DE1267853B - Hochfeste Stahllegierung mit überwiegend martensitischem Gefüge - Google Patents
Hochfeste Stahllegierung mit überwiegend martensitischem GefügeInfo
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Description
DEUTSCHES
PATENTAMT
AUSLEGESCHRIFT
Int. Cl.:
C22c
Deutsche Kl.: 40 b-39/10
Nummer:
Aktenzeichen:
Anmeldetag:
Auslegetag:
Aktenzeichen:
Anmeldetag:
Auslegetag:
P 12 67 853.4-24
14. Januar 1963
9. Mai 1968
14. Januar 1963
9. Mai 1968
Die Erfindung bezieht sich auf eine hochfeste Stahllegierung
mit überwiegend martensitischem Gefüge.
Nach allgemeiner Auffassung hängt die Festigkeit von Stahllegierungen von der Zusammensetzung
und der Wärmebehandlung mit oder ohne mechanische Bearbeitung ab.
Aus der französischen Patentschrift 1 246 567 sind bereits Stahllegierungen bekannt, die durch Mischen
von Pulvern verschiedener Elemente, wie Kohlenstoff, Nickel, Mangan, Kobalt usw., anschließendes Pressen
zur gewünschten Form und nachfolgendes Sintern bei einer Temperatur im Bereich von 650 bis 76O0C
hergestellt werden. Die nach diesen Pulvermetallurgietechniken erzeugten Stahllegierungen enthalten als
notwendige Bestandteile Mangan in einer Menge von 0,4 bis 1 Gewichtsprozent und Molybdän in
einer Menge von 0,5 bis 5 Gewichtsprozent und als wahlfreien Zusatz Kobalt in einer Menge von 0 bis
3 Gewichtsprozent. Die nach diesen Verfahren hergestellten Stahllegierungen besitzen jedoch nur geringe
Zugfestigkeiten im Bereich von etwa 3000 bis 5000 kg/cm2.
Demgegenüber besitzt die erfindungsgemäße hochfeste Stahllegierung eine gegossene und bearbeitete,
überwiegend martensitische MikroStruktur, die dadurch erzielt wird, daß der Stahl aus dem geschmolzenen
Zustand gegossen und danach gewalzt oder geschmiedet wurde. Infolge dieser überwiegend martensitischen
MikroStruktur besitzt die erfindungsgemäße Stahllegierung eine außerordentlich hohe
Zugfestigkeit, die in dem Bereich zwischen 14 000 und 21000 kg/cm2 liegt. Die in der erfindungsgemäßen
Stahllegierung enthaltenen Bestandteile Mangan (0 bis 2%) und Molybdän (0 bis 0,6%) sind im
Gegensatz zu der bereits bekannten Stahllegierung nur wahlfreie Zusätze, die nicht notwendig sind,
um die hohen Festigkeitseigenschaften, die die erfindungsgemäße Stahllegierung aufweist, zu erzielen.
Dagegen ist der in der bereits bekannten Stahllegierung wahlfreie Zusatz Kobalt ein notwendiger Bestandteil
der erfindungsgemäßen Stahllegierung, der in einer Menge von 0,2 bis 7 Gewichtsprozent, vorzugsweise
1 bis 4 Gewichtsprozent, zugesetzt wird, um die hohen Festigkeitseigenschaften der erfindungsgemäßen
Stahllegierung zu erzielen.
In der französischen Patentschrift 1 082 372 sind nichtmagnetische, austenitische Stahllegierungen beschrieben,
die Mangan in einer Menge zwischen 0,5 und 20 Gewichtsprozent und Nickel in einer Menge
von bis zu 12 Gewichtsprozent enthalten. Der Gesamtgehalt an Nickel plus Mangan liegt darin im Bereich
von etwa 15 bis 20 Gewichtsprozent.
Hochfeste Stahllegierung mit überwiegend
martensitischem Gefüge
martensitischem Gefüge
Anmelder:
Republic Steel Corporation, Cleveland, Ohio
(V. St. A.)
(V. St. A.)
Vertreter:
Dr.-Ing. H. Ruschke
und Dipl.-Ing. H. Agular, Patentanwälte,
8000 München 27, Pienzenauer Str. 2
Als Erfinder benannt:
Morse Hill, Hinckley, Ohio;
Stephen Joseph Matas, Cleveland, Ohio (V. St. A.)
Beanspruchte Priorität:
V. St. v. Amerika vom 26. Januar 1962 (169 076)
Demgegenüber besitzt die erfindungsgemäße Stahllegierung
eine überwiegend martensitische Mikrostruktur, und der Gehalt an dem im Gegensatz zu
der bereits bekannten Stahllegierung wahlfreien Zusatz Mangan beträgt maximal 2 Gewichtsprozent.
Während in der bekannten Stahllegierung der Nickelgehalt auf Null absinken kann, ist Nickel ein wesentlicher
Bestandteil der erfindungsgemäßen Stahllegierung, der in einer Menge von 7 bis 12 Gewichtsprozent
vorliegt. Danach liegt der Gesamtgehalt an Nickel und Mangan in der erfindungsgemäßen Stahllegierung
bei maximal 14 Gewichtsprozent, gegenüber einem entsprechenden Gesamtgehalt von 15 bis 20 Gewichtsprozent
in der bekannten Stahllegierung.
Die bisher bekannten Stahllegierungen wurden bevorzugt bei einer nicht über dem Beginn der Marten-
4" sitbildung, d. h. bei einer nicht über der »Ms«-Linie
liegenden Temperatur bearbeitet, wobei sich dieser Verformungsbereich bei vielen Legierungen als unzweckmäßig
erwies, weil sich dabei der untere Schleifenteil der ZTU-Kurve wesentlich nach links verschob
und sich das Probestück nur schwierig auf Raumtemperatur abkühlen ließ, ohne daß dabei ursprünglicher
Austenit in andere nichtmartensitische Produkte, wie Bainit, umgewandelt wurde, wobei diese Umwandlung
die Erzielung hoher Zugfestigkeits- und Kerbschlagzähigkeitswerte verhinderte. Die Aufgabe der
vorliegenden Erfindung bestand nun darin, eine Stahllegierung zu liefern, bei der bei der Warm-Kalt-
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Bearbeitung bei hoher Temperatur für die Umwand- Bei Änderung des Nickelgehaltes auf etwa 8 bis
lung in Hochtemperaturgefügen wie Ferrit und/oder 9% würden die Kurven der Fig. 1 so verschoben
Perlit eine nur geringe Verschiebung des unteren werden, daß größere Mengen an Kohlenstoff im
Abschnitts der Umwandlungskurve von Austenit Verhältnis zu kleineren Mengen an Nickel gebraucht
in Bainit nach links auftrat. Dadurch sollten die 5 werden wurden, und zwar für jedes Prozent Änderung
bei den bisher bekannten Stahllegierungen auftreten- im Nickelgehalt eine Veränderung um 0,02% ta
den Schwierigkeiten weitgehend ausgeschaltet werden, Kohlenstoffgehalt.
