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Aushärtbarer Chrom-Nickelstahl
Die Erfindung bezieht sich auf aushärtbare rostfreie Stähle, die eine solche Festigkeit und Zähigkeit besitzen, dass sie für Bauzwecke, z. B. für Druckkessel, Flugzeugteile u. ähnl. geeignet sind.
Gewöhnlich besteht die Behandlung aller Arten aushärtbarer rostfreier Stähle in einem Lösungsglühen und einer darauffolgenden Vergütungsbehandlung. Die Erfindung betrifft in erster Linie rostfreie Stähle, die im wesentlichen, u. zw. sowohl nach Abkühlung auf Raumtemperatur nach dem Lösungsglühen als auch nach Abkühlung nach dem Aushärten martensitisch sind. Die Erfindung beinhaltet auch gewisse rostfreie Stähle, die im wesentlichen nach der Abkühlung auf Raumtemperatur nach dem Lösungsglühen austenitisch sind, jedoch durch Abkühlung auf Kältegrade oder Kaltverarbeitung in den martensitischen Zustand übergeführt werden können.
Ein Nachteil der bekannten aushärtbaren rostfreien Stähle ist, dass sie eine hohe Streckgrenze ohne Verlust an Zähigkeit nicht erhalten können. Es sind daher oftmals zusätzliche, schwierige und teure Wärmebehandlungen dieser Stähle notwendig.
Nur wenige der bekannten aushärtbaren rostfreien Stähle besitzen Streckgrenzen von 140 kg/mm2 und mehr, weisen aber eine geringe Zähigkeit auf. Tatsächlich war in diesen Stählen der Mangel an Zähigkeit so bemerkenswert, dass Gefügezustandsbehandlungen angewendet werden mussten, um den Stählen einen besseren Zähigkeitsgrad zu verleihen, was aber natürlich nur auf Kosten der Festigkeit erfolgen kann. Unter dem Ausdruck" Zähigkeit" wird mehr verstanden als die Zugdehnung und die durch die Einschnürungswerte angezeigte Eigenschaft. Die Zähigkeit schliesst die Eigenschaft einer hohen Kerbfestigkeit zusammen mit einem hohen Verhältnis von Kerbfestigkeit zu Zugfestigkeit ein.
Die Werte der Dehnung und Einschnürung, wie sie bei der Prüfung glatter Proben erhalten werden, geben nicht immer einen verwertbaren Hinweis auf die Zähigkeit der Stähle. Dies deswegen, weil entweder bei ihrer Verwendung einzelne Gefügebestandteile Risse entstehen lassen, die innere oder äussere Ursachen haben oder die Stähle, aus denen der Bauteil hergestellt ist, Anfangsrisse, Kerben oder andere Sprünge aufweisen.
Die Kerbzähigkeit ist bekanntlich die Fähigkeit des Metalles bei hohen lokalen Spannungen plastisch zu fliessen. Es ist bekannt, dass Risse, Kerben oder irgend ein Sprung Ausgangspunkt für die Verbreiterung oder Fortpflanung solcher ist. Ferner ist nachgewiesen, dass örtliche Spannungskonzentrationen dazu neigen, dass sich Risse an solchen Punkten bilden. Leistet ein Metall einer solchen Fortpflanzung und Verbreiterung von Sprüngen durch plastisches Fliessen Widerstand, wird es als kerbunempfindlich bezeichnet. Kerbempfindliche Metalle neigen zu Versprödungen. Trotz der Tatsache, dass Streckgrenze, Dehnung und Einschnürung glatter Versuchsstücke des Metalles sonst annehmbar sind, können Versprödungen bei vielen Metallen eintreten.
Die zum Sprödbruch führende Fortpflanzung der Risse kann durch eine Anzahl von Faktoren, einschliesslich der auf das Material angewendeten Wärmebehandlung, ausgelöst werden. Ein anderer Faktor von beachtlicher Bedeutung ist die Festigkeit des Metalles. Es ist bekannt, dass die minimale Grösse eines die Ursache des Sprödbruches bildenden Risses ansteigt, wenn Streckgrenze
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und Zugfestigkeit des Metalles abnehmen. Daher ist das Problem der Verhütung eines Sprödbruches bei Metallen mit einer Streckgrenze von z. B. 70 bis 105 kg/mm2 nicht so schwierig als bei Metallen mit einer Streckgrenze von 140kg/mm2 und darüber.
