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- Herausgeber: expert verlag
- Kategorie: Fachliteratur
- Sprache: Deutsch
Das Buch gibt einen Überblick über die metallkundlichen Grundlagen auf dem Gebiet der nichtrostenden Stähle und über das Einsatzverhalten dieser Werkstoffe. Es werden die notwendigen Hinweise für die Konstruktion und Verarbeitung von nichtrostenden Stählen gegeben. Einen Schwerpunkt stellt hierbei das Korrosionsverhalten dieser Werkstoffe dar.
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Seitenzahl: 324
Veröffentlichungsjahr: 2025
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Ähnliche
Paul Gümpel / Alexandra Bauer / Torsten Bogatzky / Lazar Bošković / Benedikt Henkel / Arnulf Hörtnagl / Matthias Sorg / Jörg Straub
Rostfreie Stähle
Grundwissen, Konstruktions- und Verarbeitungshinweise
6., überarbeitete und erweiterte Auflage
DOI: https://doi.org/10.24053/9783816985402
© 2024 expert verlag
‒ Ein Unternehmen der Narr Francke Attempto Verlag GmbH + Co. KG
Dischingerweg 5 · D-72070 Tübingen
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Internet: www.narr.deeMail: [email protected]
ISBN 978-3-8169-3540-7 (Print)
ISBN 978-3-8169-0130-3 (ePub)
Inhalt
Die Gruppe der Rostfreien Stähle ist extrem vielfältig und deren wichtigste Eigenschaft, die Korrosionsbeständigkeit, wird zudem extrem durch die jeweilige Oberflächenqualität beeinflusst. Daher muss hier noch mehr als bei anderen Werkstoffgruppen auf die richtige Stahlauswahl und die optimale Verarbeitung/Oberflächenqualität für die jeweiligen Anforderungen geachtet werden. Auch bei der fachgerechten Verarbeitung ist eine große Sorgfalt gefordert. Seit der Erstauflage dieses Buches in 1996 hat sich insbesondere in der Verarbeitung und der Bauteilfertigung sehr viel verändert, daher wurde die nun 6. Auflage dieses Buches um den Bereich der modernen Fertigungsmethoden und der Oberflächengestaltung inkl. den Möglichkeiten zur Oberflächenhärtung ergänzt.
Der Überblick über die metallkundlichen Grundlagen und das Einsatzverhalten der rostfreien Stähle wurde in dem neu aufgelegten Buch überarbeitet und an die aktuellen Regelwerke angepasst.
Für Konstrukteure und Verarbeiter von nichtrostenden Stählen werden in einem klar strukturierten Aufbau die notwendigen Hinweise und Tipps zu den möglichen Anforderungen und zur fehlerfreien Verarbeitung gegeben. Als ein Schwerpunkt wird hierbei das Korrosionsverhalten dieser Stähle behandelt.
Das Buch vermittelt die notwendigen Grundlagen und das Wissen über den Umgang mit nichtrostenden Stählen in anschaulicher und leicht verständlicher Sprache. Die mehr als 230 Abbildungen und 20 Tabellen, die enthalten sind, unterstützen den Leser in ausgezeichneter Weise. Wenn man einen überschaubaren Einstieg in die Welt der rostfreien Werkstoffe und deren Verarbeitung zu Bauteilen sucht, findet man mit diesem Buch die richtige Lösung. Aber auch für die Praktiker ist es unentbehrlich, denn es bietet noch zahlreiche Hinweise für die tägliche Arbeit und eignet sich zudem als schnelles Nachschlagewerk.
1Einführung in die Werkstoffkunde der nichtrostenden Stähle Paul Gümpel und Torsten Bogatzky
1.1Einleitung
Metallatome, wie z. B. Eisenatome streben den oxidierten Zustand an, da dieser den thermodynamisch günstigsten Energiezustand aufweist. Eisenatome gehen daher bei Kontakt mit Oxidationsmitteln, wie z. B. Sauerstoff in die oxidierte Form über. Dieser als Korrosion bezeichnete Vorgang steht unserem Wunsch nach der Langlebigkeit von Stahlprodukten entschieden entgegen. Große Aufwendungen wie z. B. Beschichtungen werden notwendig, um zu verhindern, dass Eisenwerkstoffe, wie z. B. die Stähle in den Zustand zurückkehren, aus dem sie unter Aufwendung großer Energiemengen aus den Erzen erzeugt wurden, nämlich in stabile Oxide so wie sie auch in der Natur als Eisenerz vorliegen. Da hochlegierte nichtrostende Stähle immer noch zu 60–80 % aus Eisenatomen bestehen, sollten auch diese Materialien korrodieren. Verhindert wird dies alleinig durch die Bildung einer stabilen, fest haftenden oxidischen Deckschicht, der sogenannten Passivschicht. Dieser Umstand zeigt, dass die Oberflächenqualität für die Korrosionsbeständigkeit der rostfreien Stähle extrem wichtig ist. Wird Eisen mit Chrom legiert, kann der Vorgang der Metalloxidation, die Korrosion der Eisenlegierung, verringert und ab einem bestimmten Chromgehalt sogar völlig verhindert werden (Abb. 1.1).
Dieses, rein phänomenologisch beobachtete Verhalten konnte später durch die spontane Bildung einer äußerst stabilen und chemisch beständigen Metalloxidschicht erklärt werden und stellt die Grundlage für die Entwicklung der rostfreien Stähle dar. Diese Stahlgruppe wird heute meist als nichtrostende Stähle bezeichnet, wobei diese Stähle durchaus auch rosten/korrodieren können und die Korrosionsbeständigkeit von der Bildung und Beständigkeit der Passivschicht abhängig ist. Im Gegensatz zu sonstigen Werkstoffkennwerten, wie Härte, Festigkeit usw. ist die Korrosionsbeständigkeit eine Systemeigenschaft und wird durch das Zusammenspiel zwischen der Werkstoffoberfläche mit der Umgebung geprägt.
Korrosion von Chromstählen in Industrieluft
Die Passivschicht nichtrostender Stähle ist undurchlässig und schützt im Gegensatz zur Rostschicht beim Eisen so vor weiterem Korrosionsangriff (Abb. 1.2). Sie ist etwa 10 bis 50 Atomlagen dick und wird nach einer potentiellen Zerstörung bzw. Perforation innerhalb von Millisekunden erneuert.
Oberflächenoxidation des Eisens (Rost) im Vergleich zur Oberflächenoxidation des nichtrostenden Stahles (Passivschicht), nach [2, S. 2]
Die stabile, dicht gepackte, undurchlässige Passivschicht beim nichtrostenden Stahl besteht überwiegend aus Chromoxid, während die Gehalte anderer Legierungselemente wie Nickel und auch Eisen vergleichsweise niedrig sind (Abb. 1.3).
