<Desc/Clms Page number 1>
Im martensitischen Zustand aushärtbarer Stahl
Die Erfindung bezieht sich auf Stähle des bekannten Typs der im martensitischen Zustand aushärtbaren Stähle. Diese Stähle haben einen niedrigen Kohlenstoffgehalt und besitzen eine Grundmasse oder können eine solche erhalten, die im wesentlichen aus Martensit besteht ; der Ausdruck "Martensit" schliesst auch die bei niedriger Temperatur sich bildenden Umwandlungsprodukte des Austenits ein und können in diesem martensitischen Zustand ausgehärtet werden.
Die im martensitischen Zustand vergüteten Stähle, insbesondere die sogenannten 18% Nickel-Ko- balt-Molybdän-Stähle, wie sie in der österr. Patentschrift Nr. 245015 beschrieben sind, besitzen eine hervorragende vereinigung von Eigenschaften, u. zw. eine hohe Zugfestigkeit (140 bis 210 kg/mm2) und ein hohes Verhältnis von Festigkeit zu Gewicht, das mit einer ausgezeichneten Dehnbarkeit und Zähigkeit nach nur einer sehr einfachen Wärmebehandlung gekoppelt ist. Ausserdem sind solche Stähle gut warm- und kaltverarbeitbar, sie besitzen eine gute Bearbeitbarkeit und eine ausgezeichnete Giessbarkeit und sind masshaltig sowie frei von Verziehungen.
Ihre ausgezeichneten Eigenschaften haben zu verschiedenartigen Verwendungen der martensitisch
EMI1.1
le zu Entmischungen neigen, (in Abwesenheit besonderer und daher kostspieliger und Zeit verbrauchender Verfahren), was zu einem unerwünschten Verlust an Zugdehnung und Zähigkeit führen kann. Diese Wirkung ist besonders in schweren Formgussstücken der Stähle, d. h. im Formguss von mindestens 25, 4 mm und vor allem in Querschnitten von 50, 8 mm Dicke vorhanden, insbesondere dann, wenn die Dehnbarkeit und Zähigkeit in der kurzen Querrichtung bestimmt wird. In einigen Fällen zeigt sich eine Zeilenbildung, die oftmals von der Bildung innerer Überwalzungen gefolgt ist. Ein solches metallurgisches Verhalten ist ein gefährlicher Nachteil bei Verwendung dieser Stähle in schweren Querschnitten, z. B. in Flugzeugfahrgestellen.
In Untersuchungen wurde an diesen Stählen das Auftreten intermetallischer Teilchen nase der Erstarrung der Schmelze beobachtet. Solche Teilchenbildungen sind für sich nicht ungewöhnlich, doch wurde beobachtet, dass diese Teilchen oftmals in lokalen Bereichen stark konzentriert und diese Bereiche an Molybdän und Titan sehr angereichert waren, wobei jedes dieser Elemente die Bildung von Austenit in den martensitisch aushärtbaren Stählen zu fördern scheint.
Weitere Untersuchungen ergaben, dass die Bänder im allgemeinen aus weichen Austenitstreifen bestehen, die vorne oder hinten von hartem und sprödem Martensit umhüllt sind.
Die übliche Wärmebehandlung der im Martensitzustand aushärtenden 18%igen Nickel-Kobalt-Molyb- dän-stähle besteht in einem lstündigen Lösungsglühen bei 8150C, währenddem Austenit gebildet wird, der bei der folgenden Abkühlung sich in Martensit umwandelt und hierauf in einem Auslagern des Martensits durch Istündiges Erhitzen bei 4800C und nochmaligem Abkuhlen. Das Auslagern bei niedrigeren
<Desc/Clms Page number 2>
Temperaturen von z. B. 4250C wurde nicht empfohlen, weil die Stähle dann nicht genügend ausgelagert sind und dadurch einen Verlust an Festigkeit erleiden. Wird jedoch die Auslagerungstemperatur erhöht, steigt die Neigung zur Austenitbildung. Ist Austenit in genügender Menge vorhanden, erniedrigt dies die Festigkeit beträchtlich.
Aus diesem Grunde war es üblich, merkbar über 4800C gelegene Auslagerungstemperaturen zu vermeiden.
Während der Auslagerungsbehandlung wurden dunkle Bänder beobachtet und mit den geringen lo- kalenBereichen verknüpft, wie sie oben beschrieben sind. Es scheint, dass diese dunklen Bänder ein Anzeichen für die beginnende Umwandlung in Austenit sind, scheinbar wegen der unerwünschten Anreicherung von Austenitbildnern. In den Ausscheidungsbereichen ist die Temperatur der Umwandlung in Austenit örtlich niedriger als die Auslagerungstemperatur. Es tritt eine solche Umwandlung in Austenit ein und gibt vermehrte Austenitbänder, die im wesentlichen von hartem, sprödem Martensit umgeben sind und als Ergebnis dieser Bandbildung häufig innere Zeilen bilden.
Eine mögliche Lösung dieses Problems wäre, Molybdän und Titan in den Stählen zu vermeiden.
Dies wäre jedoch nicht wünschenswert, weil das Molybdän sowohl Festigkeit und Zähigkeit verleiht und das Titan der wirksamste zusätzliche Härter ist.
In den sich eingeführten Handelsqualitäten der im martensitischen Zustand ausgelagerten 18% gen Nickel-Kobalt-Molybdän-Stähle sind die Molybdän-und Titangehalte höher, weil sie die Streckgrenze erhöhen.