Im Zusammenhang mit dieser Erfindung soll ein Stahl mit einer Streckgrenze von 140 kg/mm2 oder darüber ein Verhältnis von Kerbfestigkeit : Zugfestigkeit von mindestens 1 besitzen, damit es kerbunempfindlich ist. Vorteilhaft ist dieses Verhältnis mindestens 1, 2 : 1.
Stähle mit Streckgrenzen von 140 kg/mm2 und darüber sollen durch eine gute Zähigkeit einschiess-
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dardmesslänge), eine Einschnürung von mindestens 400/0, eine hohe Kerbfestigkeit und ein Verhältnis von Kerbfestigkeit : Zugfestigkeit von mindestens 1 : 1 und vorzugsweise von mindestens 1, 1 : 1 besitzen.
Auch sollen die Stähle korrosionsbeständig und leicht herstellbar sein.
Ziel der Erfindung ist, solche Stähle bereitzustellen.
Ein gemeinsamer Vorteil bei der Behandlung der bekannten Stähle ist die Anwendungvon Zustandsbehandlungen ; z. B. kann es nach dem Lösungsglühen notwendig sein, die Stähle bei einer unterhalb der Lösungsglühtemperatur gelegenen Temperatur zu wärmebehandeln, um die Stähle in einen Zustand zu bringen, damit die Umwandlung zu Martensit schliesslich stattfinden kann. Selbst in diesem Falle kann eine Abkühlung auf Minusgrade oder eine Kaltverarbeitung notwendig sein, um die maximale Umwandlung vor dem Aushärten zu bewirken. Solche zusätzliche Wärmebehandlungen sind aber nicht nur kostspielig, sondern können auch die Bildung von Ausscheidungen in den austenitischen Korngrenzen fördern und damit die Dehnung und Korrosionsbeständigkeit der Stähle vermindern.
Es ist jedoch erwünscht, eine derartige Kühlung oder Zwischenbehandlung zu vermeiden und die gewünschen Eigenschaften mittels einer einfachen Lösungsglühung und Aushärtung zu erzielen. Die bevorzugten Stähle gemäss der Erfindung lassen dieses Erfordernis erzielen.
Es ist auch ein Vorteil, die Verwendung teurer Elemente, wie Kobalt, zu vermeiden.
Die erfindungsgemässen Stähle enthalten gewichtsmässig 11,5 bis 15, 5 % Chrom, 9 bis 12% Nickel, wobei die Summe von 0, 8 mal des Chromgehaltes und des Nickelgehaltes zwischen 19, 5 und 22% liegt, mindestens eines der Elemente Titan und Niob, wobei der Titangehalt 0, 1 bis 0, 5% und der Niobgehalt 0,05 bis 1% beträgt, 1 bis 1, 6% Aluminium, wobei die Summe der Aluminium- und Titangehalte nicht mehr als 1, 91o und das Verhältnis des Nickelgehaltes zur Summe der Aluminium- und Titan-
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Eisen, ausgenommen Verunreinigungen und zufällig anwesende Elemente.
Aluminium ist jenes Element in diesen Stählen, das besonders für den Aushärtungseffekt verantwortlich ist. Vorteilhaft beträgt der Aluminiumgehalt 1, 1 bis 1, 5%.
Die Summe der Gehalte an Aluminium und Titan darf vorzugsweise 1, 81o nicht übersteigen. Sind Aluminiummengen sehr im Überschuss von 1, 6ado anwesend, nimmt die Kerbzähigkeit der Stähle ab, wobei auch andere Zähigkeitseigenschaften vermindert werden können. Anderseits ist mindestens 1% Aluminium notwendig, um höchste Streckgrenzen im Stahl zu erzielen.
