DE1267853B - Hochfeste Stahllegierung mit überwiegend martensitischem Gefüge - Google Patents

Description

BUNDESREPUBLIK DEUTSCHLAND

DEUTSCHES

PATENTAMT

AUSLEGESCHRIFT

Int. Cl.:

C22c

Deutsche Kl.: 40 b-39/10

Nummer:
Aktenzeichen:
Anmeldetag:
Auslegetag:

P 12 67 853.4-24
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

Anmelder:

Republic Steel Corporation, Cleveland, Ohio
(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

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>

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

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/mm^a 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

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

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 M_s-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 Α_Ά, 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.

Beispiel 1

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.

Tabelle I

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

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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

Beispiel 2

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 ..

0,05
0,07
0,02

0,01
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.

Beispiel 3

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. |

Tabelle IV

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

	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)

: Patentansprüche:

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.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

809 54Ϊ/364 4.68 © Bundesdruckerei Berlin