegungen bezüglich der Empfindlichkeit gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung wurden Laboratoriumsbarren von 22,6 kg Gewicht aus zahlreichen Legierungen hergestellt, um die Zugfestigkeit und Schlagfestigkeitseigenschaften und auch die Belastungs-Korrosions-Rißbildung sowie die K_TW und K_TU. _C-Eigenschäften zu ermitteln. Die Zusammensetzungen der Barren sind in der folgenden Tabelle III aufgelistet:

800831/0831

Tabelle III- Analysierte Zusammensetzung von 22,6 kg-Barren in Gewichtsprozent (Rest im wesentlichen Eisen)

Barren-Nr.

VM Mn Cr C Si Ni Mo V Cb N

2045 17,2 5,09 0,51 (0,4)#<0,03

1921 19,5 5,09 0,33 (0,4) 0,47

1926 18,9 5,04 0,022 (0,4) 0,22

1923 26,2 5,02 0,42 0,39

1924 20,0 14,9 0,48 (0,4)

2046* 18,6 6,21 0,20 (0,4) 0,15

1927* 22,1 6,47 O_f44 (0,4)

1925* 19,5 8,08 0,47 (0,4)

2041*19,2 7,15 0,53 (0,4) 0,54 <0,05 0,34 0,19

2042* 18,1 7,18 0,51 0,38 0,53 0,82

2044*17,2 8,58 O_f47 (0,4) O_f54 1,62 1,53

2043*18,1 7,45 0,49 (0,4) 0,53 1,84 0,78

1928* 18,9 8,O3 0,43 (0,4) 0,50 3,02 0,80

#(0,4) - Nennwert

^Legierungen innerhalb des Bereichs der Erfindung

Kaltgegossene Barren wurden 18 Stunden lang bei 1177° C homogenisiert, heißgeschmiedet bei 1121 bis 1177° C und zu Knüppein, Lummen und Schienen bei 1038° C gewalzt. Nach der Lösungsmittelbehandlung und Wasserabschreckung wurden die Knüppel auf eine Querschnittsfläche von 2,9 χ 5,7 cm kaltgewalzt (35,7 % Flächenverringerung) , um Äusgangsmaterial für Bruchaähigkeitsteste in Wasserstoff und Schwefelwasserstoff zu erhalten. Das Lummenausgangsmaterial wurde kaltgeschmiedet mit einer Flächenverringerung

809831/0811

von 0, 15, 25, 34 und 42 %, um festzustellen, wie die Zugfestigkeit und die Duktilität von der Höhe der Kaltbearbeitung beeinflußt wird. Das Schienenausgangsmaterial wurde nach der Lösungsmittelbehandlung mit drei unterschiedlichen Raten abgekühlt, um den Einfluß der Abkühlrate auf die Sensibilisierung zu untersuchen:

wasserabgeschreckt - hohe Rate

1,6° C/s - mittlere Rate

0,16° C/s - niedrige Rate

Die mittlere Rate ist annähernd die Rate, mit der der Mittenwandteil des Halterings bei guter Wasserabschreckung abgekühlt wird. Die niedrigste Rate entspricht der niedrigen Rate, die bei den Siebungstesten benutzt wurde. Die Schienen wurden kaltgewalzt mit einer 35 %igen Flächenverringerung.

Die Zugfestigkeitseigenschaften dieser Legierungen sind in der folgenden Tabelle IV als Funktion der prozentualen Flächenverringerung durch Kaltsohmiedung aufgelistet.

Die besonders interessierenden Punkte bezüglich der Tabelle IV sind die Chargen 1923 (26,2 % Mn, 5,0 % Cr) und 1926 (8,9 % Mn, 5,04 % Cr, 0,22 % N), die niedrige Raten für die Arbeitshärtung aufweisen, und die Charge 1924 (20,0 % Mn, 14,9 Cr), die niedrige Zugduktilität aufweisen. Die Alterung von Chargen wie IS28, 2043 und 2044, die V enthalten, kann eine wesentliche Erhöhung der Festigkeit ergeben, ohne daß wesentliche Duktiiität verloren-

609831/0831

ORtOlNAtINSPECTED

geht. Beispielsweise konnte die Charge 1928 mit 34 % Flächenverminderung durch Kaltwalzen und durch 5stündiges Altern bei 538 C

eine Zugfestigkeit von 14480 kg/cm mit einer 52 %igen Flächenverringerung erzielen. Die Charge 2041, die Cb enthielt, besaß besonders hohe Festigkeitseigenschaften, selbst ohne Alterung.

Tabelle IV zeigt auch, daß die Charpy V-notch-Einschlagenergie (Zähigkeit) abfällt, wie zu erwarten war, mit ansteigendem Maß an vorheriger kalter Bearbeitung. Die Chargen 1924, 1926, 2041 und 2044 besitzen wesentlich geringere Einschlagenergien als
die anderen Chargen.