Um eine befriedigende Korrosionsfestigkeit der Stähle zu gewährleisten, darf der Chromgehalt der Stähle nicht geringer als 11, 5% sein und beträgt vorzugsweise mindestens 11, 75%. Anderseits berühren Chromgehalte über 15, 50/0 die Eigenschaften der Stähle im gegenteiligen Sinne, so dass sie auch die Anwendung sehr schwieriger Wärmebehandlungen, insbesondere von Gefügezustandsbehandlungen erfordern.
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eine gute Vereinigung von Festigkeit und Zähigkeit zu erhalten, müssen mindestens 9%Nickelgehalt des Stahles 12% nicht übersteigen. Um ferner eine gute Zähigkeit zu gewährleisten, muss insbesondere in den Stählen mit höherer Festigkeit das Verhältnis des Nickelgehaltes zur Summe der Aluminium- und Titangehalte mindestens 5 : 1 betragen.
Wenn die Stähle die gewünschten Eigenschaften besitzen sollen, muss ihre Zusammensetzung eine solche sein, dass die Summe des Nickelgehaltes und 0,8 mal des Chromgehaltes mindestens 19, 5% beträgt. Wenn jedoch diese Summe 22% überschreitet, können Gefügezustandsbehandlungen (Wärmebehandlungen im austenitischen Zustand) zwischen des Lösungsglühen und der Endaushärtung notwendig werden, um eine im wesentlichen vollständige Umwandlung in Martensit zu erzielen.
Die Stähle höchster Festigkeit, die eine äusserst gute Vereinigung von Streckgrenze (154kg/mm2 und darüber), Kerbfestigkeit und ein hohes Verhältnis von Kerbfestigkeit zur Zugfestigkeit besitzen, ent-
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halten entweder 13 bis 15% Chrom und 9 bis 9, 75% Nickel oder 11,75 bis 13% Chrom und 10 bis 11, 5%
Nickel, wobei die Summe des Nickelgehaltes und 0,8 mal des Chromgehaltes 20 bis 21, 5% beträgt.
Es ist wesentlich, dass die erfindungsgemässen Stähle mindestens eines der Elemente Titan und Niob enthalten. Diese Elemente können vorzugsweise mit Kohlenstoff verbunden sein und so während des Ver - gütens der Ausscheidung schädlicher Chromkarbide an den Korngrenzen vorbeugen und dadurch die gute
Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit der Stähle aufrechterhalten. Die Verwendung von Niob ist insbesondere nützlich, wenn höchste Festigkeit und Zähigkeit gefordert wird. Während der Niobgehalt der Stähle 10/0 betragen kann, wird jener von nicht mehr als 0, 5% bevorzugt.
Die Menge des Titans soll 0, 5% nicht übersteigen und vorteilhaft nur bis 0, 35% betragen. Übermässige Titanmengen führen zu Seigerungen und andern, bei der Behandlung oder Verarbeitung der Stähle auftretenden Problemen. Beide
Elemente können vorteilhaft in Mengen von 0, 1 bis 0, 35% Titan und von 0,2 bis 0, 5% Niob anwesend sein.
Der Kohlenstoffgehalt soll so niedrig als möglich gehalten werden und darf in keinem Falle 0, 03% übersteigen. Höhere Kohlenstoffmengen vermindern sehr stark den Temperaturbereich der Martensitumwandlung und damit auch die Zähigkeit ; abgesehen davon, dass sie zu intergranularer Korrosion führen. Es ist auch möglich, dass die Bildung von Chromkarbiden die M -Temperatur erhöhen kann ; die unerwünschte Ausscheidung von Chromkarbiden während der Wärmebehandlung kann jedoch die Zähigkeit vermindern. Auch ein hoher Kohlenstoffgehalt würde zu entgegengesetzten Reaktionen während des Vergütens führen ; d. h. sowohl zu einem Anlassen als auch zu einer Härtung. Werden die Stähle von der Lösungsglühtemperatur abgekühlt, wirkt der in der Lösung unstabilisierte Kohlenstoff infolge seiner Auflösung im Martensit als Härter.