um dadurch Stahllegierungen mit hoher Zugfestigkeit Bei Änderung der Behandlungsbedingungen unter
und Kerbschlagzähigkeit zu erzielen. Diese Aufgabe Weglassen der Abkühlung auf die Temperatur von
wurde durch die erfindungsgemäße hochfeste Stahl- io flüssigem Stickstoff vor dem Anlassen würden die
legierung mit überwiegend martensitischem Gefüge entstandenen Körper eine geringere Zugfestigkeit
gelöst. aufweisen, aber die Kurven würden im großen und
Die erfindungsgemäße hochfeste Stahllegierung mit ganzen die gleiche allgemeine Form haben. Bei
überwiegend martensitischem Gefüge besteht im Stählen mit Restaustenit kann ein TeM von diesem
wesentlichen aus 0,15 bis 0,65% Kohlenstoff, 7 bis 15 später zur Umwandlung in Martensit neigen. Ist dies
12% Nickel, 0,2 bis 7% Kobalt, 0 bis 2% Mangan, mit einer Volumenvergrößerung verbunden, dann
0 bis 2% Aluminium, 0 bis 3% Silicium, 0 bis 1% ist keine Maßhaltigkeit für die aus dem erfindungs-Chrom,
0 bis 0,6% Molybdän, 0 bis 1,8 °/o Wolfram, gemäßen Stahl hergestellten Gegenstände gegeben.
0 bis 0,35% Vanadium, 0 bis 0,4% Niobium, wobei Diese unerwünschte Wirkung der späteren Umjedoch
Chrom, Molybdän, Vanadium und Niobium 20 Wandlung von Austenit in Martensit wird durch
einzeln oder zu mehreren in einer Menge von minde- die Gegenwart von etwas Kobalt in der Legierung
stens 0,12%, Schwefel und Phosphor jeweils in einer vermindert, da durch Kobalt die Restaustenitmenge
Menge von maximal 0,04% vorliegen und der Rest minimal gehalten wird.
Eisen mit zufälligen Verunreinigungen ist. Ferner müssen in der Zusammensetzung mindestens
Eisen mit zufälligen Verunreinigungen ist. Ferner müssen in der Zusammensetzung mindestens
Bei Zusammensetzungen mit niedrigem Kohlenstoff- 35 etwa 0,12% eines Metalls, wie Chrom, Molybdän,
gehalt von etwa 0,15 bis 0,35 % muß Kobalt in vor- Vanadium und Niobium, zugegen sein. Dabei wurde
bestimmter Anteilmenge zur Erzielung einer bestimm- eine Graphitbildung bei Warmbehandlungen, die
ten Zugfestigkeit zugegen sein. Bei Zusammensetzun- vermutlich auf dem Einfluß von Nickel beruht, untergen
mit größeren Anteilen an Kohlenstoff, Chrom bunden.
und/oder Silicium sind größere Mengen von Nickel 30 Außerdem müssen erfindungsgemäß höheren Pro-
und/oder Kobalt zum Ausgleichen der Legierung zentsätzen an einem oder mehreren der Elemente
und zur Erzielung der erfindungsgemäßen Eigen- Kohlenstoff, Chrom oder Silicium höhere Prozentschaften
erforderlich. sätze an Kobalt und/oder Nickel zur Erzielung bester
Die Fig. 1 bis 3 der Zeichnung zeigen folgendes: technologischer Eigenschaften zugeordnet sein.
F i g. 1 zeigt ein Diagramm, welches das Verhältnis 35 Kohlenstoff trägt im Stahl zur Erhöhung der Festigvon
Kohlenstoff zu Kobalt angibt, das zur Erzielung keit und der Härte bei. Er variiert im beanspruchten
verschiedener Festigkeiten in den fertigen Produkten Bereich und wird nur zur Erläuterung seiner Wirkungserforderlich
ist; die Festigkeiten sind nicht nur durch weise in folgende Bereiche unterteilt:
die Zusammensetzung, sondern auch durch das Abschrecken und Anlassen bestimmt; 40 a) von °>15 bls o»357o>
die Zusammensetzung, sondern auch durch das Abschrecken und Anlassen bestimmt; 40 a) von °>15 bls o»357o>
Fig. 2 zeigt eine ZTU-Kurve mit zwei Kurven- b) von 0,35 bis 0,5% und
abschnitten, von denen der obere die Umwandlung c) von 0,5 bis 0,65 %.
in Gefügezustände bei höherer Temperatur, wie Ferrit
abschnitten, von denen der obere die Umwandlung c) von 0,5 bis 0,65 %.
in Gefügezustände bei höherer Temperatur, wie Ferrit
und Perlit, und der untere bei niedrigerer Temperatur, Die Legierungen im unteren Kohlenstoffbereich
wie z. B. Bainit, darstellt; 45 weisen im allgemeinen eine gute Schweißbarkeit
F i g. 3 zeigt eine Kurve für eine andere Legierungs- und eine hohe Kerbschlagzähigkeit auf, so daß sie
Zusammensetzung. z. B. für den Bootskörper für Unterwasserfahrzeuge
In den F i g. 2 und 3 wird außerdem die Arbeits- verwendbar sind; sie weisen nach der Wärmebehandweise
in verschiedenen Temperaturbereichen dar- lung eine 0,2-Streckgrenze von 105 bis 170kg/mma
gestellt, wie später noch näher erläutert wird. 50 und Bruchfestigkeiten von etwa 125 bis 210 kg/mm2
Die in F i g. 1 gezeigten Kurven stellen Unter- auf.
suchungsergebnisse von Legierungen mit etwa 8 bis Legierungen im mittleren Kohlenstoffbereich ge-
9 % Nickel, aber mit unterschiedlichen Mengen an maß der Erfindung besitzen nach der Wärmebehand-Kohlenstoff
und Kobalt dar. Hierfür wurden die lung eine wesentlich höhere 0,2-Streckgrenze von 165
zahlreichen Proben jeweils einer Temperatur von 55 bis 190 kg/mm2 und Bruchfestigkeiten von 200 bis
etwa 800 bis 815°C austenitisiert, dann in öl auf 240 kg/mm2. Sie sind auch schweißbar und besitzen
Raumtemperatur abgeschreckt, weiter auf die Tem- eine hohe Kerbschlagzähigkeit,
peratur von flüssigem Stickstoff abgekühlt und an- Legierungen im höheren Kohlenstoff bereich sind
peratur von flüssigem Stickstoff abgekühlt und an- Legierungen im höheren Kohlenstoff bereich sind
schließend 1 Stunde bei 315 0C angelassen. nach der Wärmebehandlung ziemlich hart und
Die in F i g. 1 gezeigten Kurven sind kennzeichnend 60 besitzen eine sehr hohe 0,2-Streckgrenze und Bruchfür
die Untersuchung der zahlreichen Zusammen- festigkeit und mittlere Kerbschlagzähigkeit. Bestimmte
Setzungen unter den gegebenen Bedingungen. Bei Legierungen im unteren Kohlenstoffbereich dieses
einer anderen Anlaßtemperatur, z.B. bei 2000C, hohen Gebietes sind schweißbar. Ihre 0,2-Streckgrenze
würden die zahlreichen Kurven steiler verlaufen. liegt bei 185 bis 210 kg/mm2 und ihre Bruchfestig-Der
Übergang in den Kurven von einer verhältnis- 65 keiten bei 225 bis 245 kg/mm2,
mäßig geraden Linie in die gebogenen Abschnitte Erfindungsgemäß ist Nickel zu etwa 7 bis etwa
mäßig geraden Linie in die gebogenen Abschnitte Erfindungsgemäß ist Nickel zu etwa 7 bis etwa
im unteren Teil der Fig. 1 würde jedoch unter allen 12% und vorzugsweise zu etwa 7,5 bis etwa 9,5%
Umständen bei etwa 3 % Kobalt liegen. zugegen. Es soll erstens die Zähigkeit und Festigkeit
der Legierungen, zweitens die Unempfindlichkeit der Legierungen gegen spröde machende Mittel,
wie z. B. Silicium, Kohlenstoff, Phosphor und Schwefel, und drittens die Härtbarkeit der Legierung erhöhen.