Andere Vorschläge für die Bewältigung dieses Problems beinhalten die Verwendung modifizierter Schmelzen und der Warmverarbeitungstechnik sowie einer modifizierten Durchwärmtechnik (Homogenisieren) sowie die Verwendung höherer Abkühlungsgeschwindigkeiten. Wenn solche Verfahren die Entmischung auch vermindern, können sie nur auf Querschnitte beschränkten Ausmasses angewendet werden.
Es ist ja z. B. tatsächlich unmöglich, eine genügend rasche Abkühlung in einem dicken Querschnitt zu erzielen. Wenn eine lange Ausgleichsglühperiode (24 h) auch ein vollkommen homogenes Gefüge und eine Bänderbildung auf ein Minimum herabsetzt, ist es doch unwirtschaftlich, weil es Einrichtungen für beachtliche Zeitdauern erfordert.
Es wurde nun festgestellt, dass Entmischungen in dicken Querschnitten des Stahles vom Typ der 18%igen Nickel-Kobalt-Molybdän-Stähle stard vermindert oder sogar beseitigt werden können, wenn der Kobaltgehalt über den üblichen Wert in diesen Stählen erhöht wird und die andern Legierungsbestand- teilesorgfältiginnerhalb gewisser Bereiche gehalten werden. Überdies kann der Zusatz bestimmter, üblicherweise nicht vorhandener Elemente äusserst günstig wirken. Diese Wirkung wird ohne Verlust guter mechanischer Eigenschaften bei den Stählen erzielt. Im Gegensatz dazu wird die Zähigkeit von der Entmischung so stark berührt, dass sie nicht nur wiedergewonnen, sondern überraschenderweise bis zu 500/0 oder mehr verbessert wird.
Zur Erzielung dieses Vorteiles ist es nicht erforderlich, von dem üblichen Verfahren und der Standard-Wärmebehandlung abzugehen, obgleich andere Wärmebehandlungen ebenso vorteilhaft angewendet werden können.
Die erfindungsgemässen Stähle enthalten in Gew. -0/0 14 bis 22% Nickel, 12 bis 25% Kobalt, 2 bis
EMI2.1
Vanadium, 0 bis 0, 025% Magnesium, 0 bis 3% Chrom, 0 bis 0, 4% Aluminium, 0 bis 0, 15% Kohlenstoff, 0 bis 1% Silizium, 0 bis 1% Mangan, 0 bis 21o Wolfram, 0 bis 0, 01% Bor, 0 bis 1% Beryllium, 0 bis 6% Kupfer, 0 bis 3% Niob und 0 bis 40/0 Tantal. Der Rest ist Eisen sowie verunreinigungen.
Unter "Verunreinigungen" werden geringe Restmengen von Elementen verstanden, die absichtlich für Zwecke der Desoxydation und der Reinigung der Schmelze zugesetzt werden.
Die als Verunreinigungen vorliegenden Mengen an Phosphor, Sauerstoff und insbesondere Schwefel sollen so niedrig gehalten werden, als dies in der Praxis möglich ist.
Andere Verunreinigungen einschliesslich Stickstoff sollen ebenfalls so niedrig wie möglich gehalten werden. Es können jedoch bis zu 0, 04% Stickstoff in den Stählen zugelassen werden, obwohl vorteilhaft nicht mehr als 0, 025% anwesend sein sollen.
Der Nickelgehalt der Stähle darf einerseits 22% nicht übersteigen, weil anderseits die martensitische Umwandlungstemperatur damit erniedrigt und die Bildung unerwünschten Austenits begünstigt wird. Ist jedoch ungenügend Nickel anwesend, findet ein Verlust an Festigkeit und Zähigkeit statt, so dass mindestens 14% Nickel anwesend sein müssen. Vorzugsweise beträgt der Nickelgehalt 15, 5 bis 20, 5%.
Die im Handel eingeführten 18% gen martensitisch auslagernden Nickel-Kobalt-Molybdän-Stähle enthalten ungefähr 5% oder mehr Molybdän zur Erzielung von Streckgrenzen von ungefähr 193 kg/mm2 und höher. In den erfindungsgemässen Stählen braucht der Molybdängehalt 4% nicht zu übersteigen, weil grössere Mengen die Austenitumwandlung begünstigen können ; die Stähle müssen aber für eine zu erwar-
<Desc/Clms Page number 3>
tende und entsprechende Festigkeit und Zähigkeit Molybdän enthalten. Um die beste Kombination von Festigkeit und Zähigkeit zu erhalten, sollen 2, 5 bis 3. 510 Molybdän anwesend sein. Ist aber eine maximale Festigkeit bedeutungsvoll, soll der Molybdängehalt 3, 5 bis 410 betragen.
Titan ist in den Stählen nicht von wesentlicher Bedeutung, selbst wenn Festigkeiten von 175 bis 210 verlangt werden. Titan in Mengen von 0,05 bis 0,2% kann jedoch eine Desoxydation und bessere Zähigkeit hervorrufen, doch darf der Titangehalt 0, 410 nicht überschreiten.
Das Kobalt dient verschiedenen Zwecken, doch spielt es keine bedeutsame Rolle bei der Bildung von Entmischungen. Wenn das Metall in erfindungsgemässen Mengen, d. i. von 12 bis 25%, anwesend ist, erhöht es die Martensitbildungstemperatur und hindert dadurch die Rückumwandlung in Austenit.
Auch wurde festgestellt, dass das Kobalt in unerwarteter Weise der Festigkeit eine merkliche Verbesserung verleiht. Ein besonders günstiger Bereich für das Kobalt ist zwischen 13 und 20% gelegen.