Alle Chargen waren nichtferromagnetisch, mit der Ausnahme von
1926, die bei einem Pegel von nur 0,24 % (C+N) sich während der Deformation zu etwa 10 % ferromagnetischem Martensit transformierte.

IÖ9831/08äi

Tabelle IV - Zug- und Schlagfestigkeitseigenschaften bei Raumtemperatur mehrerer Legierungen als Funktion der Kaltbearbeitung

	VM Chargen Nr.	B	Lösungs-	/	/	f	f	% Fläch.	DPH	Charpy	0,2% Zug	Endfestig-	ksi	Gesamt-	Flächen
	,und Code	C	Temp. 0F	19OO	2100	I97O	minderung	203	V-Notch	festigkeit	keit	125.4	Elongation	reduktion
	1921	D	1900				durch	332	ft-lbs	ksi	148.3	%	%
		E					Schmieden	371	238	50.6	I71.O	81.8	64.7
		P					0	392	116	IO6.O	I8O.9	46.4	56.3
		B		\	\	\	I5.5	404	76	152.6	213.Ο	30.5	54.4
a»		C	\				26.0	183	63	164.8	137.6	25.Ο	52.3 ,
Q	1923	D					33.1	313	40	200.0	140.1	14.1	47.4 '
CO a>		E					41.2	354	230	47.4	159.8	82.6	69.8 7
Ü		P		0	376	128	IO5.9	174.8	45.9	62.4 '
		B	16.6	395	86	141.8	206.0	34.0	58.9
CD		C	24.8	196	68	I66.3	124.6	24.0	54.2
a>	1924	D	33.6	338	49	I86.9	155.9	16.1	51.9
Ci»		E	41.5	366	171	56.7	I67.O	71.6	63.6
		P	0	394	62	129.9	197.8	35.3	52.1
		B	17.7	405	40	155.0	224.6	27.5	49.8
		C	23.3	207	29	191.4	125.2	15.7	42.8
	1925	D	34.O	330	20	203.0	15Ο.Ο	9-2	34.6
		E	42.7	370	221	52.6	I69.O	79.1	63.I
		P	0	390	104	112.2	I88.9	43.9	59-2
			16.4	405	72	I5I.8	220.6	31.4	55.2
			25.2		54	I78.9		21.4	49.8
			33.7	29	200.0	I2.9	46.2
	42.4

CO CD CaJ

	VM Chargen Nr.	B	LÖsungs-	I	V	% Fläch,	Tabelle IV -	Charpy	(Fortsetzung)	Endfestig	ksi	Gesamt-	Flächen
	„und Code	G	Teanp^ °F	1900 .		minder ting		V-Notch		keit	126.9	Elongation	reduktion
	1926	D	I9OO	I	durch		ft-lbs	0,2% Zug	148.2	%	%
		E		N	Schmieden		224	festigkeit	I68.O	66.7	68.2
		P		0	DPH	86	ksi	184.8	42.4	64.8
		B		14.9	207	43	47.I	207.5	27.2	56.3
		C		24.6	291	17	106.1	134.O	22.0	54.7
	1927	D		32.0	336	17	144,1	148.0	17.1	44.6
5»·		E		40.8	367	210	145.4	I65.O	79-9	66.1
O CD		P	V	0	401	114	I85.I	I83.9	44.6	58.5
CX>		DO	I9OO	14.0	205	81	49.O	211.8	33.0	55.2
		D		25.I	317	65	110.0	144.5	24.3	50.3
■^	2041	E		33.2	368	41	148.0	201.0	15.7	50.5
O		P		41.8	385	177	166.8	241.2	64.5	6O.5
OO UJ		DO		0	394	43	203.8	261.3	26.3	48.2
		D		25.4		23	68.2	134.2	12.6	42.4
	2042	E		35.6	413	18	200.0	176.9	9.4	40.3
		F		41.9	432	>240	231.2	220.1	65.I	61.9
			/	0	441	101	253.3	243.2	32.4	54.6
			2100	24.3		60	53.3		12.2	43.7
				36.6	364	■ 46	158.8		9-6	39-4
			42.4	371	219.1
	N	413	238.2

CO CD CaJ

Tabelle IV - (Fortsetzung)

3α ο co

VM Chargen Nr. .,und Code

DO

D
E
F

DAI
EA⁽/*
FAJ

DO
D

E
F

DA?
EA>*

FAJ

DO

D
F.
F

% Fläch.