Mit der Erhöhung des Prozentsatzes an Nickel in der Legierung erhöht sich die Menge an Restaustenit,
der bei der Umwandlung in Martensit zurückbleibt. Dies ist für jeden gegebenen Wert
an Kohlenstoff der Fall und ein unerwünschter Gefügebestandteil. Dieser Effekt tritt um so deutlicher hervor,
je mehr Kohlenstoff zugegen ist. Diesem Bestreben, Austenit zurückzuhalten, wird durch Zugabe
von Kobalt entgegengewirkt.
Kobalt soll in der Legierung zu etwa 0,2 bis etwa 7, vorzugsweise von etwa 1 bis 4°/0 enthalten sein. Es
dient zur Verringerung des Restaustenits, indem es die M«-Temperatur erhöht. Je höher die Ms-Temperatur
liegt, desto mehr Austenit wird bei einer gegebenen Arbeitstemperatur, z. B. Raumtemperatur, die immer
unterhalb der M«-Temperatur liegt, in Martensit
umgewandelt.
Kobalt dient auch zur Steigerung der Festigkeit der Legierung ohne wesentlichen Verlust an Zähigkeit,
insbesondere bei Stählen mit geringem Kohlenstoffgehalt. Daher müssen von ihm bestimmte Mindestmengen
zugegen sein, wenn der Kohlenstoff im unteren Bereich liegt.
Kobalt steigert weiterhin die Warmhärte von Stahl und erhöht dessen Anlaßwiderstand insbesondere
in Verbindung mit Silicium. Kobalthaltige Stähle können deshalb bei verhältnismäßig hohen Temperaturen
angelassen werden und behalten dennoch die gewünschten Festigkeiten. Kobalt verringert darüber
hinaus die weitere Möglichkeit einer Abschreck-Rißbildung, d. h. die Rißbildung, die auf Grund
von Änderungen in den Abmessungen auf Grund der Umwandlung von Austenit in Martensit auftritt.
Es steigert außerdem die Unempfindlichkeit gegen bestimmte spröde machende Mittel, wie z. B. Kohlenstoff
und Silicium, und wirkt in diesem Sinn auf ähnliche Weise wie Nickel.
Mangan übt einen ähnlichen Einfluß auf die Härte des Stahles aus wie Silicium.
Silicium hat im allgemeinen die Aufgabe, die Anlaßreaktion bei Anlaßtemperaturen von 315° C und
darunter zu verzögern. Der Siliciumgehalt ist auf maximal 3% festgelegt, weil größere Mengen als
Ursache für unerwünschte Sprödigkeit des Stahles anzusehen sind.
Chrom unterbindet die Graphitierungsneigung und steigert die Härte.
Molybdän wirkt ähnlich wie Chrom. Bevorzugt ist Molybdän zwischen 0,2 und etwa 0,4% zugegeben.
Auch kann Molybdän teilweise durch Wolfram im Gewichtsverhältnis von 3 :1 ersetzt werden.
Schwefel und Phosphor sind unerwünscht. Ihre Höchstmenge darf 0,04% nicht übersteigen.
Vanadium dient zur Kornverfeinerung, Härtung und zur Verhinderung der Graphitbildung. Sein
bevorzugter Bereich ist 0,05 bis 0,15 %·
Aluminium wirkt als Kornverfeinerer und als Desoxydationsmittel. Es erhöht ferner unter gewissen
Umständen die Festigkeit der Legierung.
Niob kann in der erfindungsgemäßen Stahllegierung vollkommen fehlen oder nur mit etwa 0,4 Gewichtsprozent
der gesamten Legierung zugegen sein. Es soll gegebenenfalls eine Kornvergröberung verhindern,
die Härtbarkeit der Legierung steigern und ihre Streckfestigkeit und ihre Duktilität erhöhen, wenn
das Material Zugbeanspruchungen ausgesetzt ist. Erfindungsgemäß ist es ferner möglich, daß Vanadium,
Aluminium und/oder Silicium ganz oder teilweise durch Titan, Zirkonium und/oder Seltene Erdmetalle
ersetzt sind.
Im folgenden wird das Verhalten des erfindungsgemäßen Stahles an Hand der ZTU-Kurven in den
Fi g. 2 und 3 besprochen. Die Legierungszusammen-Setzungen für die F i g. 2 und 3 zeigt die folgende
Tabelle.
Element | Figur 2 | Figur 3 |
1O Kohlenstoff Nickel Kobalt Mangan Silicium 20 Chrom Molybdän Vanadium Schwefel Phosphor |
0,44 8,00 3,86 0,27 0,23 0,22 0,49 0,16 0,010 0,009 |
0,42 8,52 3,80 0,24 <0,10 0,18 0,38 0,10 <0,10 <0,010 |
Dabei besteht der Rest aus Eisen mit zufälligen Verunreinigungen.
In F i g. 2 weist die voll ausgezogene ZTU-Kurve H zwei Lappen einschließlich eines unteren Lappens 12
und eines oberen Lappens 13 auf. Dazu ist zu bemerken, daß die ZTU-Kurve in jeder der F i g. 2 und 3
den Beginn der isothermalen Umwandlung von Austenit in die zahlreichen Umwandlungsprodukte
anzeigt. Die untere Lappenkurve 12 zeigt die Um-Wandlung in die Umwandlungsprodukte niedrigerer
Temperatur, wie Bainit, und der obere Lappen 13 die Umwandlung in Umwandlungsprodukte höherer
Temperatur, wie Ferrit und Perlit, an.