Elementkonzentration in der Passivschicht eines nichtrostenden Stahles, nach [2, S. 2]
Nach der Entdeckung des Passivierungsverhaltens von chromlegiertem Eisen wurde 1912 der erste nichtrostende Stahl des Typs 18/8 CrNi der Firma Krupp patentiert. Es folgten dann schnell Weiterentwicklungen durch Erweiterung der Legierungssysteme mit anderen Elementen, Optimierung der Eigenschaften und der Herstellungsverfahren. Während lange Zeit die Werkstoffentwicklung im Vordergrund stand, sind heute die Verbesserung der Gebrauchs- und Verarbeitungseigenschaften und insbesondere kostengünstigere Herstellungsverfahren Gegenstand der Forschungsarbeiten auf dem Gebiet der nichtrostenden Stähle.
1.2Anforderungen an die Gebrauchseigenschaften
1.2.1Anwendungsgebiete
Nichtrostende Stähle werden überall dort eingesetzt, wo es auf beständige, inerte Oberflächen ankommt. Entsprechend der breiten Eigenschaftsprofile dieser Stähle betreffen die Einsatzfelder viele Bereiche unseres täglichen Lebens. Beispielhaft sind folgende Anwendungsbereiche zu nennen:
Chemische Industrie
Meerestechnik, Offshoretechnik
Umwelttechnik (Rauchgasentschwefelung)
Architektur
Haushalt, Großküchen
Fahrzeugbau
Medizintechnik
Bei der Auswahl des nichtrostenden Stahles steht immer die Erhaltung der Oberfläche, d. h. die chemische Beständigkeit im Vordergrund und hat Priorität vor den sonstigen Eigenschaften des Werkstoffes.
1.2.2Beständigkeit gegen Korrosion
Die Anforderungen an die Korrosionsbeständigkeit nichtrostender Stähle ergeben sich aus den Umgebungsbedingungen, z. B. den umgebenden Stoffen und den Einsatzbedingungen wie Temperatur und mechanische Belastung. Aus dem Zusammenwirken der Einflussfaktoren korrosives Medium, Temperatur und mechanische Beanspruchung stellen sie vielfältige Anforderungen, die bei der Werkstoffwahl zu beachten sind.
Die Ansprüche an das Korrosionsverhalten der nichtrostenden Stähle lassen sich dabei in einer grundsätzlichen Forderung zusammenfassen:
„Bei möglichst geringem und gleichmäßigem Flächenabtrag wird vornehmlich die Beständigkeit gegen örtlich begrenzte Korrosionserscheinungen gefordert.“
In der Regel werden die Stähle im passiven Zustand eingesetzt, was einem Flächenabtrag von nahezu 0 entspricht. Bei Verwendung in einigen Säuren (Schwefelsäure, Salzsäure), insbesondere bei erhöhter Temperatur, ist dies nicht immer möglich. In diesen Fällen müssen bei bekannten Abtragsraten Korrosionszuschläge berücksichtigt werden.
Für viele Anwendungen wie z. B. in der Nahrungsmittelindustrie, Medizintechnik und Pharmaindustrie verbieten sich bereits geringste Metallablösungen, da dies zu Kontaminationen führen würde. Hier müssen die Werkstoffe im passiven Zustand vorliegen und es besteht die Forderung nach Beständigkeit gegen die bekannten Arten von selektiver Korrosion, d. h. gegen
Lochfraß
Spaltkorrosion
Interkristalline Korrosion (IK) und
Spannungsrisskorrosion (SRK)
1.2.3Mechanische und technologische Eigenschaften
Von den mechanischen Eigenschaften sind für den Anwender im Wesentlichen die Festigkeit und die Zähigkeit von Bedeutung:
Dehngrenze Rp
Zugfestigkeit Rm
Bruchdehnung A5
Kerbschlagzähigkeit Av
Bei der optimalen Stahlauswahl müssen dabei die Beanspruchungsarten wie ruhende, wechselnde oder auch schlagartige Belastung sowohl im Tieftemperaturbereich als auch bei erhöhter Betriebstemperatur betrachtet werden. Hier bieten die verschiedenen Stahlsorten (siehe Kapitel 1.3) viele Variationsmöglichkeiten. Auch bei dem Be- und Verarbeitungsverhalten der verschiedenen Stahlsorten gibt es erhebliche Unterschiede, d. h. die
Umformbarkeit
Schweißbarkeit
Zerspanbarkeit
muss bei der Stahlauswahl berücksichtigt werden. Grundsätzlich gibt es vier verschiedene Typen an nichtrostenden Stählen, die sich grundsätzlich in den oben aufgeführten Eigenschaften unterscheiden (siehe Kapitel 1.3).
1.3Einteilung der nichtrostenden Stähle
Für die Entstehung und zur Stabilisierung der Passivschicht enthalten alle nichtrostenden Stähle einen hohen Chromgehalt, der zusammen mit weiteren Legierungselementen wie Nickel, Molybdän u.s.w. Einfluss auf die Gefügeausbildung und auch auf die Eigenschaften nichtrostender Stähle nimmt. Dabei bestimmen Legierungselemente in unterschiedlicher Weise den Gefügeaufbau der Stähle, durch den die Gebrauchs- und auch die Verarbeitungseigenschaften festgelegt werden.
Bei reinem Eisen existieren im festen Zustand in Abhängigkeit von Temperatur und Druck zwei Gitterformen. Bei Normaldruck und tiefen Temperaturen existiert im Gleichgewichtszustand der kubisch-raumzentrierte Ferritkristall (α-Eisen) und bei höheren Temperaturen > 906 °C bis ˂ 1392 °C der kubisch-flächenzentrierte Austenitkristall (γ-Eisen). Bei Temperaturen ˃ 1392 °C wird das Austenitgitter dann wieder in ein kubisch-raumzentriertes Gitter, dem sogenannten δ-Ferrit, umgewandelt, bevor es dann bei 1592 °C schmilzt. Diese Umwandlungstemperaturen werden durch die hohen Legierungsgehalte in den nichtrostenden Stählen verschoben, was dazu führt, dass bei den meisten hochlegierten nichtrostenden Stählen zwischen Raum- und Schmelztemperatur keine Umwandlung mehr eintritt und man in diesem Fall von austenitischen oder ferritischen Stählen spricht. In der Konsequenz einer fehlenden Gitterumwandlung können diese Werkstoffe, anders als Konstruktions- und Werkzeugstähle, nicht über eine klassische Wämebehandlung gehärtet werden.
Je nach Legierungsgehalt und daraus resultierender Gitter- bzw. Gefügestruktur lassen sich die nichtrostenden Stähle in folgende vier Hauptgruppen unterteilen:
ferritische Stähle
martensitische Stähle
austenitische Stähle
ferritisch-austenitische Stähle
Diese Gefügezustände sind exemplarisch in Abb. 1.4 dargestellt. Von diesen Gruppen sind nur die martensitischen Stähle härtbar. Insgesamt lassen sich bei allen Gruppen die Gefüge und auch die Eigenschaften der Werkstoffe durch Wärmebehandlungen beeinflussen und der Anwender hat damit viele Möglichkeiten die Eigenschaften des eingesetzten Werkstoffes optimal an den jeweiligen Anwendungsfall anzupassen.
