DE1239108B - Martensitaushaertbarer Chrom-Nickel-Stahl - Google Patents

Martensitaushaertbarer Chrom-Nickel-Stahl

Info

Publication number
DE1239108B
DE1239108B DEJ29025A DEJ0029025A DE1239108B DE 1239108 B DE1239108 B DE 1239108B DE J29025 A DEJ29025 A DE J29025A DE J0029025 A DEJ0029025 A DE J0029025A DE 1239108 B DE1239108 B DE 1239108B
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
steels
content
nickel
aluminum
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
DEJ29025A
Other languages
English (en)
Inventor
Clarence George Bieber
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Inco Ltd
Original Assignee
Inco Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Inco Ltd filed Critical Inco Ltd
Publication of DE1239108B publication Critical patent/DE1239108B/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Carbon Steel Or Casting Steel Manufacturing (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

DEUTSCHES WtWWl· PATENTAMT
AUSLEGESCHRIFT
Deutsche Kl.: 40 b - 39/20
Nummer: 1239 108
Aktenzeichen: J 29025 VI a/40 b
1 239 108 Anmeldetag: 21. September 1965
Auslegetag: 20. April 1967
Die Erfindung bezieht sich auf einen aushärtbaren rostfreien Stahl mit einer Festigkeit und Zähigkeit, die ihn beispielsweise als Werkstoff für Druckkessel, Flugzeugteile od. dgl. geeignet macht.
Ein Nachteil der bekannten aushärtbaren rostfreien Stähle liegt darin, daß sich eine hohe Streckgrenze nicht ohne Zähigkeitsverlust erreichen läßt. Zudem sind bei diesen Stählen häufig umfangreiche und teure Wärmebehandlungen erforderlich.
Unter den bekannten aushärtbaren rostfreien Stählen besitzen einige eine Streckgrenze von 105 bis 140 kg/mm2, jedoch keine besonders gute Zähigkeit.
Nur wenige der bekannten aushärtbaren rostfreien Stähle besitzen eine Streckgrenze von 140 kg/mm2 oder mehr, wobei ihre Zähigkeit als nicht befriedigend angesehen wird. Die Abnahme der Zähigkeit dieser Stähle ist auffallend stark. Es wurde daher versucht, durch Überalterung, die auf Kosten der Festigkeit ging, eine bessere Zähigkeit zu erzielen. Unter dem Begriff »Zähigkeit« soll hier vor allem eine hohe Kerbschlagzähigkeit bei einem hohen Verhältnis von Kerbzugfestigkeit zu Zugfestigkeit verstanden werden. Denn an ungekerbten Proben ermittelte Dehnungs- und Einschnürungswerte stellen keinen zuverlässigen Beurteilungsmaßstab dar, weil in der Praxis Konstruktionsteile innere oder äußere Kerben besitzen oder im Gebrauch bekommen können.
Es ist bekannt, daß die Minimalgröße eines Kerbs, der die Ursache für den Sprödbruch ist, mit fallender Streckgrenze und Zugfestigkeit des Metalls anwächst. Demzufolge ist die Vermeidung des Sprödbruchs bei Metallen mit Streckgrenzen von beispielsweise 70 bis 105 kg/mm2 nicht so schwierig wie bei Metallen mit Streckgrenzen von 140 kg/mm2 und mehr. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung sollte ein Stahl mit einer Streckgrenze von 140 kg/mm2 und mehr ein Verhältnis der Kerbzugfestigkeit zu seiner Zugfestigkeit von wenigstens 1 (bei einem KerbfaktorKi von 10 oder mehr) besitzen, um als kerbzäh zu gelten. Vorzugsweise beträgt das Verhältnis wenigstens 1,2:1.
Derartige Stähle mit Streckgrenzen von 98 bis 140kg/mm2 sollten eine hohe Zähigkeit, d.h. eine Dehnung von wenigstens 10 % und vorzugsweise 12 %, eine Einschnürung von wenigstens 40%, vorzugsweise wenigstens 50%, sowie eine Kerbschlagzähigkeit von wenigstens 7 kgm besitzen. Ebenso sollten Stähle mit einer 140 kg/mm2 übersteigenden Streckgrenze eine Dehnung von wenigstens 10%, eine Einschnürung von wenigstens 40%, eine hohe Kerbzu«festigkeit und ein Verhältnis von Kerbzug-
Martensitaushärtbarer Chrom-Nickel-Stahl
Anmelder:
International Nickel Limited, London
Vertreter:
Dr.-Ing. G. Eichenberg
und Dipl.-Ing. H. Sauerland, Patentanwälte,
Düsseldorf, Cecilienallee 76
Als Erfinder benannt:
Clarence George Bieber, Ramsey, Ν. J. (V. St. A.)