In Fig. 3 wird eine weitere Art von ZTU-Kurve gezeigt, die im allgemeinen mit 14 bezeichnet ist
und einen unteren Lappen 15 und einen oberen Lappen 16 aufweist, die in einem Abstand voneinander
angeordnet sind, so daß sie ein Buchtgebiet 17 bilden.
In jeder der Fig. 2 und 3 zeigt außerdem eine mit M8 bezeichnete Linie die Temperatur für den
Beginn der Umwandlung von Austenit in Martensit an. Oberhalb dieser Linie verläuft eine horizontale
Linie A1, welche die untere Endtemperatur einer kritischen Zone anzeigt. Die obere Endtemperatur
dieser kritischen Zone wird durch die Linie A3 angezeigt.
In dieser kritischen Zone können eine oder mehrere Phasen im Gleichgewicht mit Austenit vorhanden
sein, während oberhalb der v43-Linie nur
Austenit existieren kann.
Die Bearbeitung der erfindungsgemäßen Stahllegierung beruht auf einer Kaltbearbeitungsgrundlage,
dennoch bei relativ hohen Temperaturen, was durch den Ausdruck »Warm-Kalt-Bearbeitung« beschrieben
werden kann. Die Bearbeitung ist dabei auf das Gebiet oberhalb der Kurvennase beschränkt, in dem die
Umwandlung von Austenit in die Umwandlungsprodukte höherer Temperatur stattfinden kann.
Bei Bearbeitung bei Temperaturen wesentlich oberhalb Raumtemperatur und in dem Gebiet, für das
die zahlreichen ZTU-Kurven der Fig. 2 und 3
gezeichnet sind, hat die Bearbeitung selbst eine Verschiebung der Stellung der ZTU-Kurven zur Folge,
wobei die Verschiebung auch in den Zeichnungen
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dargestellt ist. Um ein Produkt zu erhalten, das stände im wesentlichen die gleichen wie zur Zeit Null,
nicht durch irgendwelche Umwandlungsprodukte ver- so daß, wenn diese Bearbeitung nicht zu sehr in die
unreinigt ist, sondern im wesentlichen nur aus Marten- Länge gezogen und die Abkühlung ohne wesentliche
sit mit einer Mindestmenge an Restaustenit besteht, Verzögerung durchgeführt wird, die Abkühlung dem
hat es sich als notwendig erwiesen, gemäß der vor- 5 Abkühlungsabschnitt 28 des Pfades c folgen wird,
liegenden Erfindung zu verfahren. Hierbei soll der ohne irgendeine Verschmutzung bzw. Verunreinigung
Ausdruck »Martensit« jedoch ein martensitartiges des Produktes durch irgendwelche Umwandlungs-Produkt
bezeichnen, das aus dem mechanisch ver- produkte hervorzurufen. _
formten Austenit gebildet worden ist. In F i g. 3 wird eine andere Art~einer ZTU-Kurve
In den F i g. 2 und 3 der Zeichnungen wird die Be- 10 gezeigt, die hier eine Bucht 17 zwischen einem oberen
arbeitung in jedem Fall durch eine praktisch horizon- und einem unteren Lappen 15 bzw. 16 aufweist,
tal verlaufende Wellenlinie dargestellt, die anzeigt, Auch hier ist die Temperatur der Nase des Kurvendaß
die Bearbeitung bei einer einzigen gegebenen lappens 16 etwa am Punkt 29 in diesem Fall kritisch,
Temperatur durchgeführt wurde, obwohl auch die wobei die Bearbeitung der erfindungsgemäßen Stahltatsächliche Bearbeitung bei einer steitgen Verminde- i5 legierung bei Temperaturen oberhalb der Temperatur
rung der Temperatur durchgeführt werden kann, die des Punktes 19 durchgeführt werden muß. Nach
z. B. durch Berührung des zu bearbeitenden Materials den Lehren des Standes der Technik erfolgte die
mit verhältnismäßig kälteren Bearbeitungswerkzeugen Bearbeitung bei Temperaturen entsprechend dem
von geeigneter Beschaffenheit eintreten kann. In Buchtabschnitt 17, nach dem Pfad α, wobei die
jedem Fall der Fig. 2 und 3 ist die Bearbeitungszeit 20 Bearbeitung in der Bucht durchgeführt werden kann,
durch die Stellung und Länge der Wellenbearbeitungs- jedoch die unvermeidliche Verschiebung des unteren
linie, gemessen in bezug auf die horizontale logarith- Lappens 15 aus der voll ausgezeichneten Stellung
mische Zeitskala, bestimmt. Dieses anfängliche Ab- der Kurve 14 in die gestrichelt gezeichnete Stellung
kühlen vor der Bearbeitung, das durch eine abfallend bei 30 zur Folge hat. Dies ist keine ernsthafte Schwieverlaufende
Linie von einer verhältnismäßig hohen 25 rigkeit im Fall leichter oder verhältnismäßig dünner
Austenitisierungstemperatur angezeigt wird, wird und Proben, kann jedoch sehr große Schwierigkeiten
muß in einer ausreichend kurzen Zeit durchgeführt bei relativ schweren oder dickeren Proben hervorwerden,
so daß dieses bloße Abkühlen als solches rufen. Der Kurvenpfad α und die verschobene Stelkeine
Umwandlung in irgendeiner wesentlichen Menge lung 30 zeigen die Zustände an, die erhalten werden
des behandelten Materials in die eine oder andere 30 können bei Verwendung schwerer Proben. Der
Art von Umwandlungsprodukten, die nicht Austenit Abkühlungsabschnitt 31 des Pfades α wird den
und unerwünscht sind, stattfindet. verschobenen Lappen 30 durchschneiden; dies hat
In F ig. 2 ist eine zusammengesetzte ZTU-Kurve 11 eine Verunreinigung der Probe durch unerwünschte
mit einem oberen Lappen 13 und einem unteren Umwandlungsprodukte zur Folge. In der F ig. 3
Lappen 12 gezeigt. Hier ist die kritische Temperatur 35 liegt der Pfad b in der kritischen Zone, d. h. zwischen
für die Bearbeitung diejenige der Nase des oberen den Temperaturen A1 und ΑΆ, was in diesem Fall
Lappens (bei 23). Diese Temperatur bestimmt, ob auch innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindie
Bearbeitung im Bereich der vorliegenden Erfin- dung liegt, da der Bearbeitungsabschnitt dieses
dung liegt oder nicht. Hier wird entsprechend dem Pfades vollkommen oberhalb der Temperaturnase
Pfad α die Bearbeitung bei einer Temperatur unter- 40 29 der oberen Kurve 16 liegt. Unter diesen Umhalb
der Nase 23 der Kurve 13 durchgeführt. Dies ständen wird der untere Lappen 15 nur von der Stelwird
eine Verschiebung der Stellung des unteren lung, die voll ausgezogen gezeigt ist, in die mit geLappens
12 der Kurve 11 in die gestrichelte Kurve strichelter Kurvenlinie 32 gezeigte Stellung verschoben,
bei 24 zur Folge haben und wird am Ende die Ab- so daß die Bearbeitung so beendet werden kann, wie
schrecklinie des Pfades α (bei 25), die verschobene 45 es in der Zeichnung dargestellt ist, und das Produkt
Stellung 24 der Kurve 11 durchschneiden. Eine danach entlang der Linie 33 abgekühlt oder abgewisse
Umwandlung des Materials der Probe in geschreckt werden kann, ohne daß irgendein
Umwandlungsprodukte niedrigerer Temperatur, wie Abschnitt der gestrichelten Kurve 32 durchschnitten
z. B. Bainit, wird die Folge sein. Dies ist jedoch wird und daher auch keine Einführung irgendwelcher
gemäß der vorliegenden Erfindung unerwünscht. 50 Umwandlungsprodukte, d. h. von Umwandlungs-Dagegen
ergibt sich bei der Bearbeitung in dem produkten niedrigerer Temperatur wie Bainit, in
Gebiet kritischer Temperatur zwischen den horizon- das fertige Material erfolgt. Das fertige Material
talen Temperaturlinien A1 und A3 nach Pfad b eine besteht praktisch vollkommen aus Martensit mit einer
Veränderung oder Verschiebung in der Stellung des sehr geringen Menge Restaustenit.