Beispiele für typische Gefügeausbildungen verschiedener Stahlsorten, nach [2, S. 5]
Den unterschiedlichen Gefügen können kennzeichnende Eigenschaften zugeordnet werden. Die Einteilung der nichtrostenden Stähle wird daher auch aufgrund dieser sortentypischen Merkmale vorgenommen.
1.3.1Abhängigkeit der Gefügeart von den Legierungselementen
Entsprechend der Wirkung von den einzelnen Legierungselementen auf den Kristallaufbau wird zwischen ferritbildenden und austenitbildenden Elementen unterschieden.
Chrom, das in den gebräuchlichen nichtrostenden Stählen mit etwa 10 bis 30 % enthalten ist, gehört zu den Ferritbildnern. Im Zustandsschaubild Eisen-Chrom (Abb. 1.5) nimmt die α-Phase einen breiten Raum ein, während das Austenitgebiet (γ-Phase) eingeschnürt wird (Abb. 1.6).
Das Zustandsschaubild Eisen-Chrom mit Auflistung der ferritbildenden Legierungslemente, nach [2, S. 6]
Molybdän, das die Korrosionsbeständigkeit in reduzierenden Medien und insbesondere gegen Lochkorrosion in halogenidhaltigen Lösungen verbessert, wirkt ebenso wie Chrom ferritbildend.
Wolfram wirkt ähnlich wie Molybdän und wird einigen Stählen zugegeben.
Silicium, ein weiterer Ferritbildner, ist in den Stählen üblicherweise unter 1 % enthalten. In hitzebeständigen Stählen erhöht Silicium die Zunderbeständigkeit (Gehalte ca. 2 % Si). Höhere Siliciumgehalte bis rd. 5 % Si sind in Sonderstählen, z. B. für den Einsatz in hochkonzentrierter Salpetersäure, zu finden.
Die Carbid- und Nitridbildner Titan, Niob, Vanadin und Wolfram stabilisieren den ferritischen Mischkristall in zweifacher Weise, indem sie selbst ferritbildend wirken und indirekt, in dem sie die starken Austenitbildner Kohlenstoff und Stickstoff binden.
Nickel, neben Chrom das wichtigste Legierungselement in austenitischen Stählen, bildet mit Eisen eine lückenlose Reihe von γ-Mischkristallen (Abb. 1.6) und zeigt damit eine ausgeprägte austenitbildende Wirkung.
Zustandsschaubild Eisen-Nickel mit Auflistung der wichtigsten austenitbildenden Legierungselemente, nach [2, S. 7]
Mangan wird bis zu Gehalten von etwa 2 % eine leicht austenitstabilisierende Wirkung zugeschrieben. Bei höheren Gehalten z. B. über 5 % wirkt es bei der Erstarrung eher ferritbildend, stützt dagegen im festen Zustand den austenitischen Mischkristall gegen die diffusionslose Umwandlung in Martensit.
Kohlenstoff und Stickstoff erweitern als starke Austenitbildner ebenso wie Nickel die Ausdehnung des γ-Gebietes im System Eisen-Chrom (Bilder 1.7a bis 1.7c). Aufgrund der starken Wirkung von Kohlenstoff und Stickstoff können übliche ferritische Stähle auch schon bei relativ niedrigen Gehalten an diesen Elementen (0,1 % C+N), aber auch an Nickel, bei höheren Temperaturen ein Mischgefüge aus Ferrit und Austenit aufweisen. Nach der Abkühlung liegt dann durch die Umwandlung von Austenit in Martensit bei Raumtemperatur neben dem ferritischen Grundgefüge auch eine entsprechende Menge an Umwandlungsgefüge vor. So entstehen härtbare Stähle, die je nachdem wie das Austenitgebiet erweitert wurde als kohlenstoff-, stickstoff- oder nickelmartensitische Stähle bezeichnet werden.
Verschiebung der (α+γ)/ γ -Grenzlinie im System Eisen-Chrom durch Nickel, nach [2, S. 8]
Verschiebung der (α+γ)/ γ -Grenzlinie im System Eisen-Chrom durch Kohlenstoff, nach [2, S. 8]
Verschiebung der (α+γ)/ γ -Grenzlinie im System Eisen-Chrom durch Stickstoff, nach [2, S. 9]
Im Bestreben, die unterschiedlichsten Einflüsse der Legierungselemente auf den zu erwartenden Gefügezustand des Vielstoffssystems nichtrostender Stähle abschätzbar zu machen, hat es nicht an Versuchen gefehlt, die Zusammenhänge in einem einfachen Diagramm darzustellen. Das Gefügeschaubild von Strauss und Maurer (Abb. 1.8) und die darin vorgenommene Einteilung für Chrom-Nickel-Stähle mit etwa 0,2 % C hat sich dabei als guter Ansatz erwiesen.
Gefügeschaubild nach Strauss und Maurer für Cr-Ni-Stähle mit 0,2 % C, nach [2, S. 9]
Ein verfeinertes Werkzeug zur Einordnung des Gefügezustandes in Abhängigkeit vom Legierungsgehalt der Stähle liefert das Schaeffler-Diagramm (Abb. 1.9). Im Schaeffler-Diagramm wird die kombinierte Wirkung der Legierungselemente als Äquivalente von Chrom und Nickel in ihrer ferrit- und austenitbildenden Wirkung berücksichtigt. Der Gefügezustand nach der Abkühlung von hohen Temperaturen kann dann abgeschätzt werden. Das Schaeffler-Diagramm wird insbesondere in der Schweißtechnik zur Abschätzung der Gefügebestandteile vom niedergeschmolzenen Schweißgut verwendet.
Gefüge-Diagramm nach Schaeffler für Schweißgut, nach [2, S. 10]
1.3.2Einfluss der Wärmebehandlung auf die Einstellung des Gefüges
Die Einstellung eines rein ferritischen Gefüges durch eine Wärmebehandlung setzt niedrigste Gehalte an Stickstoff und Kohlenstoff voraus. Wie schon gezeigt, hinterlassen Gehalte um 0,1 % C+N nach dem Erwärmen immer dann Spuren von Umwandlungsgefügen, wenn bei der Herstellung/Verarbeitung der γ-Phasenraum oder das Zweiphasengebiet (α+γ) erreicht wird. Der Ferrit wird dort teilweise oder mit zunehmendem Kohlestoffgehalt nahezu vollständig in Austenit umgewandelt, dieser wird bei der Abkühlung in Martensit umgewandelt.
Daher sind superferritische Stähle als Stähle mit sehr hohen Chromgehalten und rein ferritischem Gefüge nur durch Zugabe von Molybdän und bei niedrigsten Kohlenstoff- und Stickstoffgehalten von höchstens je 0,015 % und zusätzlicher Stabilisierung durch Niob oder Titan herstellbar.
Andererseits ist eine vollständige Austenitisierung bei hohen Temperaturen zur Erzielung eines reinen martensitischen Gefüges erst bei höheren Gehalten an Kohlenstoff, Stickstoff und/oder Nickel möglich (Abb. 1.10).
