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Gehärteter Nickel-Stahl für Gegenstände, die eine hohe Festigkeit aufweisen und zugleich auch korrosionsbeständig sein müssen
Wesentliche Mengen Kohlenstoff enthaltende Kohlenstoffstähle können zu Härtewerten von 50 Rock- well C (R.) oder darüber, jedoch nur in dünnen Querschnitten oder nahe der Oberfläche eines dicken
Querschnittes, gehärtet werden. Ferner haben diese Stähle nur eine geringe Korrosionsbeständigkeit. An- derseits können Chrom und Nickel-Chrom enthaltende austenitische Stähle, die eine gute Korrosionsbe- ständigkeit besitzen, normalerweise nicht auf solch hohe Härtewerte gehärtet werden.
Das gleiche gilt für chromhaltige martensitische, rostfreie Stähle mit Ausnahme jener, die einen hohen Kohlenstoffgehalt besitzen ; diese zuletzt genannten Stähle besitzen im gehärteten Zustand meist keine Dehnbarkeit und können auch nicht leicht geschweisst werden.
Gegenstand der Erfindung ist die Verwendung eines 18-30% Nickel, 1,5-9% Aluminium oder/und Titan, bis 2gogo Kobalt, bis 2% Niob, bis 0, 25% Vanadium, bis 0, 1% Kohlenstoff, bis 1% Mangan, bis
0, 5% Silizium, bis 0, 10/0 Kalzium, bis 0, 10/0 Bor, bis 0, 1% Zirkon enthaltenden Stahles, der durch Lösungsglühen bei 760-1175 C, Aushärten durch 1-24 h über dem martensitischen Umwandlungsbereich innerhalb 590-760 C und nach Abkühlung auf eine unter 320C gelegene Temperatur anschliessend durch
1/4-24 h bei 260-650 C, vorzugsweise bei höchstens 540 C, ausgehärtet ist, für Gegenstände,
die eine hohe Festigkeit aufweisen und zugleich auch korrosionsbeständig sein müssen
Der Kohlenstoffgehalt des Stahles ist vorzugsweise geringer als 0, 05% und meist geringer als 0, 03% oder sogar 0, 01%. Für die höchste Härte soll der Titan-+ Aluminiumgehalt 5-9calo betragen, während er für eine Vereinigung von hoher Dehnbarkeit mit hoher Festigkeit geringer als Wo sein soll, wobei 1-3% Titan anwesend sein sollen. Wenn der Titan-+ Aluminiumgehalt weniger als 3% beträgt, soll der Nickelgehalt vorzugsweise 281o nicht überschreiten. Die Gegenwart des Niobs in Mengen von mindestens ungefähr dem 10fachen Kohlenstoffgehalt ist ausserdem vorteilhaft, wenn man die Vereinigung von hoher Dehnbarkeit und hoher Festigkeit erzielen will.
Die Menge der Verunreinigungen im Eisen, z. B. an Schwefel, Phosphor und Stickstoff, soll so niedrig als möglich gehalten werden und 0, 05% nicht überschreiten. Chrom und Molybdän besitzen eine erniedrigende Wirkung auf die Härte und Dehnbarkeit und sollen abwesend sein, obgleich davon bis zu ? f1/0 als Verunreinigung zugelassen werden können.
Die härtende Wärmebehandlung umfasst also das Lösungsglühen des Stahles durch Erhitzen auf 760-11750C durch mindestens 1/4 h, das Aushärten durch 1-24 h über dem martensitischen Umwandlungsbereich innerhalb 590-760 C das Abkühlen auf eine unter 320C gelegene Temperatur zur Erzielung der martensitischen Umwandlung und das Aushärten durch 1/4-24 h bei 260-650 C, vorzugsweise höchstens 5400C. Beim Aushärten sollen bei niedrigeren Temperaturen längere Zeiträume und bei höheren Temperaturen kürzere Zeiträume angewendet werden. Das Abkühlen kann die Abkühlung auf unter 0 C durch mehrere Stunden oder das Halten bei Raumtemperatur durch einige Tage beinhalten.