Beanspruchte Priorität:
V. St. ν. Amerika vom 23. September 1964
(398 769,398 770)
festigkeit zu Zugfestigkeit von wenigstens 1, vorzugsweise von 1,1, besitzen.
Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabe besteht nun darin, Stähle mit den sich aus Vorstehendem ergebenden Eigenschaften zu schaffen, die im Gegensatz zu den herkömmlichen Stählen keine kostenerhöhende Wärmebehandlung zur Entwicklung ihrer technologischen Eigenschaften erfordern und sich insbesondere zum Herstellen großer Kessel eignen.
Diese Aufgabe wird durch einen Stahl gelöst, der 11,5 bis 15,5 % Chrom, 9 bis 12 % Nickel, wobei die Summe des 0,8fachen Chromgehalts und des Nickelgehalts 19,5 bis 22% beträgt, 0,1 bis 0,5% Titan und/oder 0,05 bis 1% Niob, 0,5 bis 1,6% Aluminium, wobei der Gesamtgehalt an Aluminium und Titan 1,9% nicht übersteigt und das Verhältnis des Nickelgehalts zum Gesamtgehalt an Aluminium und Titan wenigstens 5:1, bis 0,03% Kohlenstoff, 0 bis 0,2% Mangan und 0 bis 0,2% Silizium, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen enthält.
Das Aluminium ist für das Aushärten besonders wichtig. Stähle mit 1 bis 1,6% Aluminium, vorzugs-
709 550/283
weise 1,1 bis 1,5%, ergeben eine Streckgrenze von 140 kg/mm2 und mehr. Dabei überschreitet der Gesamtgehalt an Aluminium und Titan vorzugsweise
I, 8% nicht. Übersteigt der Aluminiumgehalt 1,6% wesentlich, dann wird dadurch die Kerbzähigkeit des Stahls negativ beeinflußt. Andererseits ist wenigstens 1 % Aluminium erforderlich, um eine höchstmögliche Streckgrenze zu erreichen.
Der Aluminiumgehalt soll 0,5 bis 1% betragen, wenn die Streckgrenze mit 105 bis 140 kg/mm2 als ausreichend angesehen wird und eine höchstmögliche Kerbschlagzähigkeit von wenigstens 7 kgm angestrebt wird. Liegt der Aluminiumgehalt unter 0,5%, dann ist die Streckgrenze zu niedrig; es ist daher vorteilhaft, wenigstens einen Aluminiumgehalt von 0,6% einzuhalten. Äußerst zufriedenstellende Kerbschlagzähigkeitswerte sind dann sichergestellt, wenn der Aluminiumgehalt 0,9% und der Gesamtgehalt an Aluminium und Titan 1,3 % nicht übersteigen.
Der Chromgehalt der erfindungsgemäßen Stähle muß 11,5 bis 15,5%, vorzugsweise mindestens
II, 75%, betragen, um den Stählen eine zufriedenstellende Korrosionsbeständigkeit zu verleihen.
Die Stähle müssen wenigstens 9% Nickel enthalten, um eine gute Kombination von Zugfestigkeit und Zähigkeit zu gewährleisten. Übermäßige Nickelgehalte fördern die Austenitbeständigkeit beim Aushärten und begrenzen außerdem die Aushärtungstemperatur, die ohne die Gefahr der Austenitstabilisierung und einer möglichen Überalterung noch angewandt werden kann. Aus diesem Grund übersteigt der Nickelgehalt 12% nicht. Des weiteren beträgt, um eine gute Zähigkeit insbesondere bei Stählen hoher Festigkeit sicherzustellen, das Verhältnis des Nickelgehalts zum Gesamtgehalt an Aluminium und Titan wenigstens 5:1.
Wenn die Stähle die gev/ünschten Eigenschaften besitzen sollen, muß ihre Zusammensetzung so eingestellt werden, daß die Summe des Nickelgehalts und des 0,8fachen Chromgehalts wenigstens 19,5% beträgt. Wenn diese Summe jedoch 22% übersteigt, ist ein Zwischenglühen im austenitischen Zustand zwischen dem Lösungsglühen und der abschließenden Aushärtung erforderlich, um eine nahezu vollständige Umwandlung in Martensit sicherzustellen.