Der so gehärtete Martensit würde dann jedoch während der Wärmebehandlung angelassen, was zu einer wesentlich niedrigeren Festigkeit und Härte führt. Der Kohlenstoffgehalt sollte daher so niedrig als möglich sein und vorzugsweise 0, 02% nicht übersteigen.
Auch die Gehalte an Silizium und Mangan sollten so niedrig als möglich gehalten werden, weil sie im gegenteiligen Sinne die Zähigkeit beeinflussen. Silizium- oder Mangangehalte, die merkbar über 0, 2% liegen, haben einen schädlichen Einfluss auf die Kerbdehnung und Kerbzähigkeit der Stähle ; vorzugsweise übersteigt die Gesamtmenge dieser Elemente nicht 0, 25%. Bevorzugt werden diese Elemente auf einem Wert von nicht mehr als 0, 1% gehalten ; es ist jedoch schwierig, solche niedrige Werte in der Praxis dauernd einzuhalten.
Die bevorzugten Stähle enthalten 11,75 bis 15% Chrom, 9 bis 11% Nickel, wobei die Summe von 0,8 mal des Chromgehaltes und des Nickelgehaltes 20 bis 22% beträgt, mindestens eines der Elemente Titan und Niob, wobei der Titangehalt 0, 2 bis 0, 35% und der Niobgehalt 0,2 bis 0, 5% beträgt, bis zu 0, 03% Kohlenstoff, 1 bis 1, 6% Aluminium, 0, 150/0 Mangan und bis 0, 15% Silizium, wobei die Summe der Mangan-und Siliziumgehalte 0, 25% nicht übersteigt.
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und Entschwefelung verwendet werden, ist nicht ausgeschlossen. Andere zufällig anwesende Elemente sind Vanadium bis zu 0, 5%, Tantal bis zu 1%, Kupfer bis zu 0, 5%, Beryllium bis zu 0, 1%, Bor bis zu 0, 01% und Zirkon bis zu 0, 05%.
Verunreinigungen, wie Schwefel, Phosphor, Wasserstoff, Sauerstoff und Stickstoff sollten auf den niedrigsten Wert gehalten werden, wie er mit einer ökonomischen Herstellung der Stähle vereinbar ist.
Die erfindungsgemässen Stähle sind kobaltfrei ; ausgenommen ist das als Verunreinigung anwesende Kobalt.
Die erfindungsgemässen Stähle enthalten keine schädlichen Mengen von Deltaferrit.
Die Stähle können an der Luft erschmolzen werden, doch kann diesem Verfahren vorteilhaft ein Schmelzen mittels verbrauchbarer Elektroden folgen.
Die gegossenen Blöcke sollen nach ihrer Erstarrung gründlich homogenisiert werden. Die Stähle werden hierauf einer Warmverarbeitung (Schmieden, Pressen, Walzen usw.) und-wenn gewünscht-einer Kaltverarbeitung zur geforderten Gestalt unterworfen. Um ein Homogenisieren des Gussgefüges durch Diffusion zu erreichen, ist eine Mehrzahl von Glüh- und Warmverarbeitungsbehandlungen vorteilhaft.
Ein befriedigender Bereich der Warmverarbeitungstemperaturen ist zwischen 980 und 10950 C gelegen : geeignete Endtemperaturen sind solche von 870 bis herunter auf 8150 C. Nach der Verarbeitung werden die Stähle bei einer Temperatur im Bereich von 870 bis 9800 C durch einen Zeitraum lösungsgeglüht, der zwischen einer Viertelstunde bis zu mehreren Stunden gelegen ist, was von der Querschnittsgrösse abhängt. Bei der Herstellung von Blech oder schmaler Streifen können kürzere Lösungsglühzeiten, z. B. von 10 min, angewendet werden. Nach dem Lösungsglühen werden die Stähle abgekühlt, insbesondere
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luftabgekühlt.
Ein flüssiges Ablöschen mit den damit verbundenen Schwierigkeiten ist nicht notwendig.