Anscheinend wird bei der ersten Aushärtung eine Nickel enthaltende Gammaphase ausgeschieden, demgemäss die Grundmasse an Nickel in einem solchen Ausmass verarmt, dass beim Abkühlen die Martensitumwandlung eintritt und bei der zweiten Aushärtung eine weitere Ausscheidung der Gammaphase erfolgt. In dem Fall, als 18-24% Nickel enthaltende Stähle während des Abkühlens von der LösungsglUh- temperatur die Martensitumwandlung gewährleisten, kann die erste Aushärtung entfallen.
Als Beispiel zeigt die Tafel 1 die Zusammensetzung einer Anzahl von Stählen und die Tafel 2 eine Anzahl von Wärmebehandlungen.
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Tafel 1 :
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<tb>
<tb> Legierung <SEP> Nr. <SEP> Ni <SEP> Ti% <SEP> Al% <SEP> Nb% <SEP> Mn% <SEP> Si% <SEP> C% <SEP> Fe%
<tb> 1 <SEP> 19,. <SEP> 8 <SEP> 1, <SEP> 76 <SEP> 0,85 <SEP> 1,00 <SEP> 0, <SEP> 61 <SEP> 0, <SEP> 24 <SEP> 0, <SEP> 0086 <SEP> Rest <SEP> * <SEP>
<tb> 2 <SEP> 24, <SEP> 0 <SEP> 1,79 <SEP> 0,79 <SEP> 1,35 <SEP> 0,54 <SEP> 0,28 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> Rest <SEP> * <SEP>
<tb> 3 <SEP> 25,54 <SEP> 3,73 <SEP> 3, <SEP> 89-0, <SEP> 46 <SEP> 0,22 <SEP> 0, <SEP> 017 <SEP> Rest
<tb> 4 <SEP> 20,2 <SEP> 1, <SEP> 7-1, <SEP> 1 <SEP> 0, <SEP> 45 <SEP> 0,22 <SEP> 0, <SEP> 020 <SEP> Rest <SEP> * <SEP>
<tb> 5 <SEP> 24,4 <SEP> 1, <SEP> 6 <SEP> weniger <SEP> 1, <SEP> 6-0, <SEP> 23 <SEP> 0, <SEP> 037
<tb> als <SEP> 0, <SEP> 01
<tb> 6 <SEP> 20,1 <SEP> 1,91 <SEP> 0,79 <SEP> 1,58 <SEP> 0,05 <SEP> 0,05 <SEP> 0,04 <SEP> Rest <SEP> * <SEP>
<tb> 7 <SEP> 19, <SEP> 6 <SEP> 2,
02 <SEP> 0, <SEP> 61 <SEP> 0, <SEP> 98 <SEP> 0, <SEP> 34 <SEP> 0, <SEP> 23 <SEP> 0, <SEP> 025 <SEP> Rest
<tb>
*'einschliesslich unbedeutender Mengen unvermeidlicher Verunreinigungen und
Restgehalte des Desoxydationsmittels
Tafel 2 :
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<tb>
<tb> Wärme- <SEP> 1. <SEP> Aushärten <SEP> Abkühlen <SEP> 2.
<SEP> Aushärten
<tb> behandlung <SEP> Stunden <SEP> Temperatur <SEP> C <SEP> Stunden <SEP> Temperatur <SEP> OC <SEP> Stunden <SEP> Temperatur <SEP> OC
<tb> A <SEP> 1 <SEP> 705 <SEP> 16 <SEP> -73 <SEP> 1 <SEP> 510 <SEP>
<tb> B <SEP> 4 <SEP> 705 <SEP> Abkühlen <SEP> auf <SEP> Raumtemperature <SEP> 1 <SEP> 510
<tb> C <SEP> 4 <SEP> 705 <SEP> 16-73 <SEP> 4 <SEP> 450
<tb> D <SEP> 24 <SEP> 620 <SEP> 16-73 <SEP> 1 <SEP> 510
<tb> E <SEP> 12 <SEP> 650 <SEP> 8 <SEP> -18 <SEP> 1 <SEP> 510
<tb> F <SEP> 4 <SEP> 705 <SEP> 16-73 <SEP> 1 <SEP> 510
<tb> G--16-73 <SEP> 1 <SEP> 565
<tb> H--16-73 <SEP> 4 <SEP> 480
<tb> I <SEP> - <SEP> - <SEP> 16 <SEP> -73 <SEP> 4 <SEP> 540
<tb>
Die Aushärtungen gemäss Tafel 2 wurden angewendet, nachdem der Stahl durch Erhitzen auf 790-870 C durch 1/4-4 h lösungsgeglüht wurde.