Stähle mit höchster Festigkeit, die eine außerordentlich gute Kombination der Streckgrenze mit 155 kg/mm2 und mehr und Kerbzugfestigkeit sowie ein großes Verhältnis von Kerbzugfestigkeit zu Zugfestigkeit besitzen, enthalten 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 Nickelgehalts und des 0,8fachen Chromgehalts 20 bis 21,5% beträgt.
Bei den Stählen nach der Erfindung ist es wesentlieh, daß sie wenigstens eines der Elemente Titan und Niob enthalten. Diese Elemente binden vorzugsweise den Kohlenstoff und verhindern die Ausscheidung schädlicher Chrornkarbide an den Korngrenzen während des Aushärtens, so daß die gute Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit der Stähle erhalten bleibt. Die Verwendung von Niob ist insbesondere dann von Vorteil, wenn optimale Festigkeit und Zähigkeit gefordert werden. Obgleich der Niobgehalt bis zu 1 % betragen kann, übersteigt er vorzugsweise jedoch 0,5% nicht. Der Titangehalt sollte 0,5%, vorzugsweise jedoch 0,35%, nicht übersteigen. Ein zu hoher Titangehalt führt zu Ausscheidungen und an-
deren Schwierigkeiten bei der Stahlherstellung. Der erfindungsgemäße Stahl kann vorzugsweise 0,1 bis 0,35% Titan und 0,2 bis 0,5% Niob enthalten.
Der Kohlenstoffgehalt muß so niedrig wie möglich gehalten werden und darf in jedem Falle 0,03% nicht übersteigen. Höhere Kohlenstoffgehalte verursachen interkristalline Korrosion, erniedrigen außerordentlich stark den Temperaturbereich der Martensitumwandlung und beeinträchtigen außerdem die Zähigkeit. Der Kohlenstoffgehalt muß daher so gering wie möglich sein und darf vorzugsweise 0,02% nicht übersteigen.
Die Gehalte an Silizum und Mangan müssen ebenfalls so niedrig wie möglich gehalten werden, weil sie die Zähigkeit der Stähle beeinträchtigen. Silizium- und Mangangehalte mit je über 0.2% besitzen einen schädlichen Einfluß auf die Zähigkeit. Der Gesamtgehalt dieser Elemente soll 0,25% nicht übersteigen. Vorteilhafterweise sollte jedoch der Gehalt jedes dieser Elemente 0,1% nicht übersteigen.
Die bevorzugten Stähle nach der Erfindung enthalten 11,75 bis 15% Chrom, 9 bis 11% Nickel, wobei die Summe des 0,8fachen Chromgehalts und des Nickelgehalts 20 bis 22% beträgt, 0,2 bis 0,35% Titan und/oder 0,2 bis 0,5% Niob, bis 0,03 % Kohlenstoff, 0 bis 0,15% Mangan und 0 bis 0,15«/o Silizium, wobei der Gesamtgehalt an Mangan und Silizium 0,25 % nicht übersteigt.
Erschmelzungsbedingte Begleitelemente, beispielsweise Kalzium und Cer, bis 0,5 % Vanadin, bis 1 % Tantal, bis 0,5% Kupfer, bis 0,1% Beryllium, bis 0,01% Bor und bis 0,5% Zirkon können ebenfalls vorhanden sein. Die Gehalte an Verunreinigungen wie Schwefel, Phosphor, Wasserstoff, Sauerstoff und Stickstoff müssen so niedrig wie möglich sein. Die Stähle nach der Erfindung sind kobaltfrei, ausgenommen Kobaltgehalte in der Größenordnung von Verunreinigungen. Die erfindungsgemäßen Stähle enthalten keine schädlichen Deltaferritanteile; sie können, was nicht Gegenstand der Erfindung ist, in Luft erschmolzen werden. Daran kann sich in vorteilhafter Weise ein Umschmelzen mittels Abschmelzelektrode anschließen. Bei der Erstarrung der Gußblöcke ist auf eine durchgehend homogene Gefügeausbildung zu achten. Die Stähle werden dann in bekannter Weise einer Warmverformung sowie gegebenenfalls auch einer Kaltverformung unterworfen. Ein mehrfaches Glühen und Warmverformen ist insofern vorteilhaft, als dadurch eine durchgehende Homogenisierung der Gußstruktur erreicht wird. Günstige Verformungstemperaturen sind 980 bis 1095° C, wobei die Temperatur am Fertiggerüst bei 870 bis 