Korrelation der Gehalte an Chrom, Kohlenstoff und Nickel sowie Glühtemperatur, Kohlenstofflöslichkeit und Gefügeausbildung, nach [2, S. 11]
So hat ein 13 %-Chromstahl mit 0,15 % C bei 950 °C einen vollständig austenitischen Zustand. Ein 17 %-Chromstahl muss mindestens 0,30 % gelösten Kohlenstoff enthalten und auf 1100 °C erhitzt werden, um vollständig zu austenitisieren. Dies ist die Voraussetzung für das Härten und Vergüten der 13–17%igen Chromstähle. Bei diesen als martensitische Chromstähle bezeichneten Werkstoffen mit Kohlenstoffgehalten von 0,10–0,45 % kann durch Vergüten (Härten und Anlassen) eine hohe Festigkeit bei gleichzeitig guter Zähigkeit eingestellt werden. Stähle mit Kohlenstoffgehalten von mehr als 0,40 % werden nach dem Härten bei 200–350 °C nur entspannt, um ein Mindestmaß an Zähigkeit unter Beibehaltung großer Härte zu erhalten. Grundsätzlich haben die kohlenstoffhaltigen Stähle mit hohem Chromgehalt das Problem, dass sich Chromcarbide bilden können und durch lokale Chromverarmung die Korrosionsbeständigkeit erheblich reduziert werden kann, daher ist beim Einsatz und bei der Wärmebehandlung dieser Stähle besondere Vorsicht geboten.
Schematisches Anlassschaubild nickelmartensitischer Stähle, nach [2, S. 12]
Ein weiterer Nachteil dieser kohlenstoffhaltigen martensitischen Stähle ist die ungenügende oder gänzlich fehlende Schweißeignung. Durch Zugabe von Nickel und Senken des Kohlenstoffgehaltes unter 0,1 % bleibt die Vergütbarkeit erhalten. Die nickelhaltigen Stähle sind aufgrund der durch niedrige Kohlenstoffgehalte deutlich geringeren Aufhärtung gut schweißbar. Je nachdem, welches Element die Martensitbildung letztlich bewirkt, werden die Stähle als kohlenstoff-, stickstoff- oder nickelmartensitische bzw. weichmartensitische Stähle bezeichnet (Abb. 1.11).
Eine Besonderheit des Nickelmartensits erlaubt es, durch Anlassen bei 500–620 °C, hohe Zähigkeit bei noch relativ hoher Festigkeit einzustellen. Im genannten Temperaturbereich findet eine Bildung von neuem Austenit statt, der bei einer anschließenden Abkühlung nicht in Martensit umwandelt. Dieser stabile Austenit bietet die Gewähr für die Zähigkeit. Erst oberhalb 620 °C erfolgt eine Neuhärtung durch instabilen, d. h. bei der Abkühlung umwandelnden Austenit.
Die Gruppe der martensitischen nichtrostenden Stähle wird durch eine Untergruppe an nickelhaltigen, ausscheidungshärtenden Stählen ergänzt, die im Markt als PH (precipitation hardening) verfügbar sind. Bei diesen Stählen wird durch die Zugabe von ausscheidungsbildenden Elementen wie z. B. Kupfer, Titan, Niob und/oder Aluminium eine Aushärtung durch die Ausscheidung von metallischen und intermetallischen Phasen erreicht. Ausscheidungshärtbare Stähle können in einem „lösungsbehandelten“, gut bearbeitbaren Zustand geliefert werden. Nach der Bearbeitung kann die Festigkeit des Stahls durch Erhitzen auf eine niedrige Temperatur erhöht werden (Abb. 1.12). Dieses Verfahren wird als Aushärtung oder Alterung bezeichnet.
Aushärtungsschaubild des aushärtbaren nickelmartensitischen Stahles X 5 CrNiCuNb 17 4 (1.4542), nach [5, S. 17]
Austenitische Stähle werden im lösungsgeglühten und abgeschreckten Zustand eingesetzt. Die Lösungsglühtemperatur liegt bei 1000–1150 °C je nach Stahlsorte. Die am meisten verwendeten Austenite mit z. B. 18 %-Chrom und 8 %-Nickel befinden sich bei den üblichen Anwendungstemperaturen im metastabilen Zustand. Aus thermodynamischer Sicht kann hier eine Gitterumwandlung stattfinden, die aber erst aktiviert werden muss. Wird zum Beispiel durch eine Tiefkühlung oder durch eine Kaltverformung dieser Umwandlungsmechanismus aktiviert, kann der Austenit durch ein diffusionsloses Umklappen in α-Martensit umwandeln. Die Martensitstarttemperatur, d. h. die Umwandlung γ→α ist sowohl legierungs- als auch temperaturabhängig (Abb. 1.13 bzw. Abb. 1.14). Der Einfluss der Legierungszusammensetzung auf die Martensitbildung kann verschiedenen Formeln zur rechnerischen Ermittlung der Martensitstarttemperatur Ms oder der Martensitbildungsmenge Md30 entnommen werden (Abb. 1.15). Md30 ist die Temperatur, bei der nach 30%iger Umformung 50 % Martensit gebildet werden.
Beginn der Martensitausbildung in Chrom-Nickel-Stählen nach dem Abkühlen von 1050 °C [2, S. 13]
Die Umwandlung in Martensit kann durch Tiefkühlen und/oder Kaltverformen aktiviert werden (Abb. 1.14). Einer Martensitbildung kann durch Erhöhung der Legierungsbestandteile begegnet werden, wobei ferrit- und austenitbildende Elemente in gleicher Weise den austenitischen Mischkristall stabilisieren. Für eine gegebene Legierungszusammensetzung kann die bestehende Neigung zur Bildung von Umformmartensit berechnet werden (Abb. 1.15). Da ferritische und martensitische Gefügebestandteile im Gegensatz zum austenitischen Gefüge magnetisierbar sind, kann das Gefüge mittels der Anziehungskraft eines Magneten einfach eingeordnet werden. Bei einer Kaltumformung liefert die Veränderung in der Magnetisierbarkeit, gemessen durch die Sättigungspolarisation, ein direktes Maß für die Martensitmenge. Die Gefügeveränderung kann somit in einfacher Weise auch zerstörungsfrei bestimmt werden. Durch Zugabe von Kupfer und/oder Nickel kann der Austenit vollständig stabilisiert und die Bildung von Umformmartensit bei der Kaltformgebung verhindert werden (Abb. 1.16).
