DE2156164A1 - Verfahren zur Herstellung eines hitzebeständigen Stahles - Google Patents
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Description
datum: 10. November 1971
OVAKO OY, Imatran Terästehdas, 55100 Imatra 10,
Finnland
Verfahren zur Herstellung eines hitzebeständigen Stahles
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines hitzebeständigen Stahles, bei dem durch eine
Phasentransformation, eine Bearbeitung, eine Wärmebehandlung oder eine Kombination dieser Verfahrensmaflnahmen dem Stahl eine Zellenstruktur gegeben und auf
diese Weise eine gute Kriechfestigkeit und Hitzebeständigkeit verliehen wird.
Bei solchen hitzebeständigen Stählen handelt es sich um Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt. Da sich bekanntlich
der durch Verwendung von Kohlenstoff in Stählen bei niedrigen Temperaturen erzielbare Festigkeitsgewinn bei hohen Temperaturen völlig oder doch zumindest
teilweise verliert, arbeitet man bei hohen Temperaturen besser mit kohlenstoffarmen Stählen. Es ist bekannt,
daß sich die Kriechfestigkeit solcher Stähle durch verschiedene Legierungszusätze wesentlich verbessern
läßt; als wirksamste Legierungskombination
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wird hierbei oft Molybdän und Chrom angegeben. Andere
Legierungszusätze können beispielsweise V, Nb, Ti und
N sein. Es hat sich die Auffassung durchgesetzt, daß man die für hohe Temperaturbereiche am besten geeignete
Struktur durch Normalisieren erzielen kann. Außerdem hat sich gezeigt, daß grobkörnige Stähle eine bessere
Kriechfestigkeit aufweisen als feinkörnige Stähle. Betrachtet man die bekannten hitzebeständigen Stähle
aus der Sicht der obigen Feststellungen, dann kann man feststellen, daß diese Stähle sich in einem normalisier-" tem grobkörnigen und durch Lösungsausfall gehärteten
Zustand befanden.
Da die bekannten hitzebeständigen Stähle bisher nicht allen Anforderungen gerecht werden konnten, liegt der
vorliegenden Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines besseren hitzebeständigen
Stahles aufzuzeigen. ErfindungsgemäS wird diese Aufgabe
dadurch gelöst, daß zur Stabilisierung der Zellenstruktur ein Lösungsausfall hauptsächlich in den Zellengrenzen-Verlagerungsnetzwerken oder in anderen Grenzverlagerungs-Anordnungen sowie außerdem in separaten Verlagerungen
)} innerhalb der Zellen und teilweise im Matrixgitter hervorgerufen wird.
Nachfolgend wird das erfindungsgemäße Verfahren unter Bezugnahme
auf eine Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:
Fig. 1 ein schematisches Diagramm mit einer Kurve, welche den Ablauf
eines Kriechvorgangs wiedergibt; und
Fig. 2 ein ähnliches Diagramm mit verschiedenen Kurven, aus denen das
Kriechverhalten unterschiedlich behandelter Stähle zu entnehmen ist.
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Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren herstellbarer
Stahl ist aus Betrachtungen über den Mechanismus des Kriechens heraus entwickelt worden. Bekanntlich ist
der Kriechvorgang eine Funktion der Zeit unter einer bestimmten Belastung; gemäß Fig. 1 unterscheidet man
bei einem Kriechvorgang drei Stadien: einen primären oder Übergangs-Kriechbereich (I), in dessen Verlauf
einer sofortigen Ausgangs-Kriechstrecke eine Abnahme der Kriechausdehnung pro Zeiteinheit folgt, bis sich ein
gleichmäßiger Wert einstellt. Außerdem teilt sich innerhalb des primären oder Ubergangs-Kriechbereiches die
Konstruktion durch Bildung von Verlagerungswänden und -Netzwerken in Zellen oder ein Unterkorn auf. Dann
folgt gemäß Fig. 1 ein sekundärer oder gleichmäßiger Kriechbereich (II), in dem der Kriechvorgang mit gleichmäßiger
Geschwindigkeit abläuft und die im Bereich I gebildete Zellenstruktur trotz plastischer Verformung
die gleiche bleibt. In einer darauf folgenden tertiären Kriechstufe (III) steigt die Kriechge»chwindigkeit an
und führt schließlich durch innere tiberdehnung zum Bruch.