Beim Abkühlen nach dem Lösungsglühen wandeln sich die Stähle in einen wesentlich martensitischen
Zustand um oder können in einen solchen durch Abkühlung z. B. auf-750 C oder durch Kaltverarbeitung gebracht werden. Sowohl diese Abkühlung als auch die Kaltverarbeitung kann angewendet werden, wenn dies erwünscht ist. Es ist jedoch ein Vorteil dieser erfindungsgemässen, einen vereinigten Chrom- und
Nickelgehalt von nicht mehr als 23% besitzenden Stähle, dass diese Abkühlung oder Kaltverarbeitung nicht erforderlich ist.
Im lösungsgeglühten Zustand sind die Stähle sehr dehnbar und besitzen eine Rockwell-C-Härte von
20 bis 35. Die Stähle können daher vor dem Vergüten leicht verarbeitet werden.
Die Stähle werden dann im martensitischen Zustand durch Erhitzen auf eine Temperatur von 425 bis 5650 C durch eine 1/4 bis zu 4 h vergütet, wobei die längere Aushärtungsdauer einer niedrigeren
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;ein "Überaushärten" mit dem Ergebnis von unter anderem stattfindenden Festigkeitsverlusten eintre- ten. Um eine Verminderung der Zähigkeit zu vermeiden, soll die Rockwell-C-Härte dieser Stähle Rc50 nicht übersteigen.
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Zusammensetzung dieser Stähle ist in der Zahlentafel I angegeben. Die in den Stählen weniger als 0, 15% Mangan und weniger als 0, 15% Silizium sowie weniger als 0, 03% Kohlenstoff anwesenden Mengen wurden durch die Rohstoffe in die Stähle eingebracht.
In jedem Stahl war der Rest Eisen und Verunreinigungen.
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<tb>
<tb> Stahl <SEP> Cr <SEP> Ni <SEP> Al <SEP> Ti <SEP> Nb
<tb> Nr. <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> %
<tb> 1 <SEP> 14 <SEP> 10 <SEP> 1,3 <SEP> 0,3 <SEP> -
<tb> 2 <SEP> 15 <SEP> 9 <SEP> 1, <SEP> 5 <SEP> 0, <SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 5 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 14 <SEP> 10 <SEP> 1, <SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 5 <SEP>
<tb> 4 <SEP> 14 <SEP> 10 <SEP> 1, <SEP> 5 <SEP> 0, <SEP> 3 <SEP>
<tb> 5 <SEP> 12 <SEP> 11 <SEP> 1, <SEP> 3-0, <SEP> 5 <SEP>
<tb> 6 <SEP> 12 <SEP> 11 <SEP> 1, <SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 3 <SEP>
<tb> 7 <SEP> 14 <SEP> 10 <SEP> 1, <SEP> 5 <SEP> 0, <SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 5 <SEP>
<tb> 8 <SEP> 15 <SEP> 9 <SEP> 1, <SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 3 <SEP>
<tb> 9 <SEP> 14 <SEP> 9 <SEP> 1, <SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 5 <SEP>
<tb> 10 <SEP> 14 <SEP> 9 <SEP> 1, <SEP> 5 <SEP> 0,
<SEP> 3 <SEP> 0, <SEP> 5 <SEP>
<tb> A <SEP> 14 <SEP> 10 <SEP> 3 <SEP> - <SEP> - <SEP>
<tb> B <SEP> 12 <SEP> 10 <SEP> 1 <SEP> 2,5 <SEP> 0,5
<tb> C <SEP> 12 <SEP> 12 <SEP> - <SEP> 3 <SEP> - <SEP>
<tb> D <SEP> 12 <SEP> 12 <SEP> 1 <SEP> 3
<tb> E <SEP> 12 <SEP> 13 <SEP> 1,3 <SEP> 0, <SEP> 3
<tb> F <SEP> 15 <SEP> 12 <SEP> 1, <SEP> 1 <SEP> 0, <SEP> 3
<tb> G <SEP> 16 <SEP> 10 <SEP> 1,3 <SEP> 0, <SEP> 3 <SEP> - <SEP>
<tb> H <SEP> 16 <SEP> 10 <SEP> 1,3 <SEP> 0,3 <SEP> 0, <SEP> 5
<tb> 1 <SEP> 16 <SEP> 10 <SEP> 1,5 <SEP> 0,3 <SEP> 0,5
<tb>
Aus den in Zahlentafel I angeführten Stählen wurden Zugfestigkeitsproben hergestellt.