Martensitbildung bei plastischer Verformung eines metastabil austenitischen Werkstoffes bei verschiedenen Verformungstemperaturen, nach [2, S. 13]
Formeln zur Berechnung von Martensittemperaturen, nach [2, S. 14]
Einfluss des Nickel- und Kupfergehalts auf den Martensitanteil am Gefüge von Stählen mit 0,02 % C und 18 % Cr nach Tiefkühlung auf -269 °C. Wärmebehandlung: 1050 °C, 10 min/Wasser + -196 °C, 10 min + -269 °C, 10 min + Erwärmung auf RT, Prüftemperatur: + 25 °C, nach [2, S. 14]
Die jüngste Gruppe der nichtrostenden Stähle sind die sogenannten Duplexstähle, bei denen das Gefüge zu etwa gleichen Teilen aus ferritischen und austenitischen Anteilen besteht. Die Grundlage für diese auch ferritisch austenitisch genannten Stähle bietet ein Zweiphasenfeld aus Hochtemperaturferrit δ + Austenit γ, das sich über einen weiten Temperaturbereich mit etwa gleicher Mengenverteilung erstreckt (Abb. 1.17). Während das Lösungsglühen der Austenite im γ-Gebiet stattfindet, werden die Duplexstähle, die mit 5–10 % Nickel und mehr als 20 % Chrom legiert sind, im Zweiphasengebiet geglüht (Abb. 1.17). Diese ferritisch-austenitischen Stähle wandeln nach zunächst ferritischer Erstarrung nicht mehr vollständig in Austenit um und liegen bei Raumtemperatur zweiphasig vor. Das Gefüge dieser Duplexstähle wird durch die Legierungszusammensetzung und Wärmebehandlung auf etwa gleiche Gehalte an Ferrit und Austenit eingestellt. Ähnlich wie die austenitischen Stähle befinden sich diese Stähle nach dem Lösungsglühen und schnellen Abschrecken im metastabilen Zustand. Bei einer Temperaturbelastung zwischen 400 und 800 °C kommt es beispielweise zur Ausscheidungsbildung durch σ-Phase (Abb. 1.17).
Konzentrationsschnitt durch das Zustandsschaubild Eisen-Chrom-Nickel bei 70 % Eisen, nach [5, S. 21]
Bei erhöhten Anwendungstemperaturen, die Diffusionsvorgänge erlauben, können dann Eigenschaftsveränderungen wie beispielsweise Verlust der Zähigkeit durch die Bildung spröder Ausscheidungen stattfinden. Bei der Vorstellung der kennzeichnenden Stahlsorten wird hierauf näher eingegangen.
1.4Kennzeichnende Stahlsorten
1.4.1Ferritische Stähle
Ferritische Stähle (Tabelle 1.1) mit Chromgehalten ab 11 % bieten in feuchter Umgebung bereits einen Schutz gegen Rostbefall (Abb. 1.1). Der Stahl X 2 Cr 11 (1.4003) beispielsweise besitzt mit guten Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften und guter Verarbeitbarkeit, auch durch Schweißen, eine brauchbare Stahlbaufähigkeit. Da er in der unbelasteten Atmosphäre rostbeständig ist, sind höchstens einfache Schutzanstriche zu seiner Pflege nötig.
Nichtrostende ferritische Stähle; Grundtypen und ihre Anwendung, nach [2, S. 16]
Einfache Gegenstände des täglichen Lebens und wenig beanspruchte Apparaturen werden aus Stählen des Typs X 6 Cr 13 mit Chromgehalten bis 15 % hergestellt.
Im Automobilbau hat sich für den Bau der Abgasanlagen der ferritische Stahl X 6 CrTi 12 (1.4512) bewährt. Dieser Stahl wird in großen Mengen für die Rohre und die Katalysatorgehäuse verwendet. Er besitzt zufriedenstellende Warmfestigkeit und ist ausreichend korrosionsbeständig bei den herrschenden Betriebstemperaturen. Für anspruchsvolle Gegenstände werden Stähle mit höheren Chromgehalten bis 17 % eingesetzt, von denen der X 6 Cr 17 (1.4016) den größten Anteil einnimmt.
Die ferritischen rostfreien Stähle besitzen gute Festigkeitseigenschaften bei moderater Zähigkeit (Tabelle 1.2). Sie besitzen nicht die hervorragende Duktilität der austenitischen Stähle, wie später noch gezeigt wird, was sie von einigen Anwendungsbereichen ausschließt. Eine weitere Einschränkung für die ferritischen Stähle stellt eine Versprödung bei Temperaturen zwischen ca. 400 und 500 °C dar, der sogenannten 475°-Versprödung, die nur in Stählen mit ferritischen Gefügeanteilen auftritt (siehe Abb. 1.21 und 1.42).
Kennzeichnende mechanische Eigenschaften einiger ferritischer Stähle, nach [2, S. 17]
Stähle aus dieser Gruppe sind oftmals nicht rein ferritisch, erst durch eine Wärmebehandlung mit Bildung von Carbidausscheidungen wird eine ferritische Grundstruktur eingestellt. Die Glühtemperaturen liegen dabei üblicherweise zwischen 750 und 900 °C (Abb. 1.18).
Legierungslage im Schaubild Eisen-Chrom bestimmt durch den Kaltenhauser Ferrit-Faktor, nach [2, S. 17]
Das zeit- und temperaturabhängige Umwandlungsverhalten von Stählen ist in deren Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubildern (ZTU) festgehalten und kann sowohl nach isothermer als auch kontinuierlicher Versuchsführung aus diesen Diagrammen entnommen werden. Das Umwandlungsverhalten insbesondere die Umwandlungsgeschwindigkeit, die Art und Menge des Umwandlungsgefüges sind von Stahl zu Stahl recht unterschiedlich und verändern die Stahleigenschaften erheblich. Informationen hierzu geben die Hersteller z. B. durch ZTU-Schaubilder für ihre Stahlsorten (Abb. 1.26).
Der Stahl X2CrNi12(1.4003) wandelt beispielsweise nur bei sehr langsamer Abkühlung teilweise in Ferrit um und der bei höheren Temperaturen vorliegende Austenit wandelt bei der Abkühlung in Martensit um. Im Einsatzzustand liegt dann ein Gefüge aus Ferrit und Martensit vor. Wegen des hohen Legierungsgehaltes findet eine diffusionsgesteuerte Umwandlung des Austenits, wie beispielsweise die Perlitbildung, erst nach langen Verweildauern in dem Temperaturbereich um die 600 °C statt. Daher kann auch nach langsamer Abkühlung noch eine hohe Härte vorliegen, die auf einen hohen Martensitgehalt hinweist.
Dagegen wandelt der Stahl X6Cr17 (1.4016) bei isothermer Glühung schon nach 1 h Haltedauer nicht mehr in Martensit um, da durch Carbidbildung (γ→α+Carbid) Kohlenstoff abgebunden und die austenitbildende Wirkung von Kohlenstoff nicht mehr wirksam ist. Dieser Effekt kann ebenso durch langsame Abkühlung erreicht werden. Es ist zu beachten, dass die Diffusionsgeschwindigkeit im Ferrit bis zu 1000-fach höher ist als im austenitischen Stahl. Diffusionsgesteuerte Vorgänge wie Ausscheidungsbildung und Kornwachstum laufen deshalb auch entsprechend schneller ab.
