Nichtrostender, schweissbarer, martensitischer Stahl und Verwendung desselben
Es ist bekannt, dass die Schweissbarkeit von nichtrostenden martensitischen Chromstählen durch Legierung mit Nickel und durch Reduzieren des Kohlenstoffgehaltes unter etwa 0,10 0/0 verbessert werden kann. Die Stähle sind luftgehärtet. Das durch Härten erhaltene martensitische Gefüge wird durch Vergüten in ein gemischtes Gefüge umgewandelt, bestehend aus Martensit und neu gebildetem Austenit, wobei der Gehalt an Martensit überwiegt.
Derartige Stähle werden deshalb als martensitische-austenitische Stähle bezeichnet.
Im Zustand des martensitischen-austenitischen Gefüges weisen die Stähle hohe Zug- und Streckfestigkeit, gute Dehnbarkeit und hohe Schlagfestigkeit auf. Die Schweissbarkeit ist sehr gut, die gemäss einer Theorie vom relativ hohen Gehalt an Austenit herrührt. Die Stähle können ohne vorherige und nachherige Wärmebehandlung geschweisst werden. Sie besitzen gute Warmfestigkeit.
Ein auf dem Markt befindlicher Stahl dieser Art besteht aus: 0,05 0/0 C, 12,5 0/0 Cr, 3,8 % Ni, 0,5 0/0 Mo.
Ein anderer Stahl hat folgende Zusammensetzung: 0,08 /0 C, 13 % Cr, 6 0/0 Ni, 1,5 0/0 Mo.
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Verbesserung der erwähnten Stahlart. Der nichtrostende, schweissbare, martensitische Stahl weist neben Fe und C noch mindestens folgende Legierungselemente auf: 11-15 01oCr max. 3,5 % Mo max. 8 0/0 Mn max. 7 % Ni wobei der Gesamtgehalt an Mn + Ni zwischen 3-12 0/0 liegt, ist dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt weniger als 0,02 % beträgt. Vorzugsweise kann er max. 0,015 % betragen.
Bei einer bevorzugten Ausführungsart sollen bei den einzelnen Legierungselementen beispielsweise folgende Verhältniszahlen berücksichtigt werden: 1,1 Crcqu. Nitqo. beträgt max. 11, wobei Cr = % Cr + % Mo + 15 % Si und Ni,,, = 0/o Ni + 03 % Mn + 30 (0/0 C + 0/0 N).
Versuche haben ergeben, dass dieser erfindungsgemässe äusserst niedrige Kohlenstoffgehalt unerwartet gute Resultate bezüglich der Streckfestigkeit des Stahls im vergüteten Zustand ergibt. Darüber hinaus weist der Stahl im unvergüteten Zustand eine solch gute Härte auf, dass er sehr wohl in diesem Zustand verwendet werden kann. Dies ist besonders wichtig, da die durch den Schweissvorgang behandelte Hitzezone hauptsächlich aus unvergütetem Martensit besteht. Bei einem höheren Kohlenstoffgehalt wäre dieser Stahl relativ spröde; folglich müsste eine zusätzliche Wärmebehandlung erfolgen, was beim erfindungsgemässen Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt nicht notwendig ist. Zufolge des niedrigeren Kohlenstoffgehaltes ist der Stahl auch widerstandsfähiger gegen Korrosion.
Ein weiterer Vorteil des speziell niedrigen Kohlenstoffgehaltes besteht darin, dass der Stahl von einer relativ niedrigen Temperatur aus ( > 770 "C) gehärtet werden kann, ohne dass eine Ausfällung von Karbid stattfindet. Ausserdem besteht kein Risiko von Ausfällung in den Korngrenzen oder Ausscheidung von Chromkarbid durch Luftkühlung bei grösseren Dicken, was bei Stählen mit Kohlenstoffgehalten über 0,03 % der Fall sein kann.
Durch solche Korngrenzenausscheidungen büsst der Stahl von seiner Härte und seiner Korrosionssicherheit ein.
Die Verwendung des beschriebenen Stahls zeichnet sich erfindungsgemäss dadurch aus, dass ein ungehärteter und unvergüteter Stahl der genannten Zusammensetzung bei einer Temperatur über 770 "C gehärtet (normalisiert) und bei einer Temperatur zwischen 500 "C und 700 "C vergütet wird.
In bezug auf die in dieser Stahlart enthaltenen zusätzlichen Elemente kann folgendes gesagt werden.
