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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 einem darauffolgenden Aushärten. 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 überführt 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.
Ganz wenige der bekannten aushärtbaren rostfreien Stähle besitzen Streckgrenzen von 105 bis 140 kg/mir, eine Festigkeit, die für viele Zwecke vollkommen ausreicht. Solche Stähle besitzen jedoch bei diesen Festigkeiten insbesondere keine guten Zähigkeitseigenschaften, einschliesslich der Schlagfestigkeit.
Stähle mit Streckgrenzen von 98 bis 140 kg/mm sollen also eine hohe Zähigkeit, einschliesslich der Kerbzähigkeit, d. 11. eine Zugdehnung von mindestens 100/0 und vorzugsweise von l'2P/o (Standardmesslänge), eine Einschnürung von mindestens 40% und vorzugsweise von mindestens 50% und eine Kerbzähigkeit von mindestens 7 kgm besitzen. Anderseits sollen die Stähle mit höherer Festigkeit, d. s. solche mit 140 kg/mmz und darüber, durch eine gute Zähigkeit einschliesslich der Kerbzähigkeit gekennzeichnet sein.
Sie sollen einezugdehnung von mindestens 10% (Standardmesslänge), eine Einschnürung von mindestens 40je, 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 Anwendung von 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 Korn-
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grenzen fördern und damit die Dehnung und Korrosionsbeständigkeit der Stähle vermindern.
Es ist jedoch erwünscht, eine derartige Kühlung oder Zwischenbehandlung zu vermeiden und die gewünschten 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, 50/0 Chrom, 9 bis 127o Nickel, wobei die Summe von 0,8 mal des Chromgehaltes und des Nickelgehaltes zwischen 19, 5 und 220/0 liegt, mindestens eines der Elemente Titan und Niob, wobei der Titangehalt 0, 1 bis 0, 50/0 und der Niobgehalt 0, 05 bis 1% beträgt, 0, 5 bis 1% Aluminium, wobei die Summe der Aluminium- und Titangehalte nicht
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Aluminium ist jenes Element in diesen Stählen, das besonders für den Aushärtungseffekt verant- wortlich ist. Sinkt der Aluminiumgehalt unter 0, 50/0, ist die Streckgrenze zu niedrig ; es ist daher vorteilhaft, einen Aluminiumgehalt von mindestens 0, o im Stahl aufrechtzuerhalten. Um ausgezeich- nete Schlageigenschaften zu gewährleisten, soll der Aluminiumgehalt 0, 9% nicht übersteigen und die
Summe der Gehalte an Aluminium und an Titan soll l, 3% nicht übersteigen.
Um eine befriedigende Korrosionsfestigkeit der Stähle zu gewährleisten, darf der Chromgehalt der
Stähle nicht geringer als 11, 50/0 sein und beträgt vorzugsweise mindestens 11,75go. Anderseits berühren Chromgehalte über 15, 5% die Eigenschaften der Stähle im gegenteiligen Sinne, so dass sie auch die Anwendung sehr schwieriger Wärmebehandlungen, insbesondere von Gefügezustandsbehandlungen erfordern.
Um eine gute Vereinigung von Festigkeit und Zähigkeit zu erhalten, müssen mindestens 9% Nickel im Stahl anwesend sein. Übermässige Nickelmengen fördern beim Aushärten Restgehalte an Austenit und begrenzen auch den Bereich der Aushärtungstemperatur, die ohne Gefahr eines Restgehaltes an Austenit und der Möglichkeit zusätzlichen Aushärtens angewendet werden kann. Aus diesem Grunde soll der Nickelgehalt des Stahles 121o 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 22etc überschreitet, können Gefügezustandsbehandlungen (Wärmebehandlungen im austenitischen Zustand) zwischen dem Lösungsglühen und der Endaushärtung notwendig werden, um eine im wesentlichen vollständige Umwandlung in Martensit zu erzielen.