unteren Lappens 12 in die mit gestrichelter Linie 55 Die Bearbeitung bei einer Temperatur oberhalb
gezeigte Stellung bei 26. Unter diesen Umständen der durch die Linie A3 angezeigten Höhe, d. h. in
und da diese Verschiebung wesentlich geringer ist der stabilen Austenitzone, entspricht dem Pfad c,
als bei der Bearbeitung bei niedrigerer Temperatur bei dem das Arbeiten im wesentlichen das gleiche
(Pfad d) wird der Abkühlungsabschnitt des Pfades b wie in der Fig. 2 ist, wobei ein Abschrecken un-(bei
27) die Kurve 26 nicht durchschneiden, so daß 60 mittelbar nach der Bearbeitung erfolgt und tatsächlich
keine Verunreinigung des Produktes durch irgendein zum Zeitpunkt Null beginnen muß, selbstverständlich
Umwandlungsprodukt, wie z. B. Bainit, eintreten wird. unter der Voraussetzung, daß die Bearbeitung selbst
Bei der Bearbeitung (Pfad a) in der Zone hoher nicht übermäßig in die Länge gezogen wird und kein
Temperatur oberhalb der durch die Linie A3 an- übermäßiger Zeitraum zwischen der Beendigung der
gezeigten Temperatur und in der stabilen Zone für 65 Bearbeitung und dem Beginn des Abschreckvorganges
Austenit tritt keine wesentliche Verschiebung in liegt.
der Stellung des Lappens 12 der Kurve 11 auf. Am Nach dem Abschrecken der Proben, gewöhnlich
Ende sind darüber hinaus die Bedingungen bzw. Zu- in Luft oder in Öl zumindest auf Raumtemperatur,
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kann ein weiterer Teil des Restaustenits gegebenenfalls
durch starkes Abkühlen in Martensit umgewandelt werden, indem z. B. die Temperatur durch gewöhnliche
Abkühlungstechniken auf irgendeine erreichbare tiefe Temperatur verringert wird, einschließlich z. B.
des Eintauchens des Gegenstandes in flüssigen Stickstoff; hierdurch wird die Temperatur des Produktes
auf den Siedepunkt des flüssigen Stickstoffs, d. h. etwa —2000C, herabgedrückt. Es sind auch andere
flüssige Gase, einschließlich CO2, He, H2 oder O2,
zur Abkühlung verwendbar.
Für die maximale Umwandlung von Austenit in Martensit kann ein wiederholendes oder cyclisches
Verfahren vorteilhaft angewandt werden, bei dem abgekühlt, anschließend bis etwa auf die Anlaßtemperatur
erwärmt und wiederum abgekühlt und unterkühlt wird. Gewöhnlich erhält man mit etwa
zwei solcher Kreisläufe die größtmögliche Umwandlung, da zusätzliche Kreisläufe, obwohl sie möglicherweise
den Umfang der gewünschten Umwandlung in gewissem Maß vergrößern, eine im Vergleich
zu den Kosten ihrer Durchführung nur verhältnismäßig geringe Verbesserung bewirken.
Durch die angegebene Warm-Kalt-Bearbeitung werden bestimmte physikalische oder mechanische
Eigenschaften wesentlich verbessert.
Es ergibt sich weiterhin, daß die Wirkung der :
mechanischen Verformung oder Bearbeitung in gewissem Umfang proportional !zur : Größe einer derartigen
Verformung oder Bearbeitung, der die Probe unterworfen wird, ist. Um eine tätsächliche und
beachtenswerte Mindestverbesserung zu erzielen, muß die Verformung mindestens I0°/o, bezogen auf die
physikalischen Abmessungen der Probe vor einer solchen Verformung, betragen. Dies ist jedoch eine
Mindestforderung; der Höchstwert liegt viel höher, · und zwar bei einer praktischen Bearbeitungsspanne
oder bevorzugten Verformungsgröße in der Größen- < Ordnung von etwa 50 bis 90%·
Dje mechanische Bearbeitung kann auf verschiedenen -Wegen erfolgen, die alle im allgemeinen für die
mechanische Bearbeitung von Stahl und dessen Legierungen unter anderen Bedingungen bekannt sind.
Erfindungsgemäß kann dies z. BJ durch einen Schmiedeoder
Quetscharbeitsgang, durch mechanisches Walzen, durch Fließpressen, durch Drahtziehen und nach
jedem anderen bekannten Verfahren zur Bearbeitung von Metallen durchgeführt werden. Ein erwünschtes
Merkmal der erfindungsgemäßen Stahllegierung liegt darin, daß die hergestellten Produkte eine sehr hohe
Zähigkeit aufweisen, wie es durch ihre Kerb-Zug-Festigkeiten angezeigt wird.
Die verschiedenen Zusammensetzungen sind in der Tabelle I aufgeführt.
In den Tabellen II und III werden außerdem unter Bezugnahme auf die in Tabelle I festgelegten Proben
gewisse Eigenschaften der Materialien mit den entsprechenden Zusammensetzungen aufgezeigt. Für
Tabelle II und III wurden die Zugfestigkeit, die Streckgrenze, die Dehngrenze und die Dehnung
in jedem Fall an einer flachen Probe von etwa 2 mm Dicke, etwa 7,5 mm Breite und ausreichender Länge
für einen mittleren Prüfungsabschnitt (zwischen den Einspannabschnitten) von etwa 50 mm Länge bestimmt.