Chrom hat keinen bemerkbaren Einfluss auf die Festigkeitseigenschaften des Martensits, aber es muss vorhanden sein in Gehalten von über 11 % zum Zwecke der Korrosionswiderstandsfähigkeit. Zu hohe Gehalte an Chrom führen zur Bildung von Delta-Ferrit, was vermieden werden sollte, infolge der daraus entstehenden Anisotropie in den Eigenschaften von gewalzten Materialien, insbesondere in bezug auf die Schlagfestigkeit.
Nickel hat einen Einfluss auf den Austenitgehalt, haupt sächlich durch seine Wirkung auf die Acl-Temperatur. Nikkel erniedrigt das ACI und je höher die Nickelgehalte sind, desto grösser wird bei längerem Glühen der Gehalt an neu gebildetem Austenit. Zusätzlich sei erwähnt, dass diese Tatsache die Streckgrenze erniedrigt. Ausgehend vom Wunsche einen hohen Chromgehalt (und möglicherweise auch einen hohen Molybdängehalt) u. a. für die Korrosionssicherheit zu haben, ohne Bildung von Delta-Ferrit oder Resten von Austenit, wird in der Praxis der Nickelgehalt in der Grössenordnung zwischen 3-7 0/0 begrenzt, wenn andere Austenit bildende Elemente nur in geringen Gehalten vorhanden sind.
In gewissen Grenzen kann Nickel durch Mangan substituiert werden, aber es kann den Austenit nicht in demselben hohen Masse stabilisieren in bezug auf die Bildung von Delta-Ferrit. Mangan erniedrigt das Acs auch nicht in demselben Mass wie Nickel. Wenn jedoch das Ferrit bildende Element im Stahl, insbesondere Chrom und Molybdän, in geringer Menge vorhanden ist, kann das Nickel fast ganz durch Mangan ersetzt werden. Da das Ael in Mangan-Legierungsstählen nicht so stark erniedrigt wird wie in Nickel enthaltenden Stählen, wird bei normalen Anlasstemperaturen weniger neuer Austenit gebildet und aus diesem Grund können höhere Härtegrade erreicht werden.
In vergütetem Zustand erhöht Molybdän sowohl die Streckgrenze als auch die Zugfestigkeit. Molybdän erhöht auch die Anlassbeständigkeit, insofern als insbesondere die Streckgrenze beim Anlassen bei zunehmendem Molybdänprozentsatz langsamer abnimmt. Es gibt Gründe anzunehmen, dass ein Gehalt an Molybdän erforderlich ist, um die Festigkeitszunahme zu bewirken, was bei den extrern niedrigen Kohlenstoffgehalten schwer zu erklären ist. Tatsächlich konnte eine entsprechende Wirkung in bekannten, kein Molybdän enthaltenden Stählen nicht beobachtet werden, welche Stähle jedoch in ihrer Zusammensetzung dem Stahl der Erfindung entsprachen.
Stickstoff erhöht die Festigkeit und vermindert die Härte des Stahls in gehärtetem Zustand.
Der Stahl nach der Erfindung kann auch andere Legierungselemente in mässigen Gehalten enthalten, die die eine oder andere Eigenschaft des Stahls verbessern.
Durch Zusatz von Bor in Gehalten von 0,001-0,01 % kann eine Steigerung der Zug- und Streckfestigkeit mit einer gleichzeitigen Verbesserung der Schlagfestigkeit erzielt werden. In gehärtetem Zustand sind sowohl Zug- und Streckfestigkeit als auch Dehnungs- und Kontraktionswerte erhöht.
Niob und Vanadium ergeben eine Steigerung der Festigkeitseigenschaften und können beigemischt werden in Gehalten von je max. 0,5 %. Ihre kornverfeinernde Wirkung kann erfolgreich verwendet werden, da zufolge des äusserst niedrigen Kohlenstoffgehaltes des Stahls das Härten bei niedriger Temperatur (bis zu 770 "C hinunter) durchgeführt werden kann. Dies ergibt eine weitere Verbesserung der Festigkeit.
Elemente wie reines Aluminium und Titan scheinen keine oder nur eine unbedeutende Wirkung auf die Festigkeitseigenschaften zu haben. Aluminium beeinflusst jedoch das Vergüten im Fällbad zwecks Alterung bei 450 "C.