Auf der Grundlage von in jüngster Vergangenheit durchgeführten Forschungsarbeiten über Verlagerungs-Reaktionen,
Netzwerke, spitzwinklige Grenzen und Zellen (beispielsweise Lindroos 1968, Lindroos and Miekk-oja 1968r-Jonas
und andere 1969) ist es bekannt, daß die Zellengröße des Unterkorns, welches aufgrund der plastischen Verformung
bei erhöhten Temperaturen eine Funktion der Fließbelastung ist, so daß große Belastungen zu einer kleinen Zellengröße
führen, und umgekehrt. In dem durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellten Stahls geht man davon aus, daß
man den Stahl vor der Kriechbelastung einer Zeilbildungsbehandlung unterzieht, d.h. einem "Vor-Kriechen", wodurch
erreicht wird, daß der primäre Bereich des normalen Krie-
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chens im wesentlichen umgangen wird. Das Prinzip, eine Zellenbehandlung vor der eigentlichen Kriechbelastung
anzuwenden, ist bereits in der russischen Literatur (Ivanova und Cordienko 196 8) angeführt worden, während
die anglo-amerikanische (beispielsweise Sherby and Burke
1967) und andere Literaturquellen keinen besonderen Hinweis hierauf enthalten. Eine aufgrund einer anfänglichen
hohen Kriechbelastung zustandegekommene Zellenstruktur ist jedoch nicht stabil gegenüber einer Kriechdeformation
- obwohl die Struktur stabil ist auf der Basis der Verlagerungs-Theorie -, und wie in letzter Zeit erfolgte
Forschungen (beispielsweise Sherby and Burke, 1967) aufgezeigt haben, versucht die Zellenstruktur eine Zellengroße
zu erlangen, welche charakteristisch für eine bestimmte Kriechbelastung ist. D.h., daß eine Struktur, der
man nur eine Zellenbildungs-Behandlung gegeben hat, unter einer Kriechbelastung ein ansteigendes Kriechverhalten annehmen
würde. Um diesen grundsätzlichen Nachteil auszuschalten, wird die im erfindungsgemäß hergestellten Stahl
gewonnene Struktur gegen Kriechen dadurch stabilisiert, daß sorgfältig ausgewählte Zusätze das Zellenwachstum
während der Kriechbelastung unterbinden. Bei der Suche nach geeigneten Zusätzen galt als Kriterium, daß der
Unterschied im Abstand zwischen der Matrix und den Ebenen der ausfallenden Atome größer als 12 % sein sollte. In
diesem Fall geschieht das Ausfallen, im ganzen gesehen, an Verlagerungen, und insbesondere an kleinwinkligen
Grenzen oder an aus Verlagerungen gebildeten Zellengrenzen; und teilweise tritt ein Ausfallen in das Matrixgitter ein.
Geeignete Ausfallstoffe dieser Art sind verschiedene Titan- und Zirconium-Karbide, -Nitride und-Boride, d.h.
TiC, TiN, Ti N, Ti N, Ti B, TiB, TiB , Ti B , ZrC, ZrN, ZrB, ZrB? und ZrB,«-Die vorstehend aufgeführten Ausfallstoffe
bewirken zwei Haupteffekte beim Kriechen:
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einerseits verankern diese Ausfallstoffe die Frank^Read-Quellen
innerhalb der Zellen und dienen als Schranke für Verlagerungsbewegungen. Dieser Umstand erhöht die Schwellwertbelastung
für plastische Deformation, d.h. für den Beginn der Kriechbewegung, ebenso wie die erforderliche
Belastung für die Aufrechterhaltung des Kriechens bei hohen Temperaturen;
und andererseits wirkt der Ausfall an den Zellengrenzen und teilweise am Matrixgitter, wie bereits oben erwähnt,
stabilisierend auf die Grenzbereiche und verhindert das Zellenwachstum während des Kriechvorganges; dieses würde
sonst zu einem Anwachsen der Kriechgeschwindigkeit führen.
Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Stahl erhält außer einer zellenbildenden Behandlung folgende
Legierungszusätze aufgrund der obigen Betrachtungen:
Titan (Ti) max. 0.15 % vorzugsw. nicht mehr als 0.10 %
Zirconium (Zr) max. 0.10 % " " " " 0.06 %
Kohlenstoff (C) max. 0.10 % " " " " 0.07 %
Stickstoff (N) max. 0.020% " " " " 0.015%
Bor (B) max. 0.006% " " " " 0.004%
Restliche zusätzliche Legierungsbestandteile und Verunreinigungen liegen innerhalb der zulässigen Grenzen für einen
guten hitzebeständigen Stahl. Die Kriechergebnisse für eine Probeschmelzung des erfindungsgeraäß herstellten Stahls
sind nachstehend aufgeführt. Die Ergebnisse der Zellenbehandlung und des Stabilisierenden Ausfalls sind an den
Kriechkurven der Zeichnung ablesbar.