Schematische Darstellung typischer Kerbschlagarbeitswerte für nichtrostende Stähle mit unterschiedlichem Legierungs-/Gefügeaufbau, nach [5, S. 12]
Im Vergleich zu den übrigen Nichtrostenden weisen die ferritischen nichtrostenden Stähle eher moderate Zähigkeitswerte auf (Abb. 1.19), die außerdem noch eine ausgeprägte Abhängigkeit von der Temperatur zeigen (Abb. 1.20). Falls eine Grobkornbildung als Folge unsachgemäßer Wärmebehandlung oder Wärmeführung bei Fertigungs- oder Verarbeitungsprozessen eintritt, fallen die Festigkeitswerte deutlich ab und die für diese Stahlgruppe typische Kerbschlagarbeits-Übergangstemperatur wird zu deutlich höheren Temperaturen verschoben (Abb. 1.20).
Beispiel für den Einfluss der Korngröße auf die Kerbschlagarbeits-Übergangstemperatur bei einem ferritischen Stahl, nach [5, S. 12]
Die schon erwähnte hohe Diffusionsgeschwindigkeit bei ferritischem Gefüge fördert nicht nur das Kornwachstum, sondern mit zunehmendem Legierungsgehalt auch die Ausscheidungsbildung in diesen Stählen (siehe Abb. 1.21 und 1.22). Während die Neigung zur Bildung von intermetallischen Phasen bei den 13–17%igen Chromstählen noch gering ist, nimmt diese mit steigenden Legierungsgehalten stark zu (Abb. 1.21).
Einfluss von Legierungszusätzen auf das Ausscheidungsverhalten korrosionsbeständiger Stähle, nach [2, S. 19]
Insbesondere beschleunigen Chrom und Molybdän die Bildung der Sigma (σ)- und Chi (χ)-Phase (Abb. 1.22). Dieses Verhalten begrenzt die Möglichkeit der Steigerung der Korrosionsbeständigkeit durch Zulegieren von Cr und Mo und schränkt die Verarbeitbarkeit durch Schweißen stark ein. Hochlegierte ferritische Stähle, so genannte Superferrite, werden deshalb auch nur für einige Sonderfälle eingesetzt. Am Beispiel eines isothermischen Zeit-Temperatur-Ausscheidungsschaubildes (ZTA) für einen superferritischen Stahl zeigt sich welche Ausscheidungen nach welchen Zeiten in diesem sehr hoch legierten ferritischen Stahl nachgewiesen werden konnten. In dem Diagramm ist auch der Beginn der sogenannten 475 °C-Versprödung eingezeichnet.
Isothermes Zeit-Temperatur-Ausscheidungsschaubild eines superferritischen Versuchsstahles mit 28 % Cr und 3,5 % Mo, nach [5, S. 13]
Im Temperaturbereich von 400 bis 500 °C wird bei ferritischen Stählen mit zunehmenden Gehalten an Chrom und Molybdän verstärkt die Neigung zur Versprödung durch eine spinodale Entmischung in einen chromreichen und einen chromarmen Mischkristall der 475 °C-Versprödung beobachtet (Abb. 1.22). Diese führt neben Einschränkungen bei der Herstellung und Verarbeitung auch zu einer Begrenzung der Anwendungsmöglichkeiten. Für die Beständigkeit gegen interkristalline Korrosion ist die Chromdiffusion bei der Carbidbildung von ausschlaggebender Bedeutung. Die Chromverarmung im korngrenzennahen Bereich geht dabei bis unter die Passivitätsgrenze (Abb. 1.23). Nachdem die Carbidbildung abgeschlossen ist, erfolgt bei längeren Glühdauern ein Diffusionsausgleich (Abb. 1.24). In früheren Zeiten, als die Einstellung von sehr geringen Kohlenstoffgehalten noch nicht möglich war, wurde der Ausgleich des Chromgehaltes bei dem sogenannten „Stabilglühen“ genutzt, heute ist diese Art der Vorgehensweise aber nicht mehr relevant.
Schematische Darstellung der Chromverarmung in der Umgebung von M23C6-Ausscheidungen, nach [5, S. 3]
Zeitlicher Ablauf der Chromverarmung bei der Carbidausscheidung von austenitischen CrNi-Stählen, nach [2, S. 20]
Einfluss von Gefüge und Legierungselementen auf die M23C6-Ausscheidungen und den Kornzerfall infolge interkristalliner Korrosion im Strauss-Test bei ferritischen Cr- und bei austenitischen CrNi-Stählen, nach [5, S. 131]
1.4.2Martensitische Stähle
Die Gebrauchseigenschaften der martensitischen Chromstähle (Tabelle 1.3), die sich von allen anderen Gruppen der nichtrostenden Stähle durch höhere Härte- und Festigkeitskennwerte unterscheiden, hängen sehr stark von dem durch eine Wärmebehandlung eingestellten Gefügezustand ab und lassen sich daher in einem weiten Maß beeinflussen. Mit Hilfe der stahleigenen ZTU-Schaubilder kann das Gefüge der martensitischen Stähle gezielt durch das Austenitisieren und die Abkühlungsgeschwindigkeit eingestellt werden, wie beispielsweise beim 1.4021 (Abb. 1.26). Nach diesem Härten erfolgt dann das Anlassen, bei dem die finalen Eigenschaften der Werkstoffe wie z. B. Festigkeit, Zähigkeit u.s.w. eingestellt werden.
Nichtrostende martensitische Stähle – eingeteilt in Gruppen gleicher Gefügeausbildung, nach den Normen DIN EN 10088 und ASTM A 240, nach [2, S. 22]
Zeit-Temperatur-Umwandlungsverhalten nichtrostender martensitischer Stähle nach [2, S. 21 / 22]
Zeit-Temperatur-Umwandlungsverhalten nichtrostender martensitischer Stähle nach [2, S. 21 / 22]
Während die hoch kohlenstoffhaltigen Messerstähle, z. B. X46Cr13 (1.4034), zur Erhaltung größtmöglicher Härte beim Anlassen nur entspannt werden, müssen Vergütungsstähle wie der X20Cr13 (1.4021) zur Steigerung der Zähigkeit bei höheren Temperaturen angelassen werden. Ein Überblick über die im wärmebehandelten Zustand vorliegenden typischen Eigenschaften zeigt Tabelle 1.4. Diese martensitischen nichtrostenden Stähle werden für Maschinenteile wie Wellen, Spindeln, Ventile und auch für Werkzeuge zur Strukturierung von Kunststoffoberflächen verwendet:
Mechanische Eigenschaften einiger kohlenstoffmartensitischer Stähle, nach [2, S. 23]
Selbstverständlich werden durch die Wärmebehandlung auch die übrigen Eigenschaften wie das Korrosions- und oder das tribologische Verhalten der Werkstoffe beeinflusst. Aus korrosionschemischer Sicht bietet der nur gehärtete Stahl den günstigeren Gefügezustand, da alle wichtigen Elemente weitestgehend in Lösung sind und somit schützend wirksam werden können. Im Anlassbereich zwischen 500 und 600 °C findet bei den kohlenstofflegierten Stählen eine Carbidausscheidung mit lokaler Chromverarmung statt (siehe Abb. 1.23), was zu verminderter Korrosionsbeständigkeit führt (Abb. 1.27). In den kohlenstoffärmeren nickelmartensitischen Stählen findet diese Absenkung der Korrosionsbeständigkeit nicht statt und die Korrosionsbeständigkeit bleibt erhalten. Im Vergütungsschaubild ist der Bereich des Anlassens durch den Abfall der Festigkeit und einer Zunahme der Zähigkeit gekennzeichnet (Abb. 1.28).