Stähle gemäss der beschriebenen Art sollen ganz oder fast ganz frei von Delta-Ferrit sein. Aus diesem Grunde können die Legierungselemente vorzugsweise sich so zueinander verhalten, dass 1,1 Crcqu. - Nu,,, max. 11 beträgt, wobei Crcqu. = /o Cr + % Mo + 1,5 % Si und Niequ.
= % Ni f 03 % Mn $ 30 (% C + % Nr
Ein zu hoher Gesamtprozentsatz von speziellen Legierungselementen Cr, Ni, Mo, Mn, C oder N kann zu unerwünschter Bildung von Resten von Austenit nach dem Härten führen. Um imstande zu sein, eine Stahlzusammensetzung zu wählen, die beim Härten ein martensitisches Gefüge ergibt ( < 10 0/0 Austenit), ist es vorteilhaft, die nachstehende Richtzusammensetzung zu verwenden:
77 - 3 (% Cr) - 4,3 (% Ni + O/o Mn - 0,40) - 0,9 (% Mo) - 72 ( /0 C) - 53 (% N) > 0 wobei /0 Cr den Chromgehalt in Gew.-0/o, % Ni den Nickelgehalt in Gew.-0/o angibt, usw.
Der erfindungsgemässe Stahl ist beispielsweise besonders da verwendbar, wo gute Korrosionssicherheit und hohe Festigkeitseigenschaften kombiniert mit guter Schweissbarkeit verlangt werden. Aus diesem Stahl können alle bekannten Typen von Platten, Blechen, Rohren,
Kabeln oder Drähten und auch Formstücke hergestellt werden. Als weitere Anwendungsmöglichkeiten seien u. a.
genannt:
Platten- und Blechbauteile wie Druckbehälter, Turbinengehäuse, Transportcontainer und Lagertanks.
In den nachstehenden Tabellen werden Beispiele von Stählen verschiedener Zusammensetzung und Behandlung aufgeführt. Die erfindungsgemässe Wirkung, wonach niedriger Kohlenstoffgehalt die Streckfestigkeit des Stahls verbessert, und die unerwartete Charakteristik dieser Wirkung geht aus Fig. 1 hervor, deren Diagramm den Einfluss des Kohlenstoffgehalt auf die Streckgrenze von bei 600 "C angelassenen Stählen oder ähnlicher Wärmebehandlung mit ungefähr der gleichen Weise die Abhängigkeit der
Härte vom Kohlenstoffgehalt der Stähle in gehärtetem Zustand ersichtlich.
In Tabelle 1 sind eine Anzahl von Probeversuchen wichtiger Stähle aufgeführt, auf welche die Erfindung basiert.
Tabelle 1 Stahl Charge Grösse Gewichtsprozente No. C Si Mn Cr Ni Mo N 1 Q 5567 20 mm .021 .26 .40 14.3 6.0 1.0 .027 3 Q 5569 20 mm iZi .020 .25 .42 13.3 5.9 1.0 .077 5 Q 5596 20 mm .065 .32 .42 14.0 5.8 1.0 .029 6 Q5572 20 mm .091 .20 .42 12.6 5.8 1.0 .018 12 Q 5583 20 mm .007 .36 .45 14.5 6.0 1.0 .069 13 Q 5585 20 mm $ .039 .08 .01 14.4 6.0 1.0 .058 14 Q 5597 20 mm $ .041 .43 .78 15.9 4.9 1.0 .035 21 Q5669 22 mm .018 .18 2.70 13.0 3.2 1.0 .025 A Q 5677 10 mm $ .007 .30 .38 12.8 6.1 1.53 .020 B Q 5678 10 mm $ .008 .34 .40 12.8 6.1 1.55 .020 C Q5679 10 mm .021 .33 .46 13.4 6.0 1.61 .027
Tabelle 2 zeigt die Streckgrenzwerte und die Austenitgehalte
von Stählen für verschiedene Wärmenachbehandlungen sowie die Schlagfestigkeitswerte von Stählen in unvergütetem Zustand.