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 Aushärtens 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 1% betragen kann, wird jener von nicht mehr als 0, 5% bevorzugt. Die Menge des Titans soll 0, 50/0 nicht übersteigen und vorteilhaft nur bis 0, 35% betragen. Übermässige Titanmengen führen zu
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de Elemente können vorteilhaft in Mengen von 0, 1 bis 0, 35% Titan und von 0, 2 bis 0, 5% Niob anwe- send sein.
Der Kohlenstoffgehalt soll so niedrig als möglich gehalten werden und darf in keinem Falle 0, 030/0 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 möglich, dass die Bildung von Chromkarbiden die Ms-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 Aushärtens 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, 0of1/0 nicht übersteigen.
Auch die Gehalte an Silizium und Mangan sollten so niedrig als möglich gehalten werden, weil sie
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im gegenteiligen Sinne die Zähigkeit beeinflussen. Silizium- oder Mangangehalte, die merkbar über 0,2go liegen, haben einen schädlichen Einfluss auf die Kerbdehnung und Kerbzähigkeit der Stähle ; vor- zugsweise übersteigt die Gesamtmenge dieser Elemente nicht 0, 250/0. 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 221o beträgt, mindestens eines der Elemente
Titan und Niob, wobei der Titangehalt 0, 2 bis 0, 35% und der Niobgehalt 0, 2 bis 0, 50/0 beträgt, bis zu
0, 03% Kohlenstoff, bis 0, 15% Mangan und bis 0, 15% Silizium, wobei die Summe der Mangan- und Si- liziumgehalte 0, 25% nicht übersteigt.
Die Anwesenheit zufälliger Elemente, die gewöhnlich als Desoxydations- und Reinigungsmittel verwendet werden und von Elementen, wie Kalzium und Cer, die zur Verbesserung der Kaltverformbar- keit und Entschwefelung verwendet werden, ist nicht ausgeschlossen. Andere zufällig anwesende Ele- mente 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, 050/0. 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 Warmbearbeitungsbehandlungen 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 schmalen Streifen können kürzere Lösungsglühzeiten, z. B. von 10 min, angewendet werden. Nach dem Lösungsglühen werden die Stähle abgekühlt, insbesondere 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 2,"o 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 Aushärten leicht verarbeitet werden.
Die erfindungsgemässen Stähle können bei Temperaturen von 5650 C ausgehärtet werden. Ein Aushärten innerhalb des Temperaturbereiches von 480 und 5500 C durch 1 bis 4 h wurde als sehr zufriedenstellen befunden. Ein Aushärten bei ungefähr 5400 C hat bemerkenswert hohe Werte der Kerbschlagzähigkeit, z. B. von über 14 kgm, zur Folge. Bei weit über 5650 C gelegenen Aushärtungstemperaturen und sicher über 5900 C, besteht unter Eintritt eines"Überaushärtens"eine Neigung zur Umwandlung in Austenit mit allen sich daraus ergebenden nachteiligen Wirkungen einschliesslich des Verlustes an Festigkeit.
Die Stähle gemäss der Erfindung besitzen ein bemerkenswertes Vermögen zur Aufnahme äusserst hoher Schlagenergie. Als Beispiele werden Behandlung und Eigenschaften von drei solchen Stählen Nr. 1, 2 und 3 gegeben. Die Zusammensetzung dieser Stähle ist in Zahlentafel I angeführt. Die Stähle enthalten weniger als 0, 03% Kohlenstoff, weniger als 0, 15% Silizium und weniger als 0, 15% Mangan.
In jedem Stahl war der Rest Eisen und Verunreinigungen.
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<tb> Stahl <SEP> Cr <SEP> Ni <SEP> Al <SEP> Ti <SEP> Nb
<tb> Nr. <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> 0/0
<tb> 1 <SEP> 12 <SEP> 12 <SEP> 0,8 <SEP> 0,2 <SEP> -
<tb> 2 <SEP> 12 <SEP> 11 <SEP> 0, <SEP> 8 <SEP> 0, <SEP> 2 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 12 <SEP> 11 <SEP> 0,8 <SEP> - <SEP> 0,5
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Die Stähle 1, 2 und 3 wurden im Vakuum erschmolzen. Nach deren Erstarrung wurden Versuchsproben von diesen Stählen hergestellt.