minderung Lösungs- durch
Temp. ⁰F Schmieden

2030

2030

2100

2100

1900

26.6 36.6 42.1

26.6 36.6 42.1

26.3 36.7 42.9

26, 36,

42.9

26.3 36.2 -¹H. 9

Charpy

V-Noteh

DPH ft-lbs

368
396
406

409
409
441

375
391
406

409
434
451

358
396
406

>24O
96
68
51

92
58
37

>240
92
57
42

64
41
24

>240
77
39
41

0,2% Zugfestigkeit

Jksi_

60.6 167.8

213.1 238.2

173.4 216.I 243.2

62.6 I69.8 216.6 238.2

I88.4 228.I 253-3

51.0 156.8 207.0

225.1

Endfestigkeit

ksi

Gesamt- FlSchen-Elongation reduktion

125.5 177.9 216.I 238.2

189.9 221.1 248.2

122.3 178.9 218.I 241.2

200.0 232.2 260.3

128.5 173.9 2Ο7.Ο 228,1

69.I 28.6

14.7 9.9

27.5 20.2 10.4

66.4 26.7 13.0

10.3

24.4

13.7

9.9

77.6 29.5 13.O

12.2

65.6

55-7 47.O 43.7

49.8

40.7 38.6

68.5 53.8 49.4 44.5

43· 44,

32.3

65.9 50.3

42.0

ui

Tabelle IV - (Fortsetzung)

no ο co

VM Chargen Nr. -und Code

DO
D
E
P

B
Cl
Dl
El
Pl

CA]
DA>*

ea\

PAJ

Lösungs Temp. °

1900

2035

2035

% Fläch, minderung durch Schmieden DPH

0 24.1

35.5
42.8

17.6
26.1
34.1
42.5

17.6

26,
34.

42.5

358 360 370

252 332 383 408 410

362 402

449 505

Charpy

V-Notch

ft-lbs

>240 39 17 22

0,2% Zugfestigkeit

ksi

51.1 165.8

205.5 215.I

60.7 127.Ο

16I.5 192.9 214.0

137.8 173.3 206.3 234.7

Endfestigkeit

ksi

115-6 172.9 206.0 222.1

123.8 155.0 I72.I 198.5 224.1

162.3 I85.3 209.8 240.7

Gesamt- Flächen-Elongation reduktion

59.6 22.4 12.0 10.3

77.7 40.8

29.I 22.9 12.7

41.3 30.0 22.7 15.3

»Vergleiche C bis F jeweils einzeln - -igt erhöhte Härtung durch Alterung wSSend 5 Stunden bei 538 o_c nach Kaltbearbeitung.

70.6 52.7 43.7 42.9

.9 ,4

66.

55. 52.5 53.5 49.4

56.3 46.7 52.1 44.5

Ui

Die Ergebnisse von U-Biegungstesten in zwei Lösungen, 0,17 % KHCO₃ und 3,5 % NaCl, beide in destilliertem Wasser, sind in der folgenden Tabelle V wiedergegeben.

In den Daten, auf denen die Tabelle V basiert, ist die Zeit bis zum Versagen als die Zeit genommen, zu der ein Belastungs-Korrosions-Riß einsetzt und die volle Breite überschreitet und 90 % der Dicke der Probe durchdringt, die 3,2 mm dick ist. Das Symbol "X" wird benutzt, um einen Bruch während der Kaltbiegung und vor dem Eintauchen in die Lösung anzuzeigen. Es ist zu bemerken, daß alle wasserabgeschreckten Streifen sich zufriedenstellend biegen ließen, während manchmal Schwierigkeiten bei den langsam abgekühlten oder gealterten Streifen auftraten, bei denen Korngrenzenkarbidniederschlag aufgetreten sein könnte. Höherer Mn-Gehalt, oder das Hinzufügen von starken Karbidbildern, wie Cb, Mo oder Mo+V, oder die Substitution von C durch N verbesserte die Biegeduktilität unter nachteiligen Abkühlbedingungen.

Bei diesen Versuchen verminderte sich die Zeit bis zum Versagen dramatisch mit dem Abnehmen der Abkühlrate von der Temperatur der Lösung, wodurch wiederum die Bedeutung einer wirksamen Abschreckung demonstriert wird. Selbst die Wasserabschreckung von schmalen Streifen sicherte keine Immunität gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung bei allen Legierungen. Die abgeschreckten Legierungen mit höherem Cr-Gehalt beispielsweise, Legierungen 1924, 1925, 1928, waren am widerstandsfähigsten und einige dieser Proben waren noch ohne Bruch nach 4050 Stunden, zu welcher Zeit

809831/0831

die Versuche abgebrochen wurden. Wenn eine schlechte Abschrekkung wahrscheinlich ist, ist die Anwesenheit zusätzlicher Elemente wie Ni, Mo und V, die bei der Charge 1928 hinzugefügt waren, sehr wünschenswert. Obwohl eine Alterung nützlich ist, um Festigkeit zu erreichen, zeigt die Tabelle V, daß eine Alterung die Belastungs-Korrosions-Festigkeit der meisten Legierungen nachteilig beeinflußt. Stickstoff, insbesondere dann, wenn es anstelle von Kohlenstoff verwendet wird, wie bei der Charge 2046, ist besonders nützlich bei der Verbesserung der Widerstandskraft gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung, unabhängig von der Abkühlrate.