Da diese Lösungsglühung stets zu einem austenitischen Gefüge des Stahles führt, ist die Art der Abkühlung des Stahles nach dieser Glühung bedeutungslos.
Durch eine Änderung der Zusammensetzung des Stahles und der Wärmebehandlungsbedingungen kann zwar eine weitgehende Abwandlung im Verhältnis der physikalischen Eigenschaften erzielt werden ; im Rahmen der Erfindung können jedoch drei Haupttypen des gehärteten Stahles unterschieden werden.
Die erste Type umfasst Stähle mit einem Nickelgehalt von mindestens 24% und einem hohen Aluminium-+ Titangehalt von 5 bis 9%. Diese Stähle können bis zu extrem hohen Werten gleichmässig und durchwegs über ihren gesamten Querschnitt gehärtet werden und zeigen vor der Härtebehandlung eine gute Verarbeitbarkeit und eine niedrige Härte. Sie sind in der Legierung Nr. 3 veranschaulicht, die nach
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durch 12 h bei 6500C einem Abkühlen durch 8 h bis auf -180C und einer zweiten Aushärtung durch 1 h bei 5100C besitzt die Legierung Nr. 3 eine Härte von 66 Rc. Ein Wiedererhitzen durch 1 h auf 5100C steigert die Härte auf den äusserst hohen Wert von 67 R, die im wesentlichen über den ganzen Querschnitt gleich war.
Die zweite Stahltype umfasst jene Stähle mit Nickelgehalten von 24 bis 28%, vorzugsweise 24-26%, und einem Titan- + Aluminiumgehalt von 1, 5 bis 30/0, die mindestens 1% Titan enthalten. Diese Type ist durch die Legierungen Nr. 2 und 5 veranschaulicht, welche brauchbare physikalische Eigenschaften einschliesslich einer hohen Härte, hohe Streckgrenze, hohe Zugfestigkeit und eine erwünschte Dehnbarkeit im gehärteten und vollständig ausgehärteten Zustand aufweisen. Im lösungsgeglühten Zustand sind diese Stähle weich und sowohl im warmen als auch im kalten Zustand. leicht bearbeitbar.
So besitzt die Legie-
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nachglühung, dem ersten Aushärten und der Abkühlung unterworfen wurden, nach einer zweiten Aushärtung durch 1 h bei 510 C eine Endhärte zwischen ungefähr 54 R- ; und 58 Rc, ohne Rücksicht darauf, ob die Proben nach der zweiten Aushärtung im Wasser abgelöscht, luftabgekühlt oder in einem Ofen mit einer Geschwindigkeit von ungefähr 55 C/h langsam abgekühlt wurden.
Die mit Stählen dieser Type erhaltenen Festigkeitseigenschaften sind in der Tafel 3 veranschaulicht.
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EMI3.2
<tb>
<tb> Legierung <SEP> Nr. <SEP> Wärme-0, <SEP> 2 <SEP> Streckgrenze <SEP> Festigkeit <SEP> Dehnung <SEP> Einschnürung
<tb> behandlung <SEP> (kg/mm2) <SEP> (kg/mm2) <SEP> % <SEP> 0/0 <SEP>
<tb> 2 <SEP> A <SEP> 149. <SEP> 0 <SEP> 195, <SEP> 0 <SEP> 8 <SEP> 8, <SEP> 6 <SEP>
<tb> 2 <SEP> F <SEP> 186, <SEP> 5 <SEP> 252, <SEP> 1 <SEP> 5 <SEP>
<tb> 5 <SEP> C <SEP> 170, <SEP> 2 <SEP> 186, <SEP> 5 <SEP> 9 <SEP> 30, <SEP> 8 <SEP>
<tb>
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Zustand gewünscht, ist es vorteilhaft, den Stahl in der Nähe der unteren Grenze des Lösungsglühtempe- raturbereiches, z. B. bei 8200C oder darunter, zu glühen.
Um die höchste Streckgrenze nach dem folgenden Aushärten zu erzielen, soll der Stahl von der Lösungsglühtemperatur langsam auf 5400C abgekühlt werden ; vorzugsweise ungefähr 5 C/sec.