Die Stähle wurden einer der unten angeführten Wärmebehandlungen unterzogen.
Wärmebehandlung" A" 1. Lösungsgeglüht bei 8700 C durch 1 h und luftabgekühlt.
2. Abgekühlt auf -750 C (Trockeneis) durch 16 h.
3. Vergütet bei 480 C durch lh.
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Wärmebehandlung"B"
1. Lösungsgeglüht bei 870 C durch 1 h und luftabgekühlt.
2. Abgekühlt auf-750 C (Trockeneis) durch 16 h.
3. Vergütet bei 540 C durch 1 h Wärmebehandlung "C"
1. Lösungsgeglüht bei 9800 C durch 1 h und luftabgekühlt.
2. Vergütet bei 4800 C durch 4 h Wärmebehandlung "D"
1. Lösungsgeglüht bei 980 C durch 1 h und luftabgekühlt.
2. Abgekühlt auf-750 C (Trockeneis) durch 16 h.
3. Vergütet bei 480 C durch 4 h.
Es wurden die Rockwell-C-Härtewerte der Proben in verschiedenen Stadien der einzelnen Wärmebehandlungen, d. h. nach dem Abkühlen vom Lösungsglühen, nach der Abkühlbehandlung, wenn eine solche angewendet wurde und nach dem Abkühlen von der Vergütung bestimmt und in die Zahlentafel II aufgenommen.
Zahlentafel II
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<tb>
<tb> Rockwell-C-Härte <SEP> nach
<tb> Stahl <SEP> Wärmebe- <SEP> Lösungsglühen <SEP> Vergüten
<tb> Nr. <SEP> handlung <SEP> 8700C <SEP> 980 C <SEP> Abkühlung <SEP> 4800 <SEP> C <SEP> 5400 <SEP> C
<tb> 1 <SEP> "A" <SEP> 29 <SEP> - <SEP> 29 <SEP> 45 <SEP> -
<tb> 2 <SEP> "A" <SEP> 26 <SEP> - <SEP> 31 <SEP> 47 <SEP> -
<tb> 3"A"33-37 <SEP> 45- <SEP>
<tb> 4"B"30-32-47
<tb> 5 <SEP> "C" <SEP> - <SEP> 28 <SEP> - <SEP> - <SEP> -
<tb> 6"C"-27-45
<tb> 7 <SEP> "A" <SEP> 35 <SEP> - <SEP> 37 <SEP> 46 <SEP> -
<tb> 8"A"30-33 <SEP> 47- <SEP>
<tb> 9 <SEP> "A" <SEP> 32 <SEP> - <SEP> 35 <SEP> 47 <SEP> -
<tb> 10 <SEP> "A" <SEP> 30 <SEP> - <SEP> 36 <SEP> 46 <SEP> A <SEP> "B" <SEP> 40 <SEP> - <SEP> 45 <SEP> - <SEP> 51
<tb> B <SEP> "B" <SEP> 41 <SEP> - <SEP> 45 <SEP> - <SEP> C <SEP> "A" <SEP> 17 <SEP> - <SEP> 25 <SEP> 39 <SEP> D <SEP> "A" <SEP> 16 <SEP> - <SEP> 18
<SEP> 33 <SEP> E <SEP> "D" <SEP> - <SEP> -10 <SEP> -8 <SEP> -8 <SEP> F <SEP> "A" <SEP> -6 <SEP> - <SEP> - <SEP> -8 <SEP> -
<tb> "D" <SEP> - <SEP> -23 <SEP> -16 <SEP> - <SEP> -
<tb> "A"10-25 <SEP> 41- <SEP>
<tb> G <SEP> "D" <SEP> 23 <SEP> 26 <SEP> 46
<tb> "A" <SEP> 14 <SEP> - <SEP> 13 <SEP> 20 <SEP> -
<tb> "D"-0 <SEP> 29 <SEP> 45-
<tb> "A" <SEP> 15 <SEP> - <SEP> 17 <SEP> 25 <SEP> -
<tb> "D"-0 <SEP> 25 <SEP> 41
<tb>
Nach Durchführung der Wärmebehandlung wurden die Stähle geprüft ; die Ergebnisse sind unten in der Zahlentafel III dargestellt. Die Streckgrenze (0, 2%), die Zugfestigkeit und die Kerbfestigkeit sind in kg/mm2 angegeben. Die Dehnung unter Benutzung der Standardmesslänge von 4 mal dem Durchmesser der Probe sowie die Einschnürung sind in Prozent angegeben. Die Zahlentafel zeigt auch das Verhältnis von Kerbfestigkeit zur Zugfestigkeit.