Tabelle 2 Stahl Streckgrenzwerte und Austenit- Schlagfestigkeit Nr. % C Gehalte bei Vergütungstemperaturen von Charpy V 560 ob 580 ob 600 C unvergütet kplmm % kp/mm O/o kplrnrn- kpm 1 .021 75.5 4.5 69.8 13.5 59.0 32.0 8.1 3 .020 76.6 4.0 69.4 10.5 58.7 26.0 4.3 5 .065 83.1 12.5 75.0 21.5 63.7 32.0 4.6 12 .007 81.6 2.5 76.0 9.0 66.1 25.0 10.6 13 .039 81.3 11.2 73.2 14.0 61.6 29.0 4.8 14 .041 81.8 13.0 73.0 21.0 62.4 33.5 7.1 21 .018 80.2 4.0 62.7 17.0 11.1 A .007 67.5 19.5 B .008 67.3 18.5 C .021 56.0 26.5
Für die Stähle 1-14 wurden die Festigkeitseigenschaften nach drei Stunden Vergüten bei 560, 580 und 600 C untersucht.
Alles dem Vergüten bei ein und derselben Temperatur unterworfene Material wurde gleichzeitig wärmebehandelt und die Proben wurden willkürlich im Ofen verteilt. Die Schlagfestigkeit (Charpy V) wurde in gehärtetem Zustand bestimmt. Das Härten erfolgte bei 1050 C mit Abschrecken in Öl.
Die Stähle 21 und A-C wurden bei 850 C luftgehärtet und drei Stunden bei 600 C luftvergütet; Stahl 21 ausserdem bei 580 "C. Dabei wurden die Stähle A-C gleichzeitig behandelt, während Stahl 21 bei einer anderen Gelegenheit behandelt wurde. Stahl 21 wurde ebenfalls bei 450 C alterungsbehandelt und ergab eine sehr hohe Festigkeit, gleichzeitig aber auch eine niedrige Härte (1,0 % Austenit).
Alle Stähle wurden doppelt getestet in bezug auf Festigkeit, während für die Bestimmung der Schlagfestigkeit dreifache Tests durchgeführt wurden. Die in Tabelle 2 aufgeführten Werte sind Mittelwerte. Die mittlere Streuung zwischen den Streckgrenzwerten in den Doppeltests für alle in Tabelle 2 aufgeführten Stähle im vergüteten Zustand ist 0,7 kp/mm2.
Das Diagramm der Fig. 1 zeigt die Abhängigkeit der Streckgrenze vom Kohlenstoffgehalt für gehärtete und bei 600 C vergütete Proben, wobei alle Proben nur einer Wärmebehandlung unterworfen wurden. Die Wärmebehandlung ergab auch, dass die Stähle in bezug auf die vorbestimmten Austenitgehalte mässig variieren, welche alle innerhalb der Grössenordnung von 15-40 0/0 liegen und somit dem vorher erwähnten Kriterium entsprechen.
Aus dem Diagramm ist ersichtlich, dass der Trend der abnehmenden Festigkeit mit abnehmendem Kohlenstoffprozentsatz bei einem Kohlenstoffgehalt von ca. 0,2 % plötzlich abbricht und stattdessen, ganz unerwartet, in einen steilen Aufwärtstrend übergeht.
Dass die steigende Festigkeit nicht auf Kosten einer schlechteren Härte erhalten wird, kommt in Fig. 2 zum Ausdruck, welches Diagramm die Abhängigkeit der Schlagfestigkeit vom Kohlenstoffprozentsatz des Stahls in gehärtetem aber unvergütetem Zustand zeigt.
Bei allen Prozentangaben bezüglich der Legierungselemente handelt es sich um Gew.-0/o.
PATENTANSPRUCH 1
Nichtrostender, schweissbarer, martensitischer Stahl, der neben Fe und C noch mindestens folgende Legierungselemente aufweist: 11-15 % Cr; max. 3,50/0 Mo; max. 8 /O Mn; max. 7 /0 Ni wobei der Gesamtgehalt an Mn und Ni zwischen 3-12 % liegt, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt weniger als 0,02 /O beträgt.
UNTERANSPRÜCHE
1. Stahl nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt max. 0,015 % beträgt.
2. Stahl nach Unteranspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt ca. 0,007 % beträgt.
3. Stahl nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungselemente im nachstehenden Verhältnis zueinander stehen, dass 1,1 Crqu - Nie(ll, max. 11 beträgt, wobei Crequ. = % Cr + /0 Mo + 1,5 % Si und Ni,,,,, = % Ni + 03 % Mn f 30 (% C + % N).