Wie oben dargelegt, ist die Zähigkeit in den besten der erfindungsgemässen Stähle wegen der Entmischung bisher verlorengegangen ; sie wird aber nicht nur wiedergewonnen, sondern es werden sogar
EMI3.1
tragen. Dieses bemerkenswerte Ansteigen der Zähigkeit wird durch die Einverleibung von Zirkon in Mengen von 0, 01 bis 0,1% erreicht, obwohl Mengen über 0,005% üblicherweise nicht notwendig sind. Dass das Zirkon eine erhöhte Zähigkeit verleiht, ist überraschend, weil dieses Element die Zähigkeit in gewissen martensitaushärtenden Stählen vermindert, nämlich in jenen mit einer Basiszusammensetzung von ungefähr 12% Nickel, 5% Chrom und 3% Molybdän.
Das Zirkon ist insbesondere in Gegenwart von Vanadium wirksam und die günstigste Vereinigung von Festigkeit und Zähigkeit wird in Stählen erhal-
EMI3.2
der Vanadiumgehalt 1. 50/0, vorzugsweise 0, 9% nicht übersteigen. Für eine besondere Wirkung sollen mindestens 0, 21o Vanadium anwesend sein.
Chrom fördert ebenfalls die Zähigkeit, doch soll es in Mengen von über 3% nicht vorhanden sein.
Es wurde festgestellt, dass das Chrom in ähnlicher Weise wie das Zirkon wirkt. Zirkon wird jedoch dann bevorzugt, wenn unbeabsichtigt oder aus einem andern Grund eine übermässige Menge Chrom vorhanden ist, das zur Stabilisierung des Austenits neigt und zu verminderten Eigenschaften führt. Beim Giessen grosserBlöcke besitzt das Chrom überdies die Neigung sich zu entmischen, wodurch die Möglichkeit der Bildung von örtlich ausgeschiedenen chromreichen Bereichen besteht. Nichtsdestoweniger kann das Chrom bei angemessener Einhaltung in Mengen bis zu 3%, vorzugsweise im Bereich von 0, 01 bis 2%, von Nutzen sein.
Obwohl Kohlenstoff in Mengen bis zu 0, 15% anwesend sein kann, soll er vorteilhaft 0, 05% nicht übersteigen.
Von den andern in den Stählen anwesenden Elementen sollen vorzugsweise nicht mehr als 0, 25% Silizium, 0, 25% Mangan, 0,5% Wolfram, 0,004%Bor, 0,05% Berllium, 4% Kupfer, 2% Niob oder 2% Tantal anwesend sein.
Einesehr zufriedenstellende, eine aussergewöhnliche Festigkeit und Zähigkeit ohne Neigung zu Ent-
EMI3.3
0, 5% Chrom, bis 0, 03% Kohlenstoff und 0 bis 0, 1 oder 0,15% von jedem der Elemente Mangan und Si- lizium und als Rest Eisen und Verunreinigungen enthält.
Wenn jedoch durchwegs Streckgrenzen von über 203 kg/mm verlangt werden, soll der Nickelgehalt des Stahls 17 bis 19ago, der Kobaltgehalt 19 bis 21% und der Molybdängehalt 3,5 bis 4% betragen.
Bei der Herstellung der erfindungsgemässen Stähle können diese an der Luft erschmolzen werden, obwohl ein Schmelzen im Vakuum bevorzugt wird.
Es ist auch eine andere Verarbeitung üblich. Zum Beispiel kann das Homogenisieren durch Erhitzen bei ungefähr 1 2öOoC vorgenommen werden, wobei diese Temperatur für den Beginn des Schmiedens geeignet ist. Als Endtemperatur für das Schmieden oder Warmwalzen genügt eine Temperatur von 1095 bis 1 0400C.
Die Lösungsglühbehandlung der Stähle vor dem Auslagern ist nicht von wesentlicher Bedeutung, doch ist eine solche Wärmebehandlung vorteilhaft. Eine empfohlene Lösungsglühbehandlung ist eine solche durch 3 bis 1 h bei einer Temperatur von 760 bis 879 C. Die Stähle können bei einer Temperatur von
<Desc/Clms Page number 4>
370 bis 540 C durch eine Zeit von 1 bis 100 h ausgelagert werden, wobei die längeren Zeitdauern bei niedrigeren Temperaturen benötigt werden. Eine sehr zufriedenstellende Wärmebehandlung ist das Erhitzen bei einer Temperatur von 415 bis 4950C durch 24 h bis 1 h.
Eine besonders bevorzugte Wärmebehandlung für Stähle mit einer geforderten Festigkeit von ungefähr 193 kg/mm2 und darüber besteht in einem Lösungsglühen bei 8150C durch 1 h, einer Luftabkühlung, einem Auslagern durch ungefähr 24 h bei 4250C und einer Wiederabkühlung. Zur Erzielung solcher Festigkeiten würden Glühtemperaturen über 8150C eine Verschlechterung der Eigenschaften des Stahls ergeben. Das in kürzeren Zeiträumen oder bei niedrigeren Temperaturen durchgeführte Auslagern ergibt bessere Zähigkeiten, jedoch geringere Festigkeiten. Das Auslagern bis 4250C durch 3 h ist zur Erzielung von Streckgrenzen von ungefähr 175 kg/mm geeignet.