Die Behandlungsstufen waren folgende:
a) Austenitisierung bei einer Temperatur nach Tabelle II und III;
b) die Proben wurden danach in öl auf etwa Raumtemperatur
(240C) abgeschreckt, anschließend
c) auf eine Temperatur von etwa —85°C 2 Stunden
unterkühlt,
d) dann bei 205 "C für die in Tabelle II aufgeführten
Ergebnisse angelassen und bei 315° C für die in Tabelle III aufgeführten Ergebnisse angelassen,
und zwar jeweils 1 Stunde lang, dann erfolgte Abkühlung auf Raumtemperatur in Luft, anschließend wieder Anlassen bei der
gleichen Anlaßtemperatur für 1 Stunde und dann Abkühlen in Luft auf Raumtemperatur;
e) die Proben wurden dann auf die erwünschten genauen Abmessungen der Prüfungsstücke fertig
geschliffen,
f) die durch das Schleifen entstandenen Spannungen wurden durch Anlassen auf 10° C entfernt, die
unter der für jede Probe angegebenen Anlaßtemperatur liegt, und
g) die Prüfungsergebnisse wurden in den Tabellen II
und III zusammengefaßt.
Probe | C | Ni | Co | Mn | Si | Cr | Mo | V | Al | Nb | S | P | vorzugsweise niedriger C-Gehalt |
a | 0,23 | 9,5 | 2 | 0,20 | 0,20 | 0,25 | 0,30 | 0,10 | 0,01 | 0 | 0,01 | 0,01 | vorzugsweise mittlerer C-Gehalt |
b | 0,40 | 9 | 3 | 0,20 | 0,20 | 0,20 | 0,25 | 0,10 | 0,01 | 0 | 0,01 | 0,01 | vorzugsweise hoher C-Gehalt |
C | 0,62 | 7,7 | 5 | 0,20 | 0,20 | 0,10 | 0,20 | 0,10 | 0,01 | 0 | 0,01 | 0,01 | vorzugsweise niedriger C-Gehalt |
d | 0,15 | 8,75 | 3,50 | 0,30 | 0,20 | 0,32 | 0,35 | 0,008 | 0 | 0 | 0,005 | 0,006 | vorzugsweise hoher C-Gehalt |
e | 0,65 | 8,82 | 6,80 | 0,46 | 0i21 | 0,30 | 0,31 | 0,11 | 0 | 0 | 0,008 | 0,007 | niedriger Ni-Gehalt |
f | 0,42 | 7 | 0,48 | 0,33 | 0,15 | 0,10 | 0,23 | 0,13 | 0,3 | 0 | 0,006 | 0,005 | hoher Ni-, niedriger Si-Gehalt |
g | 0,45 | 12 | 5 | 0,14 | 0,005 | 0,30 | 0,34 | 0,15 | 0 | 0 | 0,007 | 0,007 | niedriger Co-Gehalt |
h | 0,31 | 7,9 | 0,2 | 0,21 | 0,01 | 0,27 | 0,46 | 0,10 | 0 | 0 | 0,01 | 0,006 | hoher Co-Gehalt |
i | 0,53 | 8 | 7 | 0,32 | 0,25 | 0,37 | 0,14 | 0,08 | 0,01 | 0 | 0,009 | 0,003 | hoher Si-, hoher V-Gehalt |
j | 0,48 | 9,2 | 5,5 | 0,38 | 3 | 0 | 0,46 | 0,34 | 0,02 | 0 | 0,02 | 0,015 | hoher Mn-Gehalt |
k | 0,25 | 10 | 1,25 | 2 | 0,23 | 0,35 | 0,29 | 0,07 | 0,09 | 0 | 0,023 | 0,014 | hoher Cr-Gehalt |
1 | 0,40 | 8,95 | 3,87 | 0,20 | 0,17 | 1 | 0,14 | 0,11 | 0 | 0 | 0,008 | 0,004 | hoher Mo-Gehalt |
m | 0,38 | 8,72 | 1,94 | 0,20 | 1,94 | 0,61 | 0,6 | 0,005 | 0 | 0 | 0,01 | 0,004 | niedriger Mo- und Cr-Gehalt |
η | 0,50 | 8,2 | 2,3 | 0,4 | 0,23 | 0,08 | 0,05 | 0,20 | 0,1 | 0 | 0,02 | 0,017 | hoher Nb-Gehalt 4- Probe b |
O | 0,40 | 9 | 3 | 0,20 | 0,20 | 0,20 | 0,25 | 0,10 | 0,01 | 0,4 | 0,01 | 0,01 | niedriger Nb-Gehalt + Probe b |
P | 0,40 | 9 | 3 | 0,20 | 0,20 | 0,20 | 0,25 | 0,10 | 0,01 | 0,04 | 0,01 | 0,01 | hoher Al-Gehalt + Probe b |
q | 0,40 | 9 | 3 | 0,20 | 0,20 | 0,20 | 0,25 | 0,10 | 2 | 0 | 0,01 | 0,01 | 809 548/364 |
11
Tabelle Π
12
Austenitisierung | Streckengrenze (kg/mm2) |
Dehngrenze | Dehnung | Ein | RC-Härte | Kerb-Zug- | |
Probe | Temperatur | bei 0,2% | (kg/mma) | schnürung | Festigkeit | ||
bleibender | (Ultimate | (%in | |||||
(0Q | Dehnung | Strength) | 50 mm) | (%) | 46,5 | (kg/mma) | |
a | 870 | 136,5 | 161,7 | 8 | 48 | 54 | >136,5 |
b | 790 | 172,2 | 203,9 | 7 | 35 | 56 | 210,9 |
C | 845 | 207,3 | 232 | 5 | 25 | 41 | 70,3 |
d | 900 | 116 | 136,5 | 8 | 60 | 56,5 | >116 |
e | 845 | 209,5 | 235,5 | 6 | 30 | 54 | 70,3 |
f | 815 | 165,2 | 196,8 | 7 | 40 | 54,5 | 182,8 |
g | 790 | 175,8 | 203,9 | 7 | 40 | 46 | 179,3 |
h | 815 | 144,1 | 161,7 | 7 | 48 | 56,5 | >210,9 |
i | 815 | 186,3 | 225 | 6 | 30 | 57 | 105,5 |
j | 815 | 207,3 | 232 | 5 | 35 | 46 | >70,3 |
k | 845 | 147,6 | 168,7 | 7 | 50 | 54,5 | >147,6 |
1 | 815 | 175,8 | 207,3 | 7 | 40 | 53,5 | >175,8 |
m | 815 | 172,2 | 203,9 | 7 | 45 | 55,5 | >182,8 |
η | 815 | 179,3 | 218 | 6 | 54,5 | >175,8 | |
O | 815 | 175,8 | 207,3 | 7 | 40 | 54 | 210,9 |
P | 815 | 173,7 | 205,3 | 7 | 37 | 54,5 | >210,9 |
q | 815 | 172,2 | 203,9 | 6 | 35 | 161,7 | |
Tabelle ΠΙ
Austenitisierung | Streckgrenze | Dehngrenze | Dehnung | Ein | RC-Härte | Kerb-Zug- | |
Temperatur | (kg/mm2) | schnürung | Festigkeit | ||||
Probe | bei 0,2% | (kg/mm*) | (%in | ||||
(0Q | bleibender | 154,7 | 50 mm) | (%) | 46 | (kg/mma) | |
870 | Dehnung | 175,8 | 8 | 50 | 51 | >136,5 | |
a | 790 | 136,5 | 196,8 | 7 | 51 | 53 | >182,8 |
b | 845 | 161,7 | 126,6 | 6 | 53 | 40 | ~ 140,6 |
C | 900 | 179,3 | 189,8 | 8 | 63 | 53,5 | >116 |
d | 845 | 116 | 182,8 | 6 | 40 | 51 | ~ 140,6 |
e | 815 | 182 8 | 189,8 | 7 | 50 | 52 | >182,8 |
f | 790 | 161,7 | 147,6 | 7 | 45 | 46 | >182,8 |
g | 815 | 167,3 | 193,3 | 7 | 55 | 45 | >136,5 |
h | 815 | 136,5 | 228,1 | 6,5 | 53 | 55 | > 175,8 |
i | 815 | 175,8 | 161,7 | 5,5 | 40 | 45 | 105,5 |
j | 845 | 196,8 | 182,8 | 7 | 53 | 50 | >151,2 |
k | 815 | 150,2 | 182,8 | 7 | 53 | 51 | >168,7 |
1 | 815 | 168,7 | 182,8 | 7 | 55 | 51,5 | >168,7 |
m | 815 | 165,2 | 189,8 | 7 | 40 | 51,5 | >175,8 |
η | 815 | 165,2 | 182,8 | 7 | 45 | 51 | >175,8 |
O | 815 | 165,2 | 210,9 | 7 | 42 | 54 | >175,8 |
P | 815 | 161,7 | 5 | 35 | 105,5 | ||
q | 189,8 | ||||||
Hier wurde die Wirkung von Kobalt in der Legierung auf die Menge des nach dem Anlassen und Abschrecken
vorliegenden Restaustenits untersucht. Es wurden zwei Prüfungen für Zusammensetzungen mit
und ohne Kobalt durchgeführt.