815° C liegen soll. Im Anschluß an die Verformung werden die Stähle eine viertel bis mehrere Stunden lang bei Temperaturen von 870 bis 980° C lösungsgeglüht. Für Bleche oder Bänder sind kürzere Glühzeiten, beispielsweise 10 Minuten, ausreichend. Im Anschluß an das Lösungsglühen werden die Stähle beispielsweise in Luft abgekühlt. Während des Abkühlens — ohne Badabschreckung — nach dem Lösungsglühen wird das Gefüge im wesentlichen in Martensit umgewandelt. Es kann jedoch auch durch Tiefkühlen, beispielsweise bei —75° C, und/oder durch Kaltverformen in den martensitischen Zustand übergeführt werden. Ein besonderer Vorteil der erfindungsgemäßen Stähle mit einem Gesamtgehalt an Chrom und Nickel von nicht mehr als 23% liegt jedoch darin, daß ein Tiefkühlen oder Kaltverformen
nicht erforderlich ist. Im lösungsgeglühten Zustand sind die Stähle gut verformbar und besitzen trotzdem Rockwellhärten von 20 bis 35; sie lassen sich daher vor dem Aushärten leicht bearbeiten. Die Stähle werden dann im martensitischen Zustand durch iU- bis 4stündiges Glühen bei 425 bis 565° C ausgehärtet. Stähle mit Aluminiumgehalten von 1 bis 1,6 % sollten nicht bei Temperaturen über 540° C ausgehärtet werden; sie werden vorzugsweise 1 bis 4 Stunden lang bei 480 bis 510° C ausgehärtet. Vorzugsweise beträgt die Rockwellhärte dieser Stähle nicht mehr als 50, um eine Beeinträchtigung der Zähigkeit zu vermeiden. Stähle mit Aluminiumgehalten von nicht mehr als 1 % können bei einer Temperatur von 565° C ausgehärtet werden. Es hat sich gezeigt, daß ein 1- bis 4stündiges Aushärten bei 480 bis 550° C zu sehr guten Ergebnissen führte. Ein Aushärten bei Tem-
peraturen über 540° C führte zu einer bemerkenswert hohen Kerbschlagzähigkeit, beispielsweise von über 14 kgm. Bei Aushärtungstemperaturen weit über 565° C, insbesondere über 590° C, neigt der Stahl zur Rückumwandlung in den austenitischen Zustand und zum Überaltern mit den damit verbundenen nachteiligen Auswirkungen einschließlich eines Festigkeitsverlustes.
Nachfolgend werden die Behandlungsweise sowie die Eigenschaften von zehn erfindungsgemäßen Stählen (Nr. 1 bis 10), die 1 bis 1,6% Aluminium enthielten, zusammen mit einigen nicht unter die Erfindung fallenden Stählen (Stähle A bis I) wiedergegeben. Die Zusammensetzung dieser Stähle ist in Tabelle I aufgeführt. Die Stähle enthielten weniger als 0,15% Mangan, weniger als 0,15 %> Silizium und weniger als 0,03 °/o Kohlenstoff.
Tabelle I
Stahl Cr Ni Al Ti Nb
Vo Vo Vo % Vo
1 14 10 1,3 0,3
2 15 9 1,5 0,3 0,5
3 14 10 1,3 0,3 0,5
4 14 10 1,5 0,3
5 12 11 1,3 0,5
6 12 11 1,3 0,3
7 14 10 1,5 0,3 0,5
8 15 9 1,3 0,3
9 14 9 1,3 0,3 0,5
10 14 9 1,5 0,3 0,5
A 14 10 3
B 12 10 1 2,5 0,5
C 12 12 3
D 12 12 1 3
E 12 13 1,3 0,3
F 15 12 1,1 0,3
G 16 10 1,3 0,3
H 16 10 1,3 0,3 0,5
I 16 10 1,5 0,3 0,5
Von den Stählen der Tabelle I wurden Proben für den Zugversuch genommen.
Alsdann wurden die Stähle einer der nachfolgenden Wärmebehandlungen unterworfen.
Wärmebehandlung »A«
1. Einstündiges Lösungsglühen bei 870° C und anschließendes Abkühlen in Luft.
2. Sechzehnstündiges Tiefkühlen bei —75° C (Trockeneis).
3. Einstündiges Aushärten bei 480° C.
Wärmebehandlung »B«
1. Einstündiges Lösungsglühen bei 870° C und Abkühlen in Luft.
2. Sechzehnstündiges Tiefkühlen bei —75° C (Trockeneis).
3. Einstündiges Aushärten bei 540° C.
Wärmebehandlung »C«
1. Einstündiges Lösungsglühen bei 980° C und anschließendes Abkühlen in Luft.
2. Vierstündiges Aushärten bei 480° C
Wärmebehandlung »D«
1. Einstündiges Lösungsglühen bei 980° C und
anschließendes Abkühlen in Luft.