Die erfindungsgemässen Stähle eignen sich insbesondere zur Herstellung schwerer Querschnitte und können für Schmiedestücke, Platten, Flug- zeugfahrgestelle, Gesenkblöcke, Werkzeugmaschinenteile, Verschlüsse u. ähnl. verwendet werden. Zusätzlich zu verarbeiteten Formen können die Stähle auch in Form von insbesondere hochfesten Gussstükken verwendet werden.
Einige Beispiele sollen nun folgen :
An der Luft wurden zwei martensitaushärtende Stähle X und Y im Gewicht von 45 kg, mit einer nominellen Zusammensetzung hergestellt, wie sie in Zahlentafel I angegeben ist : Der Stahl X eines Gütegrades"250", ist ein 18loger martensitaushärtbarer Nickel-Kobalt-Molybdän-Stahl, während der Stahl Y erfindungsgemäss ist.
EMI4.1
EMI4.2
<tb>
<tb> :Stahl <SEP> Ni <SEP> Co <SEP> Mo <SEP> Ti <SEP> AI <SEP> C <SEP>
<tb> 0/0 <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> 0/0 <SEP>
<tb> X <SEP> 18 <SEP> 8 <SEP> 5 <SEP> 0, <SEP> 4 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 02 <SEP>
<tb> Y <SEP> 18 <SEP> 15 <SEP> 3 <SEP> 0,1 <SEP> 0,1 <SEP> 0,01
<tb>
Die Stähle wurden in Sandformen gegossen, welche einen Querschnitt von 355 cm2 besassen.
Die Blöcke wurden zuerst durch Erhitzen bei 12600C durch 2 h homogenisiert, zu Barren von 7, 6 cm Dicke gewalzt und dann durch Erhitzen bei 4800C durch 3 h ausgelagert. Die Stähle wurden dann geätzt und metallurgisch geprüft. Den Unterschied im Gefüge der beiden Stähle zeigt das Gefüge des Stahls X mit einer bemerkenswerten Entmischung in dunklen Austenitbereichen, die für diese Stahltype in starken Querschnitten charakteristisch ist. Im Gegensatz hiezu enthält der Stahl Y keinen Austenit.
Ferner wurden 23 erfindungsgemässe Stähle im Vakuuminduktionsofen hergestellt. Die Zusammensetzung dieser Stähle 1 bis 23 ist in der Zahlentafel II angegeben.
Die Stähle wurden durch Erhitzen bei 12600C homogenisiert und darauf in einer Richtung zu Platten von 1, 6 cm Dicke warmgewalzt, wobei die Anfangstemperatur für dieses Warmwalzen 1040 C betrug. Proben dieser Stähle wurden dann einer der folgenden Wärmebehandlungen unterzogen.
Wärmebehandlung A : Durch 1 h lösungsgeglüht bei 815 C, abgekühlt und hierauf bei 4250C durch 3 h ausgelagert.
Wärmebehandlung B : Durch 1 h lösungsgeglüht bei 815 C, abgekühlt und hierauf bei 4250C durch 24 h ausgelagert.
Wärmebehandlung C : Durch 1 h lösungsgeglüht bei 815 C, abgekühlt und hierauf bei 4800C durch 3 h ausgelagert.
Es wird ausdrücklich betont, dass diese Wärmebehandlungen für das Aushärten des Martensits üblich sind und es gestatten, dass die Versuchsergebnisse als Ergebnis der Zusammensetzung angesehen werden.
Die Stähle wurden dann mechanisch untersucht, Festigkeit-un Kerbschlagproben von den 1, 6 cm dicken Platten genommen und quer zur Walzrichtung bei Raumtemperatur geprüft. Die angewendete Wärmebehandlung und die Ergebnisse der mechanischen Prüfungen sind auch in der Zahlentafel II dar-
<Desc/Clms Page number 5>
gestellt, in der die Streckgrenzen in kg/mm2, die Kerbzähigkeit in kgm/cm2 und die Zugdehnungen in % angegeben sind.