Die Stähle 1, 2 und 3 waren weder auf Minustemperatur abgekühlt noch kaltverarbeitet, wurden jedoch entweder der Wärmebehandlung "C, d. h. bei 9800 C durch 1 h, lösungsgeglüht, luftabgekühlt und bei 4800 C durch 4 h ausgehärtet oder der ähnlichen Wärmebehandlung "En unterworfen, bei der das Aushärten bei 5400 C durch 2 h vorgenommen wurde.
Nach der Wärmebehandlung wurden die Stähle geprüft ; die Ergebnisse zeigt die Zahlentafel n.
Zahlentafel II
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<tb> Stahl <SEP> Wärme- <SEP> Streck- <SEP> Zugfestig- <SEP> Dehnung <SEP> Einschnü- <SEP> Kerbzähig- <SEP>
<tb> Nr. <SEP> behand-grenze <SEP> keit <SEP> in <SEP> in <SEP> % <SEP> rung <SEP> in <SEP> % <SEP> keit <SEP> in <SEP> kgm
<tb> lung <SEP> kg/mm2 <SEP> kg/mn
<tb> 1 <SEP> "C" <SEP> 103,8 <SEP> 113,9 <SEP> 24 <SEP> 70 <SEP> 16, <SEP> 7 <SEP>
<tb> "E"68, <SEP> 9 <SEP> 104, <SEP> 7 <SEP> 29 <SEP> 71, <SEP> 5 <SEP> 24, <SEP> 5 <SEP>
<tb> 2 <SEP> "C" <SEP> 136,2 <SEP> 141,9 <SEP> 15 <SEP> 62 <SEP> 8, <SEP> 8 <SEP>
<tb> "E" <SEP> 127,9 <SEP> 135,4 <SEP> 18 <SEP> 65,5 <SEP> 15,3
<tb> 3"C"132, <SEP> 5 <SEP> 137, <SEP> 5 <SEP> 15 <SEP> 65, <SEP> 5 <SEP> 10, <SEP> 3 <SEP>
<tb> "E"115, <SEP> 8 <SEP> 123, <SEP> 7 <SEP> 22 <SEP> 66, <SEP> 5 <SEP> 18, <SEP> 3 <SEP>
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Aus der Zahlentafel II ist ersichtlich,
dass die Stähle 1, 2 und 3 eine ausserordentlich gute Kerbzähigkeit von über 7 kgm und nach entsprechender Wärmebehandlung eine solche von über 23 kgm besitzen. Diese Kerbzähigkeit ist mit einer hohen, für viele Verwendungszwecke ausreichenden Streckgrenze vereinigt.
Die Ergebnisse am Stahl 1 zeigen, dass die Summe von 24% für die Chrom- und Nickelgehalte dieses Stahles für eine unterlassene Kältebehandlung zu hoch ist. Die niedrige Streckgrenze des Stahles 1 bei der Wärmebehandlung "E" rührt wahrscheinlich von der Rückumwandlung in Austenit her. Mit andern Worten, bei einem kombinierten Chrom- und Nickelgehalt von 24% und einer Aushärtungstemperatur von 540 C war eine"Überaushärtung"gegeben, wobei Martensit in Austenit rückumgewandelt wurde. Dieser Effekt würde durch die Anwendung einer Kältebehandlung vor dem Aushärten vermindert werden. Eine solche wäre jedoch bei Aufrechterhaltung des kombinierten Chrom- und Nickelgehaltes, bei nicht mehr als 23, 5% und vorzugsweise bei nicht mehr als 23% nicht erforderlich.
Dies ist aus den Ergebnissen zu erkennen, die sowohl an den Stählen 5 und 6 als auch an den Stählen 2 und 3 erhalten wurden.
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.
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