Ohne Kobalt
Mit Kobalt
Ohne Kobalt
Mit Kobalt
Kohlenstoff
Nickel
Kobalt
Mangan ... Silicium ... Chrom
0,46 8,23
0,80 0,19 0,07
0,42 8,11 3,20 0,75 0,25 0,08
Molybdän
Vanadium
Aluminium
Niobium ...
Schwefel ..,
Phosphor ..
Vanadium
Aluminium
Niobium ...
Schwefel ..,
Phosphor ..
0,05
0,07
0,02
0,07
0,02
0,01
0,004
0,004
0,06 0,06 0,01
0,01 0,003
Der Rest bestand aus Eisen mit zufälligen Ver- 65 folgten Abkühlung der Proben auf Raumtemperatur,
unreinigungen. 20minutige Austenitisierung der Proben bei 7900C
Zuerst erfolgte ein Istündiges Normalglühen des und anschließend Abschrecken auf Raumtempe-Materials
der Proben bei 815°C, anschließend ratur.
Der Durchschnitt einer Anzahl solcher Proben ohne Kobalt enthielt etwa 22% Restaustenit, derjenige
mit 3,20% Kobalt nur etwa 10% davon.
Ähnliche Probenpaare dieser gleichen Legierungen wurden auch anschließend an ihr Abschrecken auf
Raumtemperatur auf die Temperatur von flüssigem Stickstoff unterkühlt. Der Durchschnitt der Proben
ohne Kobalt enthielt etwa 13% Restaustenit, derjenige mit Kobalt nur etwa 6% davon.
Dieses Beispiel zeigt weiterhin den Vorteil der durch die Unterkühlung auf eine äußerst niedrige Temperatur,
d. h. die Temperatur von flüssigem Stickstoff, anschließend an das normale Abschrecken auf Raumtemperatur
erzielt wird, wobei eine wesentliche Menge des Restaustenits von Proben, die nur auf
Raumtemperatur abgeschreckt wurden, bei den Proben, die auf die Temperatur von flüssigem Stickstoff unterkühlt
wurden, in Martensit umgewandelt wurde.
Dieses Beispiel soll die Durchführung des Verfahrens, d. h. die Warm-Kalt-Bearbeitung, in dem Bereich,
auf den sich die Erfindung unter Bezugnahme
auf die F i g. 2 und 3 der Zeichnungen bezieht, veranschaulichen.
Dieses Verfahren ist nicht nur auf alle die oben behandelten und insbesondere im Beispiel 1 aufgeführten
Legierungszusammensetzungen anwendbar, sondern auch auf diejenigen, die allgemein als
härtbare Stahllegierungen bekannt sind. Damit die Daten verschiedener chemischer Zusammensetzungen
von verschiedenen Legierungen festgelegt sind und
ίο zur Erleichterung der Bezugnahme darauf durch
Zusammensetzungs- oder Probenummern, werden in der folgenden Tabelle IV einige zusätzliche Legierungszusammensetzungen
angegeben, die vorteilhaft nach dem Warm-Kalt-Bearbeitungsverfahren behandelt
werden können.
Die Tabelle V zeigt die Ergebnisse der Warm-Kalt-Bearbeitung von Zusammensetzungen, die durch die
entsprechenden Probenummern in Tabelle I festgelegt sind.