Zur Bestimmung der Bruchzähigkeit (-'j_Sf>_c^ ^ⁿ Wasserstoff und Schwefelwasserstoff wurden WOL-Proben 90 (Fig. 4) von kaltgewalzten Knüppeln bearbeitet und mit Hüten. 111 versehen. Typischerweise waren die Proben etwa 3,9 cm hoch (H = 1,55"), 5,1 cm breit (W = 2,0") und 2,5 cm dick (T = 1"). Nuten, die senkrecht sur Walzrichtung lagen, entsprachen der radialen Orientierung in einem Haltering, während Ruten parallel zur Walzrichtung der ümfangsorientierung entsprachen. Die Proben wurden bis zu einer Tiefe von etwa 0,5 cm vorgebrochen,, indem sie unter Luftatmosphäre bei Raumtemperatur ermüdet wurden, wobei ein^K von 15 bis 20 ksi Vin. benutzt wurde (1 ksi = 1 kilopound per square inch = 17,3 kg/cm²).

809831/0831

Tabelle V - U-Biegungs-Belastungs-Korrosions-Teste an experimentellen Haltering-Legierungen (Versagenszeit in Stunden)

Alloy No. VM 1921 1923 1924 1925 1926 1927 1928 2045 2046 2042 204l 2043

	Cooling Rate	Solut
	Water Quench (Code 1)	KHCO
	Il	NaCl
80983	Il Il	KHCO NaCl
H/083	2-3°F/sec (Code 3) Il	KHCO NaCl

NaCl

453 3200 4050+ 4050+ 4050+ 168 4050+ I66 2600+ 1750 2600+ 2600+ 2600+

860 4050+ 3.820

654 654

	KHCO0	NaCl	*	X	168
(Code 2j	3	KHCO,	X
Il	NaCl	τ	.168
Il
It

18 18

1	1030	4050+	340	430	2060	45	2060	X	2060	2600+	I
		740	290	2600+	X	100	X	X	60	40	σ cc
			X	340	X	16	X	X X	197	197	1
1	42	2660	X	1600+	12	1600	40	96
1	236	453	X	168	10	90	168	96
		138	X	384	18	24	10	18
			X	168	X X	31	100	48
523	42	66	2	1850	290	X
1	18	168		250	166	X	280355
		40	3.50 190	1750 340	40 18	X X

# Solutions: 0.17$ KHCO₃ arid 3-5% NaCl; X - broke during bending; * = aged 5 tours at 1000⁰P.

2 B (Π 5 5 4

Ansteigende Lastversuche K-ranr ^{wur<äen in der} Kammer 81 (Fig. 4) entweder mit reinem H₂ oder mit H-S-Gas mit einem Druck von

3,51 kg/cm und einer fortlaufenden Belastungsrate von 9,1 kg/min durchgeführt. Teste mit ansteigender Last in H₂S-Atmosphäre wurden als ein nützlicher Siebungstest für die Bestimmung von Kj_Scc vorgeschlagen, weil die Rißwachsturnsraten in H-S-Gas größenordnungsmäßig um 3 bis 4 Größenordnungen schneller verlaufen, als sowohl in Seewasser oder in Wasserstoffgas bei hochfesten Stählen. ^KISCC ^w^-^r(^ ^a-^^s ^^{er K}~Wert an dem Punkt gewählt, an dem die Lastvers chi ebungskur ve von der Linearität wegen Rißwachstums abweicht.

Proben für statisches Rißwachstum wurden in einer (nicht dargestellten) Kammer angeordnet, die evakuiert und dann mit H₂-GaS

von einem Druck von 5,6 kg/cm gefüllt wurde. Die Proben waren über Vakuumabdichtungen bis zur gewünschten Anfangsbelastungsintensität (K.) schraubbolzenbelastet (Fig. 3), Wenn die Risse innerhalb von etwa 1100 Stunden nicht wuchsen, wurde angenommen, daß K_TTT > K. war.

Die Ergebnisse der Bestimmung von K_Trr und K_T„ „ in den radialen und den ümfangsrißebenenorientierung sind in den folgenden Tabellen VI und VII zusammengefaßt.

8 0 9 8 3 ΐ/ 0 8 31

Tabelle VI - Κ_τσ_^ von experimentellen Rückhalteringlegierungen in Wasserstoff oder Wasserstoffsulfidgas (angegebene Werte in ksi V in.)