ZahentafeiII :
EMI5.1
<tb>
<tb> Stahl <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> Co <SEP> Ti <SEP> Al <SEP> C <SEP> Zr <SEP> V <SEP> Wärmebe- <SEP> Streck- <SEP> Dehnung <SEP> KerbzähigNr. <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> handlung <SEP> grenze <SEP> % <SEP> keit
<tb> (kg.mm2) <SEP> (kgm/cm2)
<tb> 1 <SEP> 17, <SEP> 3 <SEP> 2, <SEP> 1 <SEP> 12, <SEP> 0 <SEP> 0,12 <SEP> 0,11 <SEP> 0,010 <SEP> - <SEP> - <SEP> B <SEP> 143,4 <SEP> 15 <SEP> 8, <SEP> 12
<tb> C <SEP> 137, <SEP> 1 <SEP> 14 <SEP> 10, <SEP> 4 <SEP>
<tb> 2 <SEP> 17,4 <SEP> 3,1 <SEP> 12,0 <SEP> 0,11 <SEP> 0,08 <SEP> 0,003 <SEP> - <SEP> - <SEP> B <SEP> 163,8 <SEP> 13 <SEP> 6,31
<tb> C <SEP> 149, <SEP> 8 <SEP> 14 <SEP> 10, <SEP> 6 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 17,0 <SEP> 3,0 <SEP> 14, <SEP> 9 <SEP> 0, <SEP> 26 <SEP> 0, <SEP> 12 <SEP> 0, <SEP> 018--A <SEP> 167, <SEP> 3 <SEP> 11 <SEP> 3,
<SEP> 89 <SEP>
<tb> B <SEP> 184, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 2, <SEP> 94
<tb> C <SEP> 174, <SEP> 4 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 15 <SEP>
<tb> 4 <SEP> 19, <SEP> 3 <SEP> 2, <SEP> 9 <SEP> 14, <SEP> 9 <SEP> 0,11 <SEP> 0,06 <SEP> 0,012 <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 177,9 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 89
<tb> B <SEP> 188, <SEP> 4 <SEP> 11 <SEP> 3,11
<tb> C <SEP> 180, <SEP> 0 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 63 <SEP>
<tb> 5 <SEP> 17, <SEP> 6 <SEP> 3, <SEP> 0 <SEP> 20,0 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0,10 <SEP> 0,004 <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 184,3 <SEP> 12 <SEP> 3,37
<tb> B <SEP> 193, <SEP> 3 <SEP> 10 <SEP> 3,28
<tb> C <SEP> 187, <SEP> 0 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 37 <SEP>
<tb> Zirkonium-Effekt
<tb> 3 <SEP> 17,0 <SEP> 3,0 <SEP> 14,9 <SEP> 0,26 <SEP> 0,12 <SEP> 0,018 <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 167,3 <SEP> 11 <SEP> 3,89
<tb> B <SEP> 184, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 2, <SEP> 94 <SEP>
<tb> C <SEP> 174,
<SEP> 4 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 15 <SEP>
<tb> 6 <SEP> 17,1 <SEP> 2, <SEP> 9 <SEP> 14, <SEP> 7 <SEP> 0,08 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0,003 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> - <SEP> A <SEP> 168, <SEP> 7 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 58 <SEP>
<tb> B <SEP> 180, <SEP> 7 <SEP> 11 <SEP> 3,14
<tb> C <SEP> 172, <SEP> 3 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 18 <SEP>
<tb>
<Desc/Clms Page number 6>
Zahlentafel II:
(Fortsetzung)
EMI6.1
<tb>
<tb> Stahl <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> Co <SEP> Ti <SEP> Al <SEP> C <SEP> Zr <SEP> V <SEP> Wärmebe- <SEP> Streck- <SEP> Dehnug <SEP> KerbzähigNr. <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> handlung <SEP> grenze <SEP> % <SEP> keit
<tb> (kg/mm2) <SEP> (kgm/cm2)
<tb> 7 <SEP> 17,3 <SEP> 3,0 <SEP> 14,9 <SEP> 0,09 <SEP> 0,29 <SEP> 0,029 <SEP> 0,015 <SEP> 0,014 <SEP> - <SEP> A <SEP> 170,1 <SEP> 12 <SEP> 4, <SEP> 75 <SEP>
<tb> B <SEP> 183, <SEP> 5 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 27 <SEP>
<tb> C <SEP> 173, <SEP> 7 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 06 <SEP>
<tb> 8 <SEP> 17,3 <SEP> 2,9 <SEP> 15,0 <SEP> 0,10 <SEP> 0,18 <SEP> 0,010 <SEP> 0,1 <SEP> - <SEP> A <SEP> 168,7 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 80 <SEP>
<tb> B <SEP> 184, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 32 <SEP>
<tb> C <SEP> 177, <SEP> 2 <SEP> 11 <SEP> 4,
<SEP> 06 <SEP>
<tb> Vanadium-Effekt
<tb> 9 <SEP> 18 <SEP> 3,0 <SEP> 15,4 <SEP> - <SEP> 0,09 <SEP> 0,031 <SEP> - <SEP> 0,16 <SEP> A <SEP> 169, <SEP> 4 <SEP> 12 <SEP> 3, <SEP> 88 <SEP>
<tb> B <SEP> 179, <SEP> 3 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 28 <SEP>