4. Stahl nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er 3-7 % Ni enthält.
5. Stahl nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er 0,5-3 /o Mo, vorzugsweise mind. 1 /0 Mo, enthält.
6. Stahl nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass er 2-8 /0 Mn enthält.
7. Stahl nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass seine Zusammensetzung folgende Bedingung erfüllt:
77 - 3 ( /o Cr) - 4,3 (% Ni + % Mn - 0,40) - 0,9 (% Mo) - 72 (% C)- 53 (% N) > Q wobei die Prozentzahlen den Gehalt des Elementes in Gew.-0/o angeben.
PATENTANSPRUCH 11
Verwendung des Stahls nach Patentanspruch I zur Herstellung von Werkstücken mit hoher Härte und Streckfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, dass ein ungehärteter und unvergüteter Stahl der genannten Zusammensetzung bei einer Temperatur über 770 OC gehärtet und bei einer Temperatur zwischen 500 C und 700 C vergütet wird.
Stainless, weldable, martensitic steel and its use
It is known that the weldability of stainless martensitic chromium steels can be improved by alloying them with nickel and reducing the carbon content below about 0.10%. The steels are air hardened. The martensitic structure obtained by hardening is converted into a mixed structure by quenching and tempering, consisting of martensite and newly formed austenite, with the content of martensite predominating.
Such steels are therefore referred to as martensitic-austenitic steels.
In the state of the martensitic-austenitic structure, the steels have high tensile and yield strength, good ductility and high impact strength. The weldability is very good, which, according to one theory, comes from the relatively high austenite content. The steels can be welded without prior or subsequent heat treatment. They have good heat resistance.
A steel of this type on the market consists of: 0.05 0/0 C, 12.5 0/0 Cr, 3.8% Ni, 0.5 0/0 Mo.
Another steel has the following composition: 0.08 / 0 C, 13% Cr, 6 0/0 Ni, 1.5 0/0 Mo.
The present invention relates to an improvement of the mentioned type of steel. In addition to Fe and C, the stainless, weldable, martensitic steel also has at least the following alloying elements: 11-15 01oCr max. 3.5% Mo max. 8 0/0 Mn max. 7% Ni, the total Mn + Ni content being between 3-12%, is characterized in that the carbon content is less than 0.02%. Preferably he can max. 0.015%.
In a preferred embodiment, for example, the following ratios should be taken into account for the individual alloy elements: 1.1 Crcqu. Nitqo. is max. 11, where Cr =% Cr +% Mo + 15% Si and Ni ,,, = 0 / o Ni + 03% Mn + 30 (0/0 C + 0/0 N).
Tests have shown that this extremely low carbon content according to the invention gives unexpectedly good results with regard to the tensile strength of the steel in the quenched and tempered state. In addition, the hardness of the steel in the unquenched and tempered condition is so good that it can very well be used in this condition. This is particularly important because the heat zone treated by the welding process mainly consists of unhealed martensite. With a higher carbon content, this steel would be relatively brittle; consequently, an additional heat treatment would have to take place, which is not necessary with the steel according to the invention with a low carbon content. As a result of the lower carbon content, the steel is also more resistant to corrosion.
Another advantage of the especially low carbon content is that the steel can be hardened from a relatively low temperature (> 770 "C) without the precipitation of carbide. Furthermore, there is no risk of precipitation in the grain boundaries or precipitation of chromium carbide by air cooling in the case of greater thicknesses, which can be the case with steels with a carbon content of over 0.03%.
Due to such grain boundary precipitations, the steel loses its hardness and its resistance to corrosion.
The use of the steel described is characterized according to the invention in that an unhardened and non-tempered steel of the composition mentioned is hardened (normalized) at a temperature above 770 "C and tempered at a temperature between 500" C and 700 "C.
With regard to the additional elements contained in this type of steel, the following can be said.
Chromium has no noticeable influence on the strength properties of martensite, but it must be present in levels above 11% for the purpose of corrosion resistance. Excessive chromium contents lead to the formation of delta ferrite, which should be avoided because of the resulting anisotropy in the properties of rolled materials, especially with regard to impact resistance.
Nickel has an influence on the austenite content, mainly through its effect on the Acl temperature. Nickel lowers the ACI and the higher the nickel content, the greater the content of newly formed austenite becomes with prolonged annealing. It should also be mentioned that this fact lowers the yield strength. Based on the desire a high chromium content (and possibly also a high molybdenum content) and the like. a. For the protection against corrosion, without the formation of delta ferrite or residues of austenite, the nickel content is limited in practice to the order of magnitude between 3-7% if other austenite-forming elements are only present in low contents.