Einfluss der Anlasstemperatur auf die Korrosionsbeständigkeit nichtrostender kohlenstoff- bzw. nickelmartensitischer Stähle bei der Prüfung in siedender 20%iger Essigsäure, nach [5, S. 164]
Vergütungsschaubild des martensitischen Stahles X20Cr13(1.4021), nach [2, S. 24]
Die nickelmartensitischen Stähle wie X3CrNiMo13-4 (1.4313) und X4CrNiMo16-5-1 (1.4418) werden ähnlich wie die kohlenstoffhaltigen martensitischen Stähle gehärtet (950 bis 1050 °C) und angelassen. Der Anlassbereich erstreckt sich von etwa 450 °C bis zu 640 °C je nach angestrebter Kombination von Festigkeit und guter Zähigkeit (Abb. 1.29). Wie bereits erwähnt, stellt die Bildung von stabilem Austenit bei rd. 550 bis 640 °C eine Besonderheit dieser Stähle dar, hierdurch kann die Zähigkeit gezielt angehoben werden. Die Messung der magnetischen Eigenschaften lässt über den Abfall der Sättigungspolarisation in diesem Bereich deutlich das Auftreten des nichtmagnetisierbaren Austenits erkennen (Abb. 1.29). Ein Verlust an Korrosionsbeständigkeit analog zu den martensitischen Stählen tritt aufgrund des niedrigen Kohlenstoffgehaltes in keinem Anlassbereich auf (Abb. 1.27).
Einfluss der Wärmebehandlung auf die mechanischen und magnetischen Eigenschaften des nickelmartensitischen Stahles X3CrNiMo14-5-2, nach [2, S. 25]
Zwei typische Stähle dieser Gruppe wurden mit X3CrNiMo13-4 (1.4313) und X4CrNiMo16-5-1 (1.4418) bereits genannt. Neben diesen nickelmartensitischen Stählen gehören dazu aber auch noch die bereits erwähnten PH-Stähle, deren Gefüge durch Zulegieren von z. B. Kupfer gut aushärtbar gemacht wird (Tabelle 1.3). Dabei wird die geringe Löslichkeit des Nickelmartensits für Kupfer genutzt, das beim Aushärten metallisch ausgeschieden wird. Auf Härtetemperatur im Austenitgebiet ist es dagegen gut löslich. Es lassen sich auch bei diesen Stählen vergleichbar gute Kombinationen von Festigkeit und Zähigkeit einstellen (Tabelle 1.5).
Kennzeichnende Eigenschaften nickelmartensitischer Stähle; nach [2, S. 26]
Einfluss der Prüftemperatur auf die Kerbschlagarbeit bei kohlenstoff- bzw. nickelmartensitischen Stählen, nach [2, S. 26]
Vergleicht man die Kerbschlagzähigkeit beider martensitischen Grundtypen, so wird die überlegene Zähigkeit der Nickelmartensite deutlich (Abb. 1.30). Während die Stähle, deren Härte auf der Bildung von Kohlenstoffmartensit beruht, schon bei Raumtemperatur in der Tieflage sind, zeigen Nickelmartensite durchaus akzeptable Tieftemperatureigenschaften.
1.4.3Austenitische Stähle
Die austenitischen Stähle, die mengenmäßig mit dem größten Anteil am Verbrauch nichtrostender Stähle beteiligt sind, werden mit unterschiedlichem Legierungsaufbau hergestellt (Abb. 1.31). Am Beginn der Entwicklung stand zunächst der X5CrNi18-10 (1.4301). Darauf aufbauend sind durch Zugabe weiterer Legierungsbestandteile wie Molybdän, Kupfer, Wolfram und Stickstoff Stähle mit hervorragenden Korrosionseigenschaften entstanden, die mit ihrem Eigenschaftsspektrum in den Bereich der Nickellegierungen eingedrungen sind. Sie werden aufgrund ihrer guten Verarbeitungs- und Gebrauchseigenschaften in allen Bereichen der modernen Technik und des täglichen Lebens eingesetzt (Tabelle 1.6). Von Sonderstählen abgesehen haben die austenitischen nichtrostenden Stähle mit 200–300 N/mm² eine relativ niedrige 0,2-Grenze (Tabelle 1.7), weisen aber mit rd. 50 % Bruchdehnungswerte auf, die doppelt so hoch sind wie bei den Ferriten.
Legierungsaufbau mit den zugehörigen Mindestwerten für die 0,2 %-Dehngrenzen bei nichtrostenden austenitischen Stählen [2, S. 27]
Typische nichtrostende austenitische Stähle nach Norm und beispielhafte Anwendungen, nach [2, S. 27]
Kennzeichnende mechanische Eigenschaften einiger austenitischer Stähle, nach [2, S. 28]
Austenitische Stähle werden bekanntlich im lösungsgeglühten Zustand eingesetzt. Hierdurch sind ihre Eigenschaften genau definiert und die Gewähr für den optimalsten Zustand ist gegeben. Die Festigkeit und auch die übrigen mechanischen Eigenschaften der austenitischen Stähle kann nicht wie bei den martensitischen Stählen durch eine Wärmebehandlung verändert werden. Diese Stähle sind wegen der fehlenden Umwandlung nicht härtbar, was in Anwendungsfällen mit tribologischer Beanspruchung durchaus ein Nachteil sein kann.
Unter Ausnutzung ihrer starken Neigung zur Kaltverfestigung können jedoch die Festigkeitskennwerte austenitischer Stähle gesteigert werden (Abb. 1.32 und 1.33). Nur müssen verminderte Zähigkeit und der Verzicht auf Fügen durch Schweißen hingenommen werden.
Bei einer Kaltverformung erfolgt die Verfestigung sowohl nach bekannten metallkundlichen Mechanismen (z. B. Erhöhung der Versetzungsdichte) als auch durch Bildung von Verformungsmartensit. Welcher Mechanismus wirksam wird, hängt im Wesentlichen von der Stabilität des Austenits ab. Hier gilt je höher der Legierungsgehalt ist, desto stabiler ist der Austenit. Mittels magnetischer Messung der Permeabilität und/oder der Polarisation kann die Bildung von ferromagnetischem Martensit gut nachgewiesen werden, und somit die Verfestigung erklärt werden. So muss die Verfestigung beim Stahl X2CrNi19-11 (1.4306) aufgrund eines starken Anstiegs der Permeabilität der Martensitbildung zugeschrieben werden (Abb. 1.32). Der Stahl X2CrNiMo18-15-4 (1.4438) zeigt dagegen ein stabil austenitisches Gefüge (Abb. 1.33).