Bei den Stählen, die nach dem Lösungsglühen weich gemacht werden können, hängt die Härte im weichen Zustand von der Abkühlungsgeschwindigkeit von der Lösungsgiühtemperatur ab. Sollen die Stähle kalt verarbeitet werden, sollen sie rasch abgekühlt werden, insbesondere durch Abschrecken in Wasser oder Abkühlung an der Luft. Nach dieser Behandlung besitzen jene, 24% oder mehr Nickel enthaltenden Stähle im allgemeinen eine Härte von-4 bis 15 Rc und können nach dem Lösungsglühen leicht verarbeitet werden.
Die dritte Type von Stählen umfasst jene mit einem Nickelgehalt von weniger als 24% z. B. von ungefähr 200/0. Diese Stähle zeigen ein günstiges Verhältnis von Streckgrenze, Festigkeit und Dehnbarkeit bei Härtewerten von im allgemeinen über 50 R.. Sie fallen aber nach dem Lösungsglühen nicht austenitisch an, wenn sie nicht unter die Umwandlungstemperatur des Martensits abgekühlt werden. Ist dies der Fall, verleiht die darauffolgende Wärmebehandlung zwischen 260-650 C demStahl ein martensitisches Gefüge.
Beispiele dieser Type sind die Legierungen Nr. 1, 4,6 und 7. Die erzielten Festigkeitseigenschaften sind in der Tafel 4 veranschaulicht.
Tafel 4 :
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<tb>
<tb> Legierung <SEP> Nr. <SEP> Wärme-0, <SEP> 2 <SEP> Streckgrenze <SEP> Festigkeit <SEP> Dehnung <SEP> Einschnürung
<tb> behandlung <SEP> (kg/mm) <SEP> (kg/mm <SEP> ) <SEP> % <SEP> % <SEP>
<tb> 1 <SEP> B <SEP> 178,0 <SEP> 190, <SEP> 1 <SEP> 7 <SEP> 15,2
<tb> 1 <SEP> I <SEP> 181,9 <SEP> 190,6 <SEP> 9 <SEP> 37, <SEP> 5
<tb> 4 <SEP> H <SEP> 182, <SEP> 1 <SEP> 207 <SEP> 10 <SEP> 40
<tb> 6 <SEP> F <SEP> 199,9 <SEP> 212, <SEP> 1 <SEP> 6 <SEP> 13,5
<tb> 7 <SEP> G <SEP> 194, <SEP> 2 <SEP> 201, <SEP> 8 <SEP> 9 <SEP> 35, <SEP> 4
<tb>
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verformbar nach spröde erleiden. Sie behalten auch ein brauchbares Verhältnis ihrer physikalischen Eigenschaften bei mässig erhöhten Temperaturen bei und können daher vorteilhaft zu Bauteilen verwendet werden, welche erhöhten Temperaturen bis zu 5400C ausgesetzt sind.
Sie können leicht bei Temperaturen zwischen 760 und 1 0800C warm verarbeitet und in geschmiedete Formen gestaltet werden ; sie besitzen einen hohen Widerstand gegenüber Wärmestössen und Spannungsrissbildungen, der diese Bauteile befähigt, leicht durch Schweissen zusammengefügt zu werden. Wenn gewünscht, können diese Stähle auch in gegossenen Formen, z. B. als Präzisionsgussstücke, hergestellt werden.
PATENTANSPRÜCHE :
1. Die Verwendung eines 18-30% Nickel, 1, 5-9% Aluminium oder/und Titan, bis 20% Kobalt, bis 2% Niob, bis 0, 25% Vanadium, bis 0, 1% Kohlenstoff, bis 10/0 Mangan, bis 0, 50/0 Silizium, bis 0, 1%
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Aushärten durch 1-24 h über dem martensitischen Umwandlungsbereich innerhalb 590-760 C und nach Abkühlung auf eine unter 320C gelegene Temperatur anschliessend durch 1/4-24 h bei 260-650 C, vorzugsweise bei höchstens 540 C, ausgehärtet ist, für Gegenstände, die eine hohe Festigkeit aufweisen und zugleich auch korrosionsbeständig sein müssen.