so Tabelle VI zeigt ähnliche Ergebnisse mit gewissen
zweckmäßigen zusätzlichen Informationen bezüglich der Ergebnisse der Warm-Kalt-Bearbeitung der in
Tabelle IV angegebenen Stahllegierungen. |
Probe | C | Ni | Co | Mn | Si | Cr | Mo | V | Al | Nb | S | P |
r (4340) | 0,40 | 1,73 | — | 0,68 | 0,30 | 0,84 | 0,25 | — | — | — | 0,009 | 0,016 |
S (3491700) | 0,40 | 1,11 | — | 1,13 | 1,82 | 2,14 | 0,33 | — | — | — | 0,008 | 0,008 |
t A-209 | 0,30 | 5,14 | — | 1,16 | 1,57 | 2,36 | 0,35 | 0,07 | — | — | — | — |
u A-176 | 0,65 | 5,26 | — | 0,17 | 0,19 | 0,18 | 0,28 | — | 0,19 | — | — | — |
Tabelle V
Mechanische Eigenschaften warm-kalt-bearbeiteter Stähle
Mechanische Eigenschaften warm-kalt-bearbeiteter Stähle
Auste- | Vf»r. | Ver for mung |
Anlassen | Streck | Dehn grenze |
Deh nung |
Ein schnü rung |
6 | — | RC- Härte |
Kerb-Zug- Festigkeit |
|
Probe | niti- sierung Tem |
VCi" formung Tem |
Temperatur | grenze (kg/mm2) bei 0,2% |
5 | — | ||||||
peratur | peratur | (%) | CC) | bleibender | (kg/mm2) | (0Io) | (7o) | 5 | — | (kg/mm2) | ||
0C | (0Q | 10 - | 1 h — 204 | Dehnung | 154,7 | 7 | 40 | 5,5 | — | 47 | ||
a | 870 | 732 | 80 | sofort abgeschreckt | 147,6 | 176,8 | 5 | 21,8 | 6 | 52,5 | — | |
870 | 732 | 80 | 1 h — 204 | 168,9 | 167,8 | 5 | 31,2 | 5 | — | 49,5 | >155,4 | |
870 | 732 | 90 | 1 h — 204 | 154,8 | 175,8 | 6 | 36 | 50 | >161,7 | |||
870 | 732 | 10 | 1 h — 204 | 161,8 | 209,5 | 7 | 36 | 55 | ||||
b | 790 | 732 | 80 | sofort abgeschreckt | 179,3 | 274,2 | — | — | — | 56,3 | ||
790 | 704 | 80 | 1 h —121 | 177,2 | 267,2 | — | — | — | 105,5 | |||
790 | 704 | 80 | 1 h — 204 | 182,8 | 228,5 | — | — | — | >210,9 | |||
790 | 704 | 90 | lh —204 | 196,8 | 239 | 6 | 40 | 56 | >207,3 | |||
790 | 732 | 10 | 1 h — 204 | 207,3 | zu spröde — vorzeitiger | 3ruch | ||||||
C | 845 | 732 | 80 | sofort abgeschreckt | 316,4 | 67 | 35,2 | |||||
845 | 732 | 80 | 1 h — 204 | 207,3 | 288,2 | 61 | ~ 182,8 | |||||
845 | 732 | 80 | 1 h — 315 | 218 | 253,1 | 59 | ~ 182,8 | |||||
845 | 732 | 90 | 1 h — 204 | 210,9 | 295,2 | 61,5 | >186,3 | |||||
845 | 732 | 80 | sofort abgeschreckt | 232 | 302,3 | 63 | 35,2 | |||||
j | 815 | 732 | 80 | 1 h — 315 | 210,9 | 274,2 | 59 | 175,8 | ||||
815 | 732 | 218 | ||||||||||
Tabelle VI Mechanische Eigenschaften warm-kalt-bearbeiteter Stähle
frobe | Austeniti- sieiung |
Verformung | Ver for mung |
Anlassen | Streckgrenze (kg/mm2) bei 0,2% |
Dehn grenze |
Deh nung |
Ein schnü rung |
RC- Härte |
Kerb-Zug- Festigkeit |
zu spröde zum Prüfen | 6 | — | 67 | — |
Temperatur | Temperatur | Temperatur | bleibender | 306 | 7 | — | 67 | — | |||||||
CQ | CQ | (%) | Dehnung | (kg/mm2) | (%) | (0Io) | (kg/mma) | 316,4 | 5 | — | 64 | — | |||
r | 845 | ,. . | . | R. T.* | 172,2 | 239 | 4 | - | 59 bis 60 | 263,7 | |||||
845 | 732 | 55 | R. T. | 158,2 | 267,2 | 6 | —* | 63 | —. | ||||||
845 | — | — | 204 | 170,2 | 207,3 | 6 | -—, | 54 | — | ||||||
845 | 732 | 55 | 204 | 177,2 | 232 | 6 | — | 56 | — | ||||||
S | 955 | R. T. | 168,7 | 253,1 | 2 | „ | 59 | ||||||||
955 | — | — | 204 | 170,2 | 214,4 | 6 | — | 56,5 | — | ||||||
955 | — | — | 315 | 172,2 | 203,9 | 6,5 | — | 54,5 | — | ||||||
955 | 620 | 75 | R. T. | 136,5 | 281,2 | 6 | — | 63 | — | ||||||
955 | 620 | 75 | 204 | 182,8 | 253,1 | 5,5 | — | 61,5 | — | ||||||
955 | 620 | 75 | 315 | 207,3 | 232 | 5 | 59 | — | |||||||
955 | 955 | 80 | R. T. | 140,6 | 274,2 | 6,5 | —. | 62 | — | ||||||
955 | 955 | 80 | 204 | 185,6 | 227,1 | 6 | —- | 60,5 | 182,8 | ||||||
955 | 955 | 80 | 371 | 192,6 | 216,5 | 4 | — | 56 | 175,8 | ||||||
t | 870 | 704 | 80 | R. T. | 143,8 | 235,9 | 6 | 62 | |||||||
870 | 704 | 80 | lh —121 | 136 | 234,1 | 7 | — | 60 | — | ||||||
845 | lh —121 | ||||||||||||||
845 | 732 | 80 | lh —121 | 197,7 | |||||||||||
845 | 732 | 80 | R. T. | 196,8 | |||||||||||
845 | 732 | 80 | lh —204 | 217,9 |
*) R. T. heißt Raumtemperatur (etwa 24° Q.
Claims (8)
1. Hochfeste Stahllegierung mit überwiegend martensitischem Gefüge, bestehend aus 0,15 bis
0,65% Kohlenstoff, 7 bis 12% Nickel, 0,2 bis 7% Kobalt, 0 bis 2% Mangan, 0 bis 2% Aluminium,
0 bis 3% Silicium, 0 bis 1% Chrom,
0 bis 0,6% Molybdän, 0 bis 1,8% Wolfram, 0 bis 0,35% Vanadium, 0 bis 0,4% Niobium, wobei
der Gehalt an Chrom, Molybdän, Vanadium und Niobium einzeln oder zu mehreren mindestens
0,12%, der Gehalt an Schwefel und Phosphor jeweils maximal 0,04% beträgt und der Rest
Eisen mit zufälligen Verunreinigungen ist.
2. Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 7,5 bis 9,5% Nickel und
1 bis 4% Kobalt enthält.
3. Stahllegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß sie jeweils 0,2 bis
1 Gewichtsprozent Molybdän und Chrom enthält.
4. Stahllegierung nach den Ansprüchen 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,05 bis 0,15%
Vanadium enthält.
5. Stahllegierung nach den Ansprüchen 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,2 bis 0,4%
Molybdän enthält.
6. Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,15 bis 0,65% Kohlenstoff,
7 bis 12% Nickel, 0,2 bis 7% Kobalt enthält und der Rest Eisen mit zufälligen Verunreinigungen
ist.
7. Stahllegierung nach den Ansprüchen 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß höheren Prozentsätzen
an Kohlenstoff, Chrom und/oder Silicium höhere Prozentsätze an Kobalt und/oder Nickel
zugeordnet sind.
8. Stahllegierung nach den Ansprüchen 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß Vanadium, Aluminium
und/oder Silicium ganz oder teilweise durch Titan, Zirkonium und/oder Seltene Erdmetalle
ersetzt sind.
In Betracht gezogene Druckschriften:
Französische Patentschriften Nr. 1082 372,1246 567.
Französische Patentschriften Nr. 1082 372,1246 567.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
809 54Ϊ/364 4.68 © Bundesdruckerei Berlin
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ID=22614179
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GB (2) | GB1023132A (de) |
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