Einfluss einer Kaltverformung auf die magnetischen und mechanischen Eigenschaften des Stahles X2CrNi19-11 (1.4306), nach [5, S. 18]
Einfluss einer Kaltverformung auf die magnetischen und mechanischen Eigenschaften des Stahles X2CrNi18-15-4 (1.4438), nach [5, S. 18]
Eine weitere Möglichkeit, die Dehngrenzen und Festigkeitswerte anzuheben, besteht durch die Zugabe von Legierungselementen bzw. über die Mischkristallverfestigung, die sowohl durch Substitution als und insbesondere durch Einlagerung von Fremdatomen in das Kristallgitter des Eisens erfolgt (Abb. 1.34).
Die austenitischen Stähle werden häufig auch für den Einsatz im Tieftemperaturbereich eingesetzt. Ihr Tieftemperaturverhalten ist gekennzeichnet durch eine mit sinkender Temperatur zunehmende Festigkeit ohne starken Zähigkeitsverlust (Abb. 1.35).
Ähnlich wie bei den ferritischen Stählen fördern höhere Legierungsgehalte an Chrom und Molybdän die Bildung intermetallischer Phasen im Austenit, jedoch ist die Bildungsgeschwindigkeit durch die geringere Diffusionsgeschwindigkeit im austenitischen Gitter verlangsamt. Durch Zulegieren von Stickstoff wird die Neigung zur Bildung intermediärer Phasen wie Chi- und besonders Sigma-Phase sowie Carbidbildung (Abb. 1.36) vermindert.
Einfluss einiger Legierungselemente auf die 0,2 %-Dehngrenze von austenitischen Stählen, nach [5, S. 19]
Mechanische Eigenschaften von nichtrostenden Chrom-Nickel-Stählen bei tiefen Temperaturen, nach [2, S. 30]
Einfluss des Stickstoffgehaltes auf die Carbidausscheidung, hier von (M23C6) bei dem Stahl X5CrNiMo17-13-5 (heute: X2CrNiMoN17-13-5; 1.4439), nach [2, S 31]
1.4.4Ferritisch-austenitische Stähle
Die Eigenschaften der ferritisch-austenitischen Stähle, die auch als Duplexstähle bekannt sind, werden wesentlich von dem Mengenverhältnis der beiden Hauptgefügebestandteile und deren Zusammensetzung bestimmt. Eine Wärmebehandlung hat wie bei den austenitischen Stählen das Ziel, unerwünschte Phasen aufzulösen, ist aber gleichzeitig ein Mittel, um eine ausgewogene Verteilung von Ferrit/Austenit, rd. 50/50 %, einzustellen (Abb. 1.37).
Es hat eine Reihe von Entwicklungen ferritisch-austenitischer Stähle, auch Duplex-Stähle genannt, in der Vergangenheit gegeben, von denen mittlerweile eine Güte aufgrund eines ausgewogenen Eigenschaftsspektrums große Bedeutung im Anlagenbau erlangt hat. Dieser Stahl X2CrNiMoN22-5-3 (1.4462) hat in den siebziger Jahren die Entwicklung der sogenannten Duplex-Familie eingeleitet.
Gefügeausbildung eines ferritisch-austenitischen Stahles in den drei Raumrichtungen eines gewalzten Bleches, (Austenit erscheint hell), nach [2, S. 31]
Nichtrostende ferritisch-austenitische Stähle, Grundtypen nach Norm und wesentliche Anwendungsgebiete, nach [2, S. 32]
Der Stahl X2CrNiMoN22-5-3 (1.4462) hat als erster Vertreter der Duplexstähle ein weites Anwendungsspektrum gefunden und ist international auch der bekannteste Vertreter dieser Stahlgruppe. Mittlerweile ist dieser Stahl sowohl im höherem als auch im niedrigeren Legierungsbereich durch gezielte Legierungsentwicklung sinnvoll ergänzt worden (Tabelle 1.8). Im höher legierten Bereich sind die so genannten Superduplex-Stähle angesiedelt, die mit hoher Korrosionsbeständigkeit für manche Anwendungen im Wettbewerb zu hoch legierten Austeniten stehen. Niedriger legierte Duplex-Stähle wie 1.4162 besitzen das Potential aufgrund ihrer Korrosionsbeständigkeit und insbesondere wegen einer doppelt so hohen 0,2 %-Dehngrenze, austenitische Stähle wie 1.4401/1.4404 zu verdrängen. Die deutlich geringere Bruchdehnung ist dabei im Anlagen- und Apparatebau selten von Nachteil (Tabelle 1.9).
So hat der Stahl 1.4462 im Chemiekalientankerbau den austenitischen Stahl 1.4429 nahezu vollständig ersetzt. Seine hohe 0,2 %-Dehngrenze erlaubt dünnere Behälterwände, was zu höherer Wirtschaftlichkeit in zweifacher Hinsicht führt: Kosteneinsparung beim Werkstoff und über die Gewichtsreduzierung die Möglichkeit mehr Fracht zu befördern.
Kennzeichnende mechanische Eigenschaften typischer ferritisch-austenitischer Stähle für warm gewalzte Bleche nach Norm DIN EN 10088, nach [2, S. 33]
Die ferritisch-austenitischen Stähle besitzen ein gutes Verarbeitungsverhalten. Bei der Verarbeitung muss aber den hohen Festigkeitskennwerten durch höheren Kraftaufwand Rechnung getragen werden. Auch die schweißtechnische Verarbeitung nach allen gängigen Verfahren ist problemlos möglich, wobei auch hier einige Besonderheiten beachtet werden müssen (siehe auch Abb. 1.38).
Die Wärmebehandlung der Duplex-Stähle findet in der Regel bei etwa 1050 bis 1100 °C mit einer Haltedauer von 30 min. statt (Abb. 1.38). Die Stähle befinden sich bei diesen Temperaturen im Zweiphasenraum (δ+γ) mit etwa gleichen Gefügeanteilen. Bei deutlich höheren Temperaturen, wie sie beim Schweißen in der wärmebeeinflussten Zone (WEZ) auftreten, wird mehr Ferrit gebildet. Aufgrund geringer Löslichkeit für Kohlenstoff im Ferrit tritt mit höheren Ferritgehalten an den Phasengrenzen und im Ferrit eine rasche Carbidbildung auf. Dies kann schon bei der Abkühlung auftreten und damit eine verminderte Korrosionsbeständigkeit zur Folge haben.
Die Gefügebalance im Schweißgut wird durch höhere Nickelgehalte erreicht. Der Nickelgehalt im Schweißgut muss so gewählt werden, dass etwa gleiche Anteile an Austenit und Ferrit in dem niedergeschmolzenen Schweißgut vorliegen (Abb. 1.38)
Konzentrationsschnitt durch das Zustandsschaubild Eisen-Chrom-Nickel bei 70 % Eisen im Legierungsbereich des Stahles X2CrNiMoN22-5-3 (1.4462); Zuordnung des Legierungsbereichs von Grundwerkstoff und Schweißzusatz, nach [5, S. 28]