CD O CO OO CO

Charge	ansteigende Last '** 2 3,5 kg/cm H2 Radial 1	bolzen belastet 2 5,6 kg/cm Radial 3	bolzen belastet 2 5,6 kg/cm Umfang. 4	ansteigende Last 2 3,5 kg/cm . H2S Radial 2	ansteigende Last 2 3,5 kg/cm Radial 3*	ansteigende Last 2 3,5 kg/cm Umfang 4*"	durchschnittl. 0,2 % Nach giebigkeits- festigkeit, ksi	I
1921	97	> 96,3	>66,2	72,7	72,4	59,8	142Θ	σ« C
1923	98,8	>95,8	>65,7	40,6	64,4	38,5	161
1924	105,4	>99,4	65,7	69,3	84,6	55,4	157
1925	111,8	>97,3	72,5	64,6	90,9	57,6	163
1926	39,3	39	10,2	23,2	—	—	142Θ
1927	100,8	87,4	74	64,8	—	—	161
1928	89,7-99,5	>97	> 75,2	>103,4	111,8 111,6	107,4	163Θ
1928 111,3 gealtert 0				101 ,2	93,1	192Θ

9f erneute Testung von Radial 3 Φ erneute Testung von Umfang 4 θ >10 ksi Ausbreitung in der Nachgiebigkeit ^^Belastungsrate =9,1 kg/min für alle Anstiegslastteste 0 5 Stunden lang bei 538° C gealtert.

co

Tabelle VII - K_IC und Kj_SCC von hochfesten nichtmagnetischen Legierungen in Wasserstoff oder Wasserstoffsulfidgas (radiale Richtung)

OO
O
(O
OO

Chargen-Nr,
VM

2045

1921
1926
1923
1924
2046

1927
1925

2041

2042
2044
2043
1928

Abkühlrate Bruchzähigkeit 3,5 -„5,6 5,6 kg/cm Code K₁₀, ksi VTn kg/cirr H₂ H₂

' ' gealtert

H J H H H H H J H H H J H J H J H J H

68 65

63

64

63 50 90 72

68

>

94

79

Belastungs-Korrosion, K_Igcc (scheinbar)*", ksi V in

2

3,5 kg/cm 3,5 kg/cm

*l₂t> H₂S

___________ gealtert

68 54-65

97

39

99 105

47

50

87-101 112

60

52 84-90

72

69

50

85

70 90-100

Code H ~ Wasserabsehreckung

Code J - etwa 2° F/s Abkühlrate 5stündige Alterung bei 538 C

* Versuch mit ansteigender Last -.9,1 kg/min

40 36 72,5

40-64 69-84 34 33

65 65-90

47

39 50 49

45 94-111

(Tl

87-101

CO O OO

Die Tabelle VII umfaßt die radialen K_ISCC-Daten in H„ und H₃S der Tabelle VI und zusätzliche Daten für die Proben 2041, 2042, 2043, 2044, 2045 und 2046.

Die Tabelle VI zeigt, daß bei den Belastungs-Korrosions-Schwellwertversuchen K_ISrc^f die K_IH - oder K g-Festigkeit von Legierung 1926 drastisch niedriger war, als für irgendeine andere

Legierung in der Gruppe. Die Teste mit ansteigender Last für

3,5 kg/cm H„ bei den anderen sechs Legierungen ergaben Werte für K_TtI um 100 ksi V in. für radiale Proben und ungefähr 70 für Umfangsproben. Bolzenbelastete Radialproben zeigten Werte von K_IH > 95 und umfangsproben F.™ > 65.

Bolzenbelastete Proben, die nicht brachen, wurden entlastet, bei 260 C in Luft wärmegefärbt, um diese mittlere Bruchposition

au kennzeichnen und mit Versuchen mit ansteigender Last %-rscc

2
unter H^S-Gas von 3,5 kg/cm erneut getestet. Dies lieferte eine Überorüfung der ursprünglichen K_T„ „-Feststellungen. Anstiegslastteste in H₂S mit Umfangsbruchorientierung zeigten Vierte für K_„ „ von etwa 0,8 vom Wert der radialen Richtung (Tabelle VI). Jedoch erwies sich die Charge 1923 insofern als bemerkensvert, als sowohl K™ wie auch K_{IH s} größer als 100 ksi V in. waren, sei es nun in radialer oder in ümfangsbruchebenenorientierung. Außerdem ergab sich nach einer Alterung zur Erhöhung de.r Festigkeit bei der Charge 1928 das folgende;

0,2 % Zugfestigkeit = 203 ksi

Endfestiqkeit =217 ksi

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Elongation = 14,9 % Flächenverminderung = 38,2 %.

^KISCC ^"^{n H}2 ^{und H}2^{S wurden au}^ einer großen Höhe gehalten (Tabelle VI), obwohl der Widerstand gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruchbildung nachteilig beeinflußt war (Tabelle V).