<tb> C <SEP> 171,5 <SEP> 12 <SEP> 3, <SEP> 75 <SEP>
<tb> 10 <SEP> 18,6 <SEP> 3, <SEP> 0 <SEP> 15, <SEP> 6-0, <SEP> 11 <SEP> 0, <SEP> 015-0, <SEP> 50 <SEP> A <SEP> 191, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 2, <SEP> 80 <SEP>
<tb> B <SEP> 199, <SEP> 0 <SEP> 11 <SEP> 2, <SEP> 85 <SEP>
<tb> C <SEP> 184, <SEP> 9 <SEP> 12 <SEP> 3, <SEP> 37 <SEP>
<tb> 11 <SEP> 18, <SEP> 0 <SEP> 3, <SEP> 0 <SEP> 15, <SEP> 4-0, <SEP> 12 <SEP> 0, <SEP> 008-1, <SEP> 0 <SEP> A <SEP> 173, <SEP> 0 <SEP> 10 <SEP> 4, <SEP> 01 <SEP>
<tb> B <SEP> 188, <SEP> 4 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 32 <SEP>
<tb> C <SEP> 175, <SEP> 8 <SEP> 12 <SEP> 4, <SEP> 24 <SEP>
<tb> 3 <SEP> 17, <SEP> 0 <SEP> 3,
<SEP> 0 <SEP> 14, <SEP> 9 <SEP> 0, <SEP> 26 <SEP> 0, <SEP> 12 <SEP> 0, <SEP> 018--A <SEP> 167, <SEP> 3 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 89 <SEP>
<tb> B <SEP> 184, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 2, <SEP> 94 <SEP>
<tb> C <SEP> 174, <SEP> 4 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 15 <SEP>
<tb> 12 <SEP> 17,3 <SEP> 3,0 <SEP> 14,8 <SEP> 0,27 <SEP> 0,14 <SEP> 0,009 <SEP> - <SEP> 0,5 <SEP> A <SEP> 178, <SEP> 6 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 66 <SEP>
<tb> B <SEP> 195, <SEP> 5 <SEP> 11 <SEP> 2, <SEP> 68 <SEP>
<tb> C <SEP> 182, <SEP> 1 <SEP> 12 <SEP> 31, <SEP> 1 <SEP>
<tb>
<Desc/Clms Page number 7>
Zahlentafel II :
(Fortsetzung)
EMI7.1
<tb>
<tb> Stahl <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> Co <SEP> Ti <SEP> Al <SEP> C <SEP> Zr <SEP> V <SEP> Wärmebe- <SEP> Streck- <SEP> Dehnung <SEP> KerbzähigNr. <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> handlung <SEP> grenze'10 <SEP> keit <SEP>
<tb> (kg/mm2) <SEP> (kgm/cm2)
<tb> 13 <SEP> 17, <SEP> 2 <SEP> 3,1 <SEP> 14,7 <SEP> 0,09 <SEP> 0,14 <SEP> 0, <SEP> 018-0, <SEP> 5 <SEP> A <SEP> 174, <SEP> 4 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 24
<tb> B <SEP> 190,5 <SEP> 10 <SEP> 2,85
<tb> C <SEP> 179, <SEP> 3 <SEP> 13 <SEP> 3, <SEP> 68 <SEP>
<tb> 14 <SEP> 17, <SEP> 1 <SEP> 3,0 <SEP> 14,9 <SEP> 0, <SEP> 12 <SEP> 0,28 <SEP> 0, <SEP> 021-0, <SEP> 5 <SEP> A <SEP> 168,0 <SEP> 13 <SEP> 4,66
<tb> B <SEP> 182, <SEP> 8 <SEP> 10 <SEP> 3,28
<tb> C <SEP> 170, <SEP> 1 <SEP> 14 <SEP> 4, <SEP> 84 <SEP>
<tb> Zirkonium+ <SEP> V <SEP> anadium-Effekt
<tb> 15 <SEP> 17,
<SEP> 3 <SEP> 2, <SEP> 9 <SEP> 14,9 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0,005 <SEP> 0, <SEP> 010 <SEP> 0, <SEP> 7 <SEP> A <SEP> 180, <SEP> 7 <SEP> 11 <SEP> 5, <SEP> 02
<tb> B <SEP> 197,6 <SEP> 11 <SEP> 4,01
<tb> C <SEP> 188, <SEP> 4 <SEP> 12 <SEP> 3, <SEP> 46
<tb> 16 <SEP> 17, <SEP> 2 <SEP> 2, <SEP> 9 <SEP> 15,0 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0,003 <SEP> 0, <SEP> 01 <SEP> 0, <SEP> 19 <SEP> A <SEP> 170, <SEP> 8 <SEP> 11 <SEP> 5, <SEP> 05 <SEP>
<tb> B <SEP> 183,5 <SEP> 12 <SEP> 4,75
<tb> C <SEP> 176, <SEP> 5 <SEP> 12 <SEP> 5,10
<tb> 17 <SEP> 17,3 <SEP> 2,9 <SEP> 15,0 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0,26 <SEP> 0,003 <SEP> 0,012 <SEP> 0, <SEP> 49 <SEP> A <SEP> 174,4 <SEP> 13 <SEP> 4,75
<tb> B <SEP> 189,1 <SEP> 12 <SEP> 4,06
<tb> C <SEP> 182, <SEP> 8 <SEP> 12 <SEP> 4, <SEP> 15
<tb> 18 <SEP> 17, <SEP> 3 <SEP> 3,0 <SEP> 14,8 <SEP> 0, <SEP> 10 <SEP> 0, <SEP> 16 <SEP> 0,
006 <SEP> 0,014 <SEP> 0, <SEP> 53 <SEP> A <SEP> 180,0 <SEP> 12 <SEP> 4, <SEP> 41 <SEP>
<tb> B <SEP> 196, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 32 <SEP>
<tb> C <SEP> 184, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 15 <SEP>
<tb>
<Desc/Clms Page number 8>
ZahientafelII :(Fortsetzung)
EMI8.1
<tb>
<tb> Stahl <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> Co <SEP> Ti <SEP> Al <SEP> C <SEP> Zr <SEP> V <SEP> Wärmebe-Streck-Dehnung <SEP> Kerbzähig- <SEP>
<tb> Nr.
<SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> handlung <SEP> grenze <SEP> % <SEP> keit
<tb> (kg/mm2) <SEP> (kgm/cm2)
<tb> 19 <SEP> 17, <SEP> 6 <SEP> 3,0 <SEP> 14,9 <SEP> 0,11 <SEP> 0, <SEP> 16 <SEP> 0,010 <SEP> 0, <SEP> 036 <SEP> 0,50 <SEP> A <SEP> 174,4 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 70
<tb> B <SEP> 190, <SEP> 5 <SEP> 11 <SEP> 3,80
<tb> C <SEP> 187, <SEP> 0 <SEP> 12 <SEP> 4, <SEP> 10 <SEP>
<tb> 20 <SEP> 18, <SEP> 3 <SEP> 3, <SEP> 0 <SEP> 15, <SEP> ï <SEP> - <SEP> 0, <SEP> 12 <SEP> 0, <SEP> 011 <SEP> 0,01 <SEP> 0,5 <SEP> A <SEP> 170,1 <SEP> 12 <SEP> 5, <SEP> 05
<tb> B <SEP> 180,0 <SEP> 12 <SEP> 4,75
<tb> C <SEP> 168, <SEP> 0 <SEP> 12 <SEP> 5, <SEP> 10 <SEP>
<tb> 21 <SEP> 17, <SEP> 3 <SEP> 3,0 <SEP> 14, <SEP> 7-0, <SEP> 19 <SEP> 0, <SEP> 011 <SEP> 0,013 <SEP> 1 <SEP> A <SEP> 177, <SEP> 9 <SEP> 10 <SEP> 2,84
<tb> B <SEP> 198, <SEP> 3 <SEP> 9 <SEP> 2,
<SEP> 46 <SEP>
<tb> C <SEP> 184, <SEP> 3 <SEP> 10 <SEP> 2, <SEP> 68 <SEP>
<tb> 22 <SEP> 17, <SEP> 3 <SEP> 3,0 <SEP> 14,7 <SEP> 0, <SEP> 12 <SEP> 0, <SEP> 20 <SEP> 0, <SEP> 016 <SEP> 0,015 <SEP> 1,04 <SEP> A <SEP> 187,7 <SEP> 11 <SEP> 3,49
<tb> B <SEP> 206,7 <SEP> 10 <SEP> 2,42
<tb> C <SEP> IM, <SEP> 3 <SEP> 9 <SEP> 2, <SEP> 77 <SEP>
<tb> 23 <SEP> 17, <SEP> 3 <SEP> 2, <SEP> 9 <SEP> 15, <SEP> 0 <SEP> 0, <SEP> 19 <SEP> 0, <SEP> 14 <SEP> 0, <SEP> 003 <SEP> 0, <SEP> 029 <SEP> 0, <SEP> 52 <SEP> A <SEP> 173, <SEP> 7 <SEP> 15 <SEP> 4, <SEP> 24 <SEP>
<tb> B <SEP> 194,0 <SEP> 10 <SEP> 3,75
<tb> C <SEP> 187, <SEP> 7 <SEP> 10 <SEP> 4, <SEP> 15 <SEP>
<tb>
<Desc/Clms Page number 9>
EMI9.1
<Desc/Clms Page number 10>
Zahlentafel III :
EMI10.1
<tb>
<tb> Stahl <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> Co <SEP> Ti <SEP> Al <SEP> Zr <SEP> V <SEP> Cr <SEP> Wärmebe- <SEP> Streck- <SEP> Dehnung <SEP> KerbzähigNu. <SEP> 10 <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> handlung <SEP> grenze <SEP> % <SEP> keit
<tb> (kg/mm2) <SEP> (kgmf <SEP> cm2) <SEP>
<tb> 4 <SEP> 19,3 <SEP> 2,9 <SEP> 14,9 <SEP> 0,11 <SEP> 0,06 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 177,9 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 89 <SEP>
<tb> B <SEP> 188, <SEP> 4 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 11 <SEP>
<tb> C <SEP> 180, <SEP> 0 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 63 <SEP>
<tb> 18 <SEP> 17,3 <SEP> 3,0 <SEP> 14,8 <SEP> 0,10 <SEP> 0,16 <SEP> 0,014 <SEP> 0,53 <SEP> - <SEP> A <SEP> 180,0 <SEP> 12 <SEP> 4,41
<tb> B <SEP> 196, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 32 <SEP>
<tb> C <SEP> 184, <SEP> 9 <SEP> 11 <SEP> 4, <SEP> 15 <SEP>
<tb> 24 <SEP> 17,2 <SEP> 3,0 <SEP> 14,
8 <SEP> 0,11 <SEP> 0,14 <SEP> 0,013 <SEP> 0,49 <SEP> 0,45 <SEP> A <SEP> 181, <SEP> 4 <SEP> 10 <SEP> 3, <SEP> 37 <SEP>
<tb> B <SEP> 196, <SEP> 9 <SEP> 10 <SEP> 3, <SEP> 37 <SEP>
<tb> C <SEP> 189, <SEP> 8 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 63 <SEP>
<tb> 25 <SEP> 17,2 <SEP> 2,9 <SEP> 14,4 <SEP> 0,09 <SEP> 0,08 <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,44 <SEP> A <SEP> 170, <SEP> 8 <SEP> 13 <SEP> 6, <SEP> 14 <SEP>
<tb> B <SEP> 182, <SEP> 8 <SEP> 12 <SEP> 5, <SEP> 10 <SEP>
<tb> C <SEP> 174, <SEP> 4 <SEP> 11 <SEP> 5, <SEP> 31 <SEP>
<tb> 26 <SEP> 17,4 <SEP> 2,9 <SEP> 14,3 <SEP> 0,10 <SEP> 0,11 <SEP> - <SEP> - <SEP> 1,9 <SEP> A <SEP> 193, <SEP> 3 <SEP> 11 <SEP> 3, <SEP> 28 <SEP>
<tb> B <SEP> 206,7 <SEP> 10 <SEP> 2, <SEP> 42 <SEP>
<tb> C <SEP> 199, <SEP> 0 <SEP> 10 <SEP> 3, <SEP> 28 <SEP>
<tb> A <SEP> 17,4 <SEP> 2,3 <SEP> 13,8 <SEP> 0,11 <SEP> 0,09 <SEP> - <SEP> - <SEP> 3,7 <SEP> A <SEP> 61,