To a certain extent, nickel can be substituted by manganese, but it cannot stabilize the austenite to the same extent with regard to the formation of delta ferrite. Manganese also does not lower Acs to the same extent as nickel. However, if the ferrite-forming element in the steel, particularly chromium and molybdenum, is present in a small amount, the nickel can be almost entirely replaced by manganese. Since the Ael in manganese alloy steels is not reduced as much as in steels containing nickel, less new austenite is formed at normal tempering temperatures and, for this reason, higher degrees of hardness can be achieved.
In the quenched and tempered condition, molybdenum increases both the yield point and the tensile strength. Molybdenum also increases the tempering resistance, in so far as, in particular, the yield strength during tempering decreases more slowly with an increasing molybdenum percentage. There are reasons to believe that a molybdenum content is required to bring about the increase in strength, which is difficult to explain given the extremely low carbon contents. In fact, a corresponding effect could not be observed in known steels containing no molybdenum, which steels, however, corresponded in their composition to the steel of the invention.
Nitrogen increases the strength and reduces the hardness of the steel in the hardened state.
The steel according to the invention can also contain other alloying elements in moderate contents which improve one or the other property of the steel.
By adding boron in contents of 0.001-0.01%, an increase in tensile and yield strength can be achieved with a simultaneous improvement in impact strength. In the hardened state, tensile and yield strength as well as elongation and contraction values are increased.
Niobium and vanadium increase the strength properties and can be added in contents of max. 0.5%. Their grain-refining effect can be used successfully because, due to the extremely low carbon content of the steel, hardening can be carried out at low temperature (down to 770 "C). This results in a further improvement in strength.
Elements such as pure aluminum and titanium appear to have no or only a negligible effect on the strength properties. However, aluminum influences the tempering in the precipitation bath for the purpose of aging at 450 "C.
Steels according to the type described should be completely or almost completely free of delta ferrite. For this reason, the alloying elements can preferably be related to one another in such a way that 1.1 Crcqu. - Nu ,,, max. 11, where Crcqu. = / o Cr +% Mo + 1.5% Si and Niequ.
=% Ni f 03% Mn $ 30 (% C +% No.
Too high a total percentage of special alloy elements Cr, Ni, Mo, Mn, C or N can lead to the undesired formation of residues of austenite after hardening. In order to be able to choose a steel composition that produces a martensitic structure on hardening (<10 0/0 austenite), it is advantageous to use the following standard composition:
77 - 3 (% Cr) - 4.3 (% Ni + O / o Mn - 0.40) - 0.9 (% Mo) - 72 (/ 0 C) - 53 (% N)> 0 where / 0 Cr is the chromium content in weight-0 / o,% Ni is the nickel content in weight-0 / o, etc.
The steel according to the invention can, for example, be used particularly where good corrosion resistance and high strength properties combined with good weldability are required. All known types of plates, sheets, tubes,
Cables or wires and also fittings can be produced. Other possible applications include: a.
called:
Plate and sheet metal components such as pressure vessels, turbine housings, transport containers and storage tanks.
Examples of steels with various compositions and treatments are given in the tables below. The inventive effect, according to which a low carbon content improves the yield strength of the steel, and the unexpected characteristic of this effect can be seen from FIG the dependence of
Hardness can be seen from the carbon content of the steels in the hardened state.
Table 1 lists a number of trial runs of important steels on which the invention is based.
Table 1 steel batch size weight percent no. C Si Mn Cr Ni Mo N 1 Q 5567 20 mm .021 .26 .40 14.3 6.0 1.0 .027 3 Q 5569 20 mm iZi .020 .25 .42 13.3 5.9 1.0 .077 5 Q 5596 20 mm .065 .32. 42 14.0 5.8 1.0 .029 6 Q5572 20 mm .091 .20 .42 12.6 5.8 1.0 .018 12 Q 5583 20 mm .007 .36 .45 14.5 6.0 1.0 .069 13 Q 5585 20 mm $ .039 .08 .01 14.4 6.0 1.0 .058 14 Q 5597 20 mm $ .041 .43 .78 15.9 4.9 1.0 .035 21 Q5669 22 mm .018 .18 2.70 13.0 3.2 1.0 .025 AQ 5677 10 mm $ .007 .30 .38 12.8 6.1 1.53. 020 BQ 5678 10 mm $ .008 .34 .40 12.8 6.1 1.55 .020 C Q5679 10 mm .021 .33 .46 13.4 6.0 1.61 .027
Table 2 shows the yield limit values and the austenite contents
of steels for various post heat treatments as well as the impact strength values of steels in a non-tempered state.