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Tabelle: Chemische Analyse (1)
C | 07 | Si | Mn | P | 3 0. | S | Cr | Ni | 12 | Mo | Cu | Sn | 15 |
O. | 0 | 0.50 0 | .01 | N | 032 | 0.05 | 0. | 0.03 | 0.23 | 0. | |||
Ti | 14 | Zr | .0125 | ||||||||||
0. | 0. | Ο.Ο68 | 0 | ||||||||||
.56 | |||||||||||||
B | |||||||||||||
.ΟΟ49 |
Aus der Probeschmelzung wurden durch Schmieden bei 1000° C Stäbe mit den Abmessungen 20 χ 20 mm hergestellt, welche
dann zwei Stunden lang bei 1200° C lösungsgeglüht und abschließend in Wasser abgeschreckt wurden. Die aufgrund
der austenitischen Entmischung entstandene Ge*^
füge-Zellengröße wurde anschließend weiter verkleinert, indem die Stäbe einem Kaltwilz-Prozeß von(a) 0 %, (b)
10 %, (c) 20 % und (d) 40 % unterzogen und anschlies-»
send bei 550 C über fünf Stunden hinweg getempert wurden. Die dadurch erzielte kleine Zellengröße wurde anschliessend
durch eine zweistündige Ausfallbehandlung bei 600 C stabilisiert. Danach wurden Äussagefähige Probestücke
aus den in oben beschriebener Weise behandelten Stäben herausgeschnitten und bei 500 C und einer Belastung von
22 kg/mm einem Kriechversuch unterzogen. Die dabei gewonnenen Ergebnisse sind in Fig. 2 der Zeichnung als
Kurven aufgetragen. Für Vergleichszwecke sind in Fig. außerdem Kriechkurven für den gleichen Stahl bei gleichen
Temperaturen im normalisierten (Kriechbelastung
2 2
10,5 kg/mm ), warmgewalzten (Belastung 16 kg/mm ) und
2
gealterten (Belastung 22 kg/mm ) Zustand, und außerdem die Kriechkurve eines warmgewalzten herkömmlichen hitzebeständigen Stahls "15 Mo3" dargestellt, und zwar bei gleicher Temperatur, aber einer niedrigen Belastung von
gealterten (Belastung 22 kg/mm ) Zustand, und außerdem die Kriechkurve eines warmgewalzten herkömmlichen hitzebeständigen Stahls "15 Mo3" dargestellt, und zwar bei gleicher Temperatur, aber einer niedrigen Belastung von
2
17 kg/mm . Aus den Kurven von Fig. 2 läßt sich deutlich entnehmen, daß der erfindungsgemäße Stahl die Eigenschaf-
17 kg/mm . Aus den Kurven von Fig. 2 läßt sich deutlich entnehmen, daß der erfindungsgemäße Stahl die Eigenschaf-
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ten besitzt, welche innerhalb der obigen theoretischen Betrachtungen vorausgesagt worden sind; diese Eigenschaften
werden nachstehend noch einmal zusammengefaßt:
Die Ergebnisse aus Versuchen an dem erfindungsgemäßen Stahl zeigen, daß
(a) die Primär-Kriechstufe kaum noch auftritt, so daß die Gesamtlängen-Änderung während des
Kriechens kleiner wird;
(b) die stabilisierte Zellenstruktur merklich kriech-resistenter ist als das übliche normalisierte
oder warmgewalzte Gefüge des gleichen Stahles;
(c) die Kriechgeschwindigkeit deutlich kleiner ist als die des mehr überschüssig legierten hitzebeständigen
Stahls 15Mo3; man beachte besonders, daß die Kriechrate des stabilisierten Zellengefüges
den gleichen Wert aufwiest wie beim bekannten Stahl 15Mo3, obwohl ersterer mit einer
um 5 kg/mm größeren Belastung bei gleicher Temperatur beaufschlagt wurde;
(d) der erfindungsgemäße Stahl eine bessere Warmfestigkeit
besitzt als beispielsweise der bekannte hitzebeständige Stahl 15Mo3; siehe
hierzu auch (c).