Die folgenden Bemerkungen basieren auf den Ergebnissen der Teste der 22,6 kg-Chargen: Rückhalteringe müssen bestimmte Eigenschaften und Charakteristika aufweisen. In der Vergangenheit wurde der Zugfestigkeit und der Einschlagenergie die größte Aufmerksamkeit gewidmet. Ein wichtiges Merkmal der vorliegenden Erfindung ist die Entdeckung von Legierungen, die nicht nur hohe Zugfestigkeit (yield strength) und Einschlagenergie (impact energy) aufweisen, sondern die auch einen verbesserten Widerstand gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruchbildung, Wasserstoffversprödung und durch die Umgebung unterstützte Ermüdungsbruchwachstumsraten zeigen.

Die Charge 1923 mit dem höchsten. Mangangehalt (ungefähr 26 %) besitzt eine zu niedrige Rate der Arbeitshärtung, Diese Charge ist daher kein Kandidat für überfeste Rückhalteringe, Legierung 1924 mit dem höchsten Chromgehalt (15 %) besitzt ausreichende Festigkeit und guten Belastungs-Korrosions-Widerstand, besitzt jedoch wesentlich niedrigere Zugduktilität und Einschlagenergie als andere Legierungen. Die Zusammensetzung der Charge 1926 ist nicht geeignet für einen Haltering, weil das Austenit nicht stabil ist. Ungefähr 10 % des Austenits transformiert sich zu

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Martensit, wenn es deformiert wird, und die Legierung wird stark ferromagnetisch. Die Zug- und Einschlageigenschaften der Chargen 1926 sind nicht ausreichend. Die Zugeigenschaften der Legierungen innerhalb der Erfindung sind zufriedenstellend für Halteringe, insbesondere solche Legierungen, die Zusätze von einem oder mehreren Elementen aus der Gruppe enthalten, die aus Mo, V und Cb besteht.

Bei den U-Biegungs-Belastungs-Korrosions-Testen verminderte sich mit nur einer Ausnahme die Zeit bis zum Versagen mit einem Abnehmen der Abkühlrate, Die abgeschreckten Legierungen mit höherem Chromgehalt, z. B. Legierungen 1924, 1925 und 1928 waren am widerstandsfähigsten. Langsam abgekühlte Proben der Legierungen 1921, 1925, 2045, 2041 und 2044 brachen während des Biegens.

Legierung 1926 mit vorhandenem Martensit war extrem empfindlich gegenüber Bruchbildungen in NaCl, Die Brüche begannen nach nur wenigen Minuten und schritten tatsächlich mit sichtbarer Rate über die Probe und durch diese hindurch fort, wobei ein Versagen innerhalb einer Stunde auftrat. Von anderen Experimenten an völlig austenitischen Legierungen, die Stickstoff enthielten, beispielsweise Charge 2046 in Tabelle Y, ist klar, daß Stickstoff von Nutzen statt von Schaden ist. Es ist daher wahrscheinlich, daß die hohe Empfindlichkeit der Legierung 1926 gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruchbildung auf der Anwesenheit von Martensit beruht, statt auf dem Stickstoffgehalt,

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Im Falle einer unzureichenden Abschreckung würden die Legierungen 1923, 1927 und besonders die Legierungen 1928 und 2046 besser arbeiten als andere Legierungen. Aus den Belastungs-Korrosions-Testen ergibt sich jedoch, daß auf jeden Fall sichergestellt werden sollte, daß eine drastische Abschreckung der Halterringe von der Temperatur der Lösung erfolgt.

Basierend auf den obigen Ermittlungen wurde ein Testring mit einem inneren Durchmesser von 112 cm, einem äußeren Durchmesser von 130 cm und einer Länge von 42 cm mittels üblicher Verfahren aus einer Legierung hergestellt, die gemäß der Erfindung hergestellt war und die folgende Zusammensetzung besaß;

18,1 % Mn, 6,45 % Cr, 0,73 % Si, 0,23 % Mi, 0,14 % N, 0,14 % V, 0,57 % C, Rest Fe.

Nach der Behandlung in der Lösung und der Kaltexpansion wurde der Ring 12 Stunden lang bei 570° C gealtert.

Die mittwandigen Umfangszugfestigkeitseigenschaften waren;

Festigkeit bei 0,2 % Nachgiebigkeit =178 ksi

(12513 kg/cm²)

Endfestigkeit =195 ksi (13708 kg/cm²) E Elongation = 22 %
Flächenreduktion = 35 %.

Die Bruchsähigkeit des Ringes in Luft betrug > 128 ksi V in,, in destilliertem Wasser besaß eine radiale Probe ein Kj_SCC von 90,2 ksiV in., in 5,6 kg/cm H₃S betrug Κ_{χΗ g} 43 ksi V¹ in. In

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Umfangsrichtung war Kj„„_c etwa halb so groß wie die obiger Werte. Obwohl diese Eigenschaften besser sind als die für Rückhalterringe gemäß dem Stand der Technik, gibt die Alterung dem Stahl eine verschlechterte Bruchsähigkeit in Betriebsumgebungsbedingungen. Außerdem waren die ü-Biegungen der Proben aus diesem Ring empfindlich gegenüber Belastungs-Korrosions-Bruchbildung in Lösungen aus KHCC₃ und NaCl. Für Anwendungen mit den höchsten Anforderungen sind daher Legierungen vorzuziehen, die etwas höhere Gehalte an Cr, Ni, Mo, V, Cb und/oder N enthalten.