<SEP> 2 <SEP> 25 <SEP> 7, <SEP> 43 <SEP>
<tb> B <SEP> 45, <SEP> 7 <SEP> 30 <SEP> 12, <SEP> 50 <SEP>
<tb> C <SEP> 59, <SEP> 1 <SEP> 21 <SEP> 6, <SEP> 17 <SEP>
<tb> 1 <SEP> 17,3 <SEP> 2,1 <SEP> 12,0 <SEP> 0,12 <SEP> 0,11 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> B <SEP> 143,4 <SEP> 15 <SEP> 8,12
<tb> C <SEP> 137, <SEP> 1 <SEP> 14 <SEP> 11,4
<tb>
<Desc/Clms Page number 11>
Zahlentafel III:
(Fortsetzung)
EMI11.1
<tb>
<tb> Stahl <SEP> Ni <SEP> Mo <SEP> Co <SEP> Ti <SEP> Al <SEP> Zr <SEP> V <SEP> Cr <SEP> Wärmebe- <SEP> Streck- <SEP> Dehnung <SEP> Kerbzähig
<tb> Nr. <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> % <SEP> handlung <SEP> grenze <SEP> keit <SEP>
<tb> (kg/mm2) <SEP> (kgm/cm2)
<tb> B <SEP> 17,3 <SEP> 0,9 <SEP> 24,8 <SEP> 0,12 <SEP> 0,07 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 182,8 <SEP> 11 <SEP> 0,43
<tb> B <SEP> 203, <SEP> 2 <SEP> 9 <SEP> 0, <SEP> 21
<tb> C <SEP> 189, <SEP> 8 <SEP> 8 <SEP> 0, <SEP> 26 <SEP>
<tb> C <SEP> 24,4 <SEP> 1,9 <SEP> 20,0 <SEP> 0,12 <SEP> 0,10 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 54,1 <SEP> 34 <SEP> 21,4
<tb> B <SEP> 53, <SEP> 4 <SEP> 26 <SEP> 19, <SEP> 5 <SEP>
<tb> C <SEP> 49, <SEP> 9 <SEP> 31 <SEP> 19, <SEP> 4 <SEP>
<tb> D <SEP> 27,3 <SEP> 1,0 <SEP> 22,4 <SEP> 0,13 <SEP> 0,
15 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 35,9 <SEP> 43 <SEP> 35 <SEP> + <SEP>
<tb> B <SEP> 35,2 <SEP> 42 <SEP> 35'+
<tb> C <SEP> 35, <SEP> 2 <SEP> 43 <SEP> 35+
<tb> E <SEP> 9,7 <SEP> 2,2 <SEP> 19,8 <SEP> 0,08 <SEP> 0,05 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 129,4 <SEP> 16 <SEP> 1,73
<tb> B <SEP> 145, <SEP> 5 <SEP> 15 <SEP> 2, <SEP> 42
<tb> C <SEP> 130, <SEP> 8 <SEP> 15 <SEP> 1 <SEP> ;
<SEP> 93 <SEP>
<tb> F <SEP> 18, <SEP> 1 <SEP> - <SEP> 19,5 <SEP> 0,09 <SEP> 0,05 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 129,4 <SEP> 14 <SEP> B <SEP> 138, <SEP> 5 <SEP> 14 <SEP> -- <SEP>
<tb> C <SEP> 124, <SEP> 4 <SEP> 16 <SEP> 3, <SEP> 11 <SEP>
<tb> G <SEP> 17, <SEP> 7 <SEP> - <SEP> 14,9 <SEP> 0,05 <SEP> 0,05 <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> A <SEP> 108,3 <SEP> 18
<tb> B <SEP> 111, <SEP> 8 <SEP> M <SEP>
<tb> C <SEP> 105, <SEP> 5 <SEP> 19 <SEP> 9, <SEP> 38 <SEP>
<tb>
<Desc/Clms Page number 12>
Wenn man die an den Stählen Nr, 18 und 24 erhaltenen Ergebnisse in der Zahlentafel III mitein- ander vergleicht, istersichtlich, dass das Chrom nicht zu einer Verbesserung beiträgt, wenn sowohl Zirkon als auch Vanadium anwesend ist.
Verhältnismässig geringe Gehalte an Chrom verbessern jedoch we- sentlich die Zähigkeit der Stähle, wenn Zirkon und Vanadium abwesend sind, wie dies ein Vergleich der an den Stählen Nr. 25 und 4 erzielten Ergebnisse zeigt.
Die Ergebnisse an Stahl A mit 3,7% Chrom zeigen den gegenteiligen Einfluss übermässigen Chroms.
Der drastische Verlust an Festigkeit bei diesem Stahl ergibt sich aus der Gegenwart übermässigen Austenits.
Während der Stahl Nr. 26 viel weniger zäh als der Stahl Nr. 25 ist, war er wesentlich fester. Für eine maximale Zähigkeit sollte der Chromgehalt 1% und vorzugsweise 0, 5% nicht übersteigen.
Der verfestigende Einfluss des Kobalts kann aus der Streckgrenze der Stähle Nr. 1 und B festgestellt werden.
Die Stähle C und D mit übermässig hohen Nickelgehalten zeigten sehr geringe Streckgrenzen, während der genügend Nickel enthaltende Stahl E eine niedrige Streckgrenze nebst einer unbefriedigenden Zähigkeit aufwies. Die Stähle F und G waren molybdänfrei ; diese zwei Stähle hatten ebenfalls eine unzulängliche Streckgrenze.
PATENTANSPRÜCHE :
EMI12.1
während der Rest Eisen und Verunreinigungen sind.