Es sei erwähnt, dass keiner der Stähle vor oder nach dem Vergüten kaltverarbeitet wurde.
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Zahlentafel in
EMI6.1
<tb>
<tb> KerbfestigKerb-keit/
<tb> Zugfe-Ein-festig-ZugfeStahl <SEP> Wärmebe- <SEP> Streckgren- <SEP> stigkeit <SEP> Dehnung <SEP> schnü- <SEP> keit <SEP> in <SEP> stigNr. <SEP> handlung <SEP> ze <SEP> in <SEP> kg/mm2 <SEP> in <SEP> kg/mm2 <SEP> in <SEP> % <SEP> rung <SEP> in <SEP> % <SEP> kg/mm2 <SEP> keit
<tb> 1 <SEP> "A" <SEP> 149, <SEP> 7 <SEP> 154,7 <SEP> 10 <SEP> 48 <SEP> 229, <SEP> 9 <SEP> 1,53
<tb> 2"A"151, <SEP> 2 <SEP> 158, <SEP> 2 <SEP> 14 <SEP> 57,5 <SEP> 220,0 <SEP> 1,39
<tb> 3"A"150, <SEP> 4 <SEP> 157, <SEP> 5 <SEP> 12 <SEP> 60 <SEP> 222,2 <SEP> 1, <SEP> 41 <SEP>
<tb> 4 <SEP> "B" <SEP> 152, <SEP> 5 <SEP> 158,2 <SEP> 12 <SEP> 52 <SEP> 219, <SEP> 4 <SEP> 1, <SEP> 38
<tb> 5 <SEP> "C" <SEP> 154, <SEP> 7 <SEP> 163,8 <SEP> 13 <SEP> 53, <SEP> 5 <SEP> 227,8 <SEP> 1,47
<tb> 6 <SEP> "C" <SEP> 156, <SEP> 1 <SEP> 163,
<SEP> 1 <SEP> 13 <SEP> 49 <SEP> 230,6 <SEP> 1,48
<tb> 7"A"158, <SEP> 9 <SEP> 165,2 <SEP> 12 <SEP> 51 <SEP> 182,8 <SEP> 1,105
<tb> 8"A"158, <SEP> 9 <SEP> 163,8 <SEP> 13 <SEP> 56 <SEP> 238, <SEP> 3 <SEP> 1,5
<tb> 9"A"163, <SEP> 1 <SEP> 165,9 <SEP> 11 <SEP> 57 <SEP> 232,6 <SEP> 1,43
<tb> 10"A"173, <SEP> 6 <SEP> 175,8 <SEP> 11 <SEP> 49 <SEP> 227,8 <SEP> 1,3
<tb> A"B"163, <SEP> 8 <SEP> 177,2 <SEP> 3 <SEP> 6 <SEP> - <SEP> - <SEP>
<tb> B"B"169, <SEP> 4 <SEP> 177, <SEP> 9 <SEP> 6 <SEP> 17, <SEP> 5 <SEP> - <SEP> - <SEP>
<tb> E"D"27, <SEP> 8 <SEP> 60,8 <SEP> 47 <SEP> 84 <SEP> 84,8 <SEP> 1,39
<tb> G <SEP> "D" <SEP> 84, <SEP> 4 <SEP> 123,0 <SEP> 22 <SEP> 61,5 <SEP> 180,0 <SEP> 1,46
<tb> H <SEP> "D" <SEP> 36, <SEP> 5 <SEP> 82,3 <SEP> 42 <SEP> 66,5 <SEP> 119,5 <SEP> 1,45
<tb> I <SEP> "D" <SEP> 53, <SEP> 4 <SEP> 103,3 <SEP> 27 <SEP> 62, <SEP> 5 <SEP> 145,5 <SEP> 1,
4
<tb>
Die Ergebnisse in den Zahlentafeln II und III zeigen die Überlegenheit der erfindungsgemässen
Stähle.