Table 2 Steel yield limit values and austenite impact strength No.% C content at tempering temperatures of Charpy V 560 whether 580 whether 600 C unhardened cplmm% kp / mm O / o kplrnrn- kpm 1 .021 75.5 4.5 69.8 13.5 59.0 32.0 8.1 3 .020 76.6 4.0 69.4 10.5 58.7 26.0 4.3 5 .065 83.1 12.5 75.0 21.5 63.7 32.0 4.6 12 .007 81.6 2.5 76.0 9.0 66.1 25.0 10.6 13 .039 81.3 11.2 73.2 14.0 61.6 29.0 4.8 14 .041 81.8 13.0 73.0 21.0 62.4 33.5 7.1 21 .018 80.2 4.0 62.7 17.0 11.1 A .007 67.5 19.5 B .008 67.3 18.5 C .021 56.0 26.5
For steels 1-14, the strength properties were examined after three hours of tempering at 560, 580 and 600 C.
All material subjected to tempering at the same temperature was heat treated at the same time and the samples were randomly placed in the oven. The impact strength (Charpy V) was determined in the hardened state. Hardening took place at 1050 C with quenching in oil.
Steels 21 and A-C were air hardened at 850 C and air tempered for three hours at 600 C; Steel 21 also at 580 "C. The steels AC were treated at the same time, while steel 21 was treated on a different occasion. Steel 21 was also treated for aging at 450 C and gave a very high strength, but at the same time also a low hardness (1, 0% austenite).
All steels were tested in duplicate for strength while triple tests were performed for determination of impact resistance. The values listed in Table 2 are mean values. The mean spread between the yield strength values in the double tests for all steels listed in Table 2 in the quenched and tempered condition is 0.7 kp / mm2.
The diagram in FIG. 1 shows the dependence of the yield point on the carbon content for hardened samples and samples tempered at 600 ° C., all samples being subjected to only one heat treatment. The heat treatment also showed that the steels vary moderately with regard to the predetermined austenite contents, which are all within the order of magnitude of 15-40% and thus correspond to the aforementioned criterion.
The diagram shows that the trend of decreasing strength with decreasing carbon percentage suddenly breaks off at a carbon content of approx. 0.2% and instead, quite unexpectedly, turns into a steep upward trend.
The fact that the increasing strength is not obtained at the expense of a poorer hardness is expressed in FIG. 2, which diagram shows the dependence of the impact strength on the carbon percentage of the steel in the hardened but unquenched and tempered state.
All percentages relating to the alloying elements are 0 / o by weight.
PATENT CLAIM 1
Stainless, weldable, martensitic steel, which in addition to Fe and C also contains at least the following alloying elements: 11-15% Cr; Max. 3.50 / 0 Mo; Max. 8 / O Mn; Max. 7/0 Ni where the total Mn and Ni content is between 3-12%, characterized in that the carbon content is less than 0.02 / O.
SUBCLAIMS
1. Steel according to claim 1, characterized in that the carbon content is max. 0.015%.
2. Steel according to dependent claim 1, characterized in that the carbon content is approximately 0.007%.
3. Steel according to claim 1, characterized in that the alloy elements are in the following ratio to one another that 1.1 Crqu - Nie (ll, max. 11, where Crequ. =% Cr + / 0 Mo + 1.5% Si and Ni ,,,,, =% Ni + 03% Mn f 30 (% C +% N).
4. Steel according to claim 1, characterized in that it contains 3-7% Ni.
5. Steel according to claim 1, characterized in that it contains 0.5-3 / o Mo, preferably at least 1/0 Mo.
6. Steel according to claim 1, characterized in that it contains 2-8 / 0 Mn.
7. Steel according to claim 1, characterized in that its composition fulfills the following condition:
77 - 3 (/ o Cr) - 4.3 (% Ni +% Mn - 0.40) - 0.9 (% Mo) - 72 (% C) - 53 (% N)> Q where the percentages are the content of the element in weight 0 / o.
PATENT CLAIM 11
Use of the steel according to claim I for the production of workpieces with high hardness and tensile strength, characterized in that an unhardened and non-tempered steel of the stated composition is hardened at a temperature above 770 ° C and tempered at a temperature between 500 ° C and 700 ° C.