Beispielsweise lieferte ein kommerzieller Lieferant für Rückhalteringe basierend auf den ihm gegebenen Spezifikationen zur Ausführung der Erfindung Rückhalteringe von voller Größe gemäß einer vorzugsweisen Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung. Die Abmessungen des Ringes nach der Lösungsbehandlung waren: Außendurchmesser 93,4 cm, Innendurchmesser 65,4 cm, Länge 1OS,7 cm. Die Zusammensetzung der Legierung war die folgende: 19,8 % Mn, 8,2 % Cr, 3,03 % Mo, 0,95 % V, C,59 % Wi, 0,51 % Si, 0,55 % C, 0,07 % N, 0,026 % P, 0,004 % S, 0,010 % Al, Rest Fe. Nach der Kaltstreckung auf einen äußeren Durchmesser von 123,4 cm und einem inneren Durchmesser von 101,6 cm zur Verarbeitungshärtung der Legierung waren die Mittwandzugfestigkeitseigenschaften die folgenden:

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	In kaltge strecktem Zustand 41 ,7 %	Spannungs gelöst 10 Stunden bei 300° C	10 Stunden gealtert bei 575° C
0,2 % Nachgiebig keit, ksi	180-184	178,8	198
Endfestigkeit, ksi	187-189	189	210
Elongation, % Flächenreduk- tion %	18,6-23,5 36,6-40,4	22 30	18 27

Die Charpy V-notch-Einschlagfestigkeit betrug etwa 20 ft. lbs.

Ein Test für die Wasserstoffversprödung wurde an einer gealterten

Probe in 5,6 kg/cm Wasserstoffgas mit einer Belastungsrate von 2,27 kg/m durchgeführt. K_TW besaß den bemerkenswert hohen Wert von 127 ksi V in. trotz des entsprechend hohen Nachgiebigkeitsfestigkeitspegels von 198 ksi. Diese Zugfestigkeit-, Einschlag- und ^„„„-Eigenschaften befriedigen die hohen Anforderungen für Halterringe wie sie vorher aufgezählt wurden.

ES/jn 5

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Claims (18)

DR.-ING. E R N ST STRATMAN N Q .., r r PATENTANWALT I. & '·! ·'-' - :"* D-4000 DÜSSELDORF 1 · SCHADOWPLATZ 9 Düsseldorf, 25. Jan. 1978 46,644 7810 •Westinghouse Electric Corporation Pittsburgh, Pa., V. St. A. Patentansprüche ;

1. Eisenlegierung gekennzeichnet durch die folgende Zusammensetzung (Gew%):

Mangan - 17 bis 23

Chrom - >6 bis < 10

Kohlenstoff - bis zu 0,8

Silizium - bis zu 1,5

Stickstoff - bis zu 0,8

Nickel - bis zu 2,75

Molybdän - bis zu 3,5

Vanadium - bis zu 1,7

Columbium - bis zu 0,45

Eisen - Rest,

wobei der Gehalt an Mangan plus Chrom größer als 24 und
geringer als 31,5 ist und der Gehalt an Kohlenstoff plus Stickstoff zwischen 0,35 und 0,8 liegt.

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2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie noch die folgenden Elemente in Gew% enthält:

Nickel - 0,2 bis 2,75 Molybdän - 0,6 bis 3,5 Vanadium - 0,6 bis 1,7 Columbium - 0,1 bis 0,4

3. Geschmiedete Stahllegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung aus den folgenden Bestandteilen (Gew%) besteht:

Mangan - 18 bis 22

Chrom - 6,5 bis 9,5

Kohlenstoff - 0,45 bis 0,65

Silizium - 0,2 bis 1

Nickel - 0,4 bis 1

Eisen - Rest.

4. Geschmiedete Stahllegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im wesentlichen aus
folgenden Bestandteilen (Gew%) besteht:

Mangan - 18 bis 22

Chrom - 6,5 bis 9,5

Kohlenstoff - 0,45 bis 0,65

Silizium - 0,2 bis 1

Molybdän - 0,6 bis 1

Eisen - Rest.

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5. Geschmiedete Stahllegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung aus im wesentlichen den folgenden Bestandteilen (in Gew%) besteht:

Mangan - 18 bis 22 Chrom - 6,5 bis 9,5 Kohlenstoff - 0,45 bis 0,65 Silizium - 0,2 bis 1 Nickel - 0,4 bis 1 Molybdän - 0,6 bis 1 Eisen - Rest.