Stahl A mit einem Aluminiumgehalt von 3%, der weder Titan noch Niob enthielt und in dem das
Verhältnis des Nickels zu Aluminium plus Titan geringer als 5 : 1 ist, zeigte eine sehr geringe Zähig- keit. Der Stahl hatte nach der Wärmebehandlung "B" die hohe Härte von R 51 im vergüteten Zustand.
Bei dieser Wärmebehandlung war die Streckgrenze des Stahles A eine gute, aber die Zugdehnung war sehr niedrig. Ein ähnliches Ergebnis wurde bei einer Wärmebehandlung "B" mit dem Stahl B erhalten, der 2, 51o Titan enthält. In den Stählen C und D, die wie Stahl B, zu viel Titan enthielten, kann aus deren niedrigen Härtewerten in Zahlentafel II entnommen werden, dass eine grosse Menge Austenits nach der Abkühlung vom Lösungsglühen anwesend war. Aus diesem Grunde waren Gefügezustandsbehandlungen dieser Stähle notwendig.
Obgleich die Aluminium- und Titangehalte in den Stählen E, F, G, H und I erfindungsgemäss sind, war die Summe des Nickelgehaltes und 0, 8 mal des Chromgehaltes genügend über 22% gelegen, um sehr schlechte Eigenschaften zu ergeben. Es kann aus der Zahlentafel II entnommen werden, dass der Stahl F fast keine Härteannahme zeigte. Weil jeder der Stähle E, G, H und I im wesentlichen nach der Abkühlung vom Lösungsglühen austenitisch war, ist erkennbar, dass ihre Streckgrenzen nicht nur sehr niedrig waren, sondern beträchtlich unterhalb der Zugfestigkeiten lagen. Das zeigt, dass die Stähle trotz ihrer verhältnismässig hohen Härte im vergüteten Zustand eine grosse Menge Restaustenit enthalten.
Solche Härtewerte sind nicht das einzige Kennzeichen.
Die Zahlentafeln II und III zeigen an den erfindungsgemässen Stählen 1 bis 10 die befriedigende Vereinigung von Eigenschaften. Die Stähle G, H und I sollten z. B. mit den Stählen 1, 3 und 7 verglichen werden, die eine ähnliche Zusammensetzung mit der Ausnahme besitzen, dass in den letztgenannten Stählen der Chromgehalt und die Summe des Nickel- und 0,8 mal des Chromgehaltes erfindungsgemäss sind.
Um eine befriedigende Kombination von Eigenschaften ohne Notwendigkeit einer Kältebehandlung oder Kaltverarbeitung zu erzielen, stellt es einen bedeutsamen Fortschritt dar, wenn die Stähle zum Bau grosser Kessel herangezogen werden. Bei der Herstellung solcher Kessel wäre das Schweissen und eine darauffolgende Lösungsglühung und Wärmebehandlung erforderlich, um die Eigenschaften des Grundwerkstoffes in der Schweisszone wieder herzustellen. Es wäre jedoch äusserst schwierig oder undurchführbar, solche Kessel einer Kältebehandlung vor dem Aushärten zu unterwerfen.