Alle in den vorstehenden Punkten(a) bis (d) aufgeführten Vorzüge
des erfindungsgemäßen Stahles, der in manchen Eigenschaften
die eines normalen ferrttischen hitzebeständigen Stahles übertrifft, lassen sich aufgrund der günstigen
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Äusfallstabilisierten Zellenstruktur erklären, welche man
durch das Legieren erhält. Wie zuvor bereits ausgeführt, bilden Ti und Zr Carbide, Nitride, Kohlenstoffnitride und
Boride mit C-, N- und B-Atomen als Zwischenatomen, welche aufgrund ihrer großen Ablage hauptsächlich Heterogen an
Zellengrenzen an den separaten Verlagerungsquellen innerhalb der Zellen ausfallen, das Gefüge stabilisieren und
ihm eine gute Kriechfestigkeit verleihen. Wichtig ist, daß dem Stahl eine korrekte Ausfallbehandlung erteilt wird;
ist der Ausfallprozeß nämlich überaltert, d.h. wird nach der Wärmebehandlung (siehe Fig. 2) zwei Stunden lang bei
700 C getempert, so gehen die gutei Eigenschaften vollständig verloren.
700 C getempert, so gehen die guten Kriechfestigkeits-
Legierungsseitig ist der erfindungsgemäße Stahl, dessen
Legierungszusätze einschließlich Kohlenstoff in der Grössenordnung von 0,25 % liegen, wesentlich wirtschaftlicher
als herkömmliche hitzebeständige Stähle, weil letztere dadurch auffallen, daß sie ZusatzüberscHüsse an Legierungs-Elementen
aufweisen.
Literatur-Hinweise:
Ivanova, V.S., und Gordienko, L.K., 1968, New Ways of
Increasing the Strength of Metals, (Windsor: John B. Reed Ltd.); Übersetzung von "Novye puti povyshenie prochnosti
metallov".
Jonas, J.J., Sellars, CM. , und Tegart, W.J. McG., 1969,
Metall. Rev.., VoI 14, pp. 1-24.
Lindroos, V.K., 1968 (D.Sc.Thesis) Acta Polytech.Scand.
(incl. Metallurgy Series, No.Ch 76) Helsinki, pp. 1-53.
Lindroos, V.K., und Miekk-oja, H.M., 1968, PhI!.Mag.,
Vol. 17, pp. 119-133.
20932 5/0975
Sherby, O.D., und Burke, P.M., 1967, Prog.Mater.Sei.,
Vol. 13, No 7, pp. 323-390.
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Claims (4)
1. Verfahren zur Herstellung eines hitzebeständigen Stahles, bei dem durch eine Phasentransformation, eine
Bearbeitung, eine Wärmebehandlung oder eine Kombination dieser Verfahrensmaßnahmen dem Stahl eine Zellenstruktur
gegeben und auf diese Weise eine gute Kriechfestigkeit und Hitzebeständigkeit verliehen wird, dadurch gekennzeichnet,
daß zur Stabilisierung der Zellenstruktur ein Lösungsausfall hauptsächlich in den Zellengrenzen-Verlagerungsnetzwerken
oder in anderen GrenzVerlagerungs-Anordnungen sowie außerdem in separaten Verlagerungen
innerhalb der Zellen und teilweise im Matrixgiter hervorgerufen wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mit folgenden Elementen legiert ist, welche
den Lösungsausfall verursachen:
Titan (Ti) max. 0.15 % insbesondere max. 0.10 %
Zirconium (Zr) max. 0.10 % " max. 0.06 %
Kohlenstoff (C) max. 0.10 % " max. 0.07 %
Stickstoff (N) max. 0.020% " max. 0.015%
Bor (B) max. 0.006% " max. 0.004%
3. Verfahren zur Herstellung eines hitzebeständigen Stahles, bei dem eine geeignete Unter-Korngröße innerhalb der Zellenstruktur
mittels einer der nachfolgend aufgeführten Behandlungen oder mittels einer geeigneten Kombination derselben
erzielt wird;
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austenitische Entmischung;
Hei ß-Behandlung;
Warm-Behandlung;
Kalt-Behandlung und Temperung;
Kalt-Behandlung und Heiß-Behandlung;
Kalt-Behandlung und Warm-Behandlung;
hach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß eine durch die obige (n) behandlung (en) erzielte Zellenstruktur
in der Weise gegen Kriechen stabilisiert wird, daß der stabilisierende Lösungsausfall entweder während der
zur Erzeugung der Zellenstruktur notwendigen Wärmebehandlung oder während eines normalen Kriechvorgangs veranlaßt
wird, oder daß der Lösungsausfall nach der Behandlung zur Zellenstruktur-Bildung durch eine separate Wärmebehandlung
erzielt wird.
4. Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes aus einem Stahl, in dem eine geeignete Zellenstruktur nach
mindestens einem der Ansprüche 1 bid 3 aufgebaut worden
ist, dadurch gekennzeichnet, daß in der letzten Produktionsstufe eine Lösungsausfall-Behandlung zur Stabilisierung
der Zellenstruktur vorgenommen wird.
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