6. Geschmiedete Stahllegierung, nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im wesentlichen aus den folgenden Bestandteilen (in Gew%) besteht:

Mangan - 18 bis 22

Chrom - 6,5 bis 9,5 Kohlenstoff - 0,45 bis 0,65

Silizium - 0,2 bis 1

Molybdän - 1 bis 2

Vanadium 0,7 bis 1,25

Eisen - Rest,

7. Geschmiedete Stahllegierung, nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im wesentlichen aus folgenden Bestandteilen (in Gew%) besteht:

Mangan - 18 bis 22 Chrom - 6,5 bis 9,5

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Kohlenstoff - 0,45 bis 0,65

Silizium - 0,2 bis

Nickel - 0,4 bis

Molybdän - 1 bis

Vanadium - 0,7 bis 1,25

Eisen - Rest.

8. Geschmiedete Stahllegierung, nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im wesentlich aus folgenden Bestandteilen (in Gew%) besteht:

Mangan - 18 bis

Chrom - 6,5 bis 9,5

Kohlenstoff - 0,45 bis 0,65

Silizium - 0,2 bis

Stickstoff - 0,05 bis 0,15

Columbium - 0,1 bis 0,4

Eisen - Rest,

9. Geschmiedete Stahllegierung, nach Anspruch 1, 2 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im wesentlich aus folgenden Bestandteilen (in Gew%) besteht;

Mangan - 19

Chrom - 6

Nickel - 0,5

Molybdän - 1,5

Kohlenstoff - 0,5

Silizium - 0,4

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_₅_ 280355A

Vanadium - 0,75 bis 1,25 Eisen - Rest.

10. Geschmiedete Stahllegierung, nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im wesentlich aus folgenden Bestandteilen (in Gew%) besteht:

Mangan - 18 bis 20

Chrom - 7,5 bis 9,5 Kohlenstoff - 0,35 bis 0,6

Silizium - 0,3 bis 0,6

Nickel - 0,4 bis 1

Molybdän - 2,75 bis 3,25

Vanadium - 0,6 bis 1,0

Eisen - Rest.

11. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung in Gew% enthält:

0,1 bis 0,7 % Stickstoff und 0,0 bis 0,6 % Kohlenstoff,

wobei der Kohlenstoffgehalt plus der Stickstoffgehalt zwischen 0,35 und 0,7 Gew% liegen.

12. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung einen Chromgehalt aufweist, der zwischen 6,5 und 9,5 Gew% liegt.

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13. Eisenlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung im wesentlichen aus den folgenden Bestandteilen (Gew%) besteht:

Mangan - 19

Chrom - 6

Silizium - 0,4

Kohlenstoff 0,2

Stickstoff und

Kohlenstoff - 0,35 bis 0,7 Eisen - Rest.

14, Bauteil aus geschmiedetem Stahl, welcher im wesentlichen austenitisch und nichtferromagnetisch ist, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl einem hohen Ausmaß an Kaltbearbeitungshärtung ausgesetzt wurde und einen hohen Widerstand gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung und Wasserstoffversprödung aufweist, wobei das Teil aus einer Legierung gemäß einem der vorangegangenen Ansprüche 1 bis 13 besteht.

15. Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit eines Teils, das aus einer Legierung gemäß Anspruch 1 oder 2 zusammengesetzt ist und einen Vanadiumgehalt in Gew% von 0,6 bis 1,7 aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß das Teil zunächst kaltbearbeitet und danach in kaltbearbeitetem Zustand bei einer Temperatur zwischen 482 und 649 C gealtert wird,

16, Verfahren zur Behandlung von einem aus geschmiedeten Stahl bestehenden Teil aus einer Legierung gemäß einem der An-

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Sprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß das Teil einer Temperatur ausgesetzt wird, bei der seine Bestandteilelemente gelöst werden, daß das Teil dann plötzlich aus der Lösungstemperatur abgeschreckt und danach das Teil zu einem hochfesten Wert kaltbearbeitet wird.

17, Elektrischer Generator mit hochfesten, nichtmagnetischen strukturellen Teilen, die Belastungs-Korrosions-Rißbildung und Wasserstoffversprödung ausgesetzt sind, wobei die Teile aus einer Legierung gemäß den Ansprüchen 1 bis 13 bestehen.

18. Elektrischer Generator mit Teilen, die einem hohen Ausmaß

an Kaltbearbeitungshärtung in dem lösungsbehandelten Zustand ausgesetzt werden und im wesentlichen austenitisch und nichtferromagnetisch sind, sowohl im abgeschreckten Zustand als auch nach der Kaltbearbeitung, und die einen hohen Widerstand gegenüber Belastungs-Korrosions-Rißbildung und Wasserstoff versprödung aufweisen, dadurch gekennzeichnet, daß die Teile aus einer Legierung der Ansprüche 2 bis 12 zusammengesetzt sind.

Beschreibung ι

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