■2. Sechzehnstündiges Tiefkühlen bei —75° C (Trockeneis).
3. Vierstündiges Aushärten bei 480° C
Die Rockwellhärte der Proben in den verschiedenen Stadien der Wärmebehandlung, wie nach der dem Lösungsglühen folgenden Abkühlung, nach der Tieftemperaturbehandlung und nach der dem Aushärten folgenden Abkühlung, wurden bestimmt und sind in Tabelle II wiedergegeben.
7 8
Tabelle II
Rockwellhärte, RC
Stahl Wärmebehandlung Lösungsglühen Tiefkühlen
Aushärten
870° C 980° C 480° C 540° C
1 A 9Q 29 45
2 A 96 31 47
3 A 33 37 45
4 B 3fl 32 — dl
5 C ZO —
6 C 97 45
7 A 3^
dd 		46
8 A 3fl
dyj 		47
9 A 39
Di* 		35 47
10 A 30 36 46
A B 40 45 — 51
B B 41 45
C A 17 25 39
D A 16 18 33
E D -10 -8 -8
F A -6 -8
D -23 -16
G A 10 25 47
D 23 26 46
H A 14 13 20
D 0 29 45
I A 15 17 25
D 0 25 41
Nach Abschluß der Wärmebehandlung wurden die gegeben. Die aufgeführten Stähle wurden vor oder Stähle wiederum untersucht, und die dabei erhalte- nach dem Aushärten nicht kalt verformt, nen Versuchsergebnisse sind in TabelleIII wieder
Tabelle III
Stahl Wärme
behandlung 		Streckgrenze
kg/mm2 		Zugfestigkeit
kg/mm2 		Dehnung
%		 Einschnürung
o/o 		Kerbzugfestigkeit
kg/mm2 		Kerbzugfestigkeit'
Zugfestigkeit
1 A 149,7 154,7 10 48 229,9 1,53
2 A 151,2 158,2 14 57,5 220,0 1,39
3 A 150,4 157,5 12 60 222,2 1,41
4 B 152,5 158,2 12 52 219,4 1,38
5 C 154,7 163,8 13 53,5 227,8 1,47
6 C 156,1 163,1 13 49 230,6 1,48
7 A 158,9 165,2 12 51 182,8 1,105
8 A 158,9 163,8 13 56 238,3 1,5
9 A 163,1 165,9 11 57 232,6 1,43
10 A 173,6 175,8 11 49 227,8 1,3
A B 163,8 177,2 3 6
B B 169,4 177,9 6 17,5
E D 27,8 60,8 47 84 84,8 1,39
G D 84,4 123,0 22 61,5 180,0 1,46
H D 36,5 82,3 42 66,5 119,5 1,45
I D 53,4 103,3 27 62,5 145,5 1,4
Die sich aus den Tabellen II und III ergebenden Versuchsergebnisse veranschaulichen die technologische Überlegenheit der erfindungsgemäßen Stähle.
Der Stahl A, der 3 */o Aluminium, aber kein Titan oder Niob enthielt und bei dem das Verhältnis von Nickel zu Aluminium plus Titan unter 5:1 lag, besaß eine sehr geringe Dehnung. Dieser Stahl wies zudem die hohe Rockwellhärte von 51 Rc im ausgehärteten Zustand nach der Wärmebehandlung »B« auf. Bei dieser Wärmebehandlung war zwar die Streckgrenze des StahlsA gut, die Dehnung jedoch sehr gering. Zu einem ähnlichen Ergebnis führte die Wärmebehandlung B des Stahls B, der 2,5 % Titan enthielt.
Die Stähle B, C und D, die zuviel Titan enthielten, besaßen eine geringe Härte (vgl. Tabelle II), was auf einen verhältnismäßig großen Austenitgehalt nach dem Abkühlen im Anschluß an das Lösungsglühen schließen läßt. In diesem Falle wäre daher ein Zwischenglühen erforderlich gewesen.

Claims (6)

Bei den Stählen E, F, G, H und I ergaben sich sehr schlechte technologische Eigenschaften, obgleich der Aluminium- und der Titangehalt im Rahmen der Erfindung lagen und die Summe des Nickel- und des 0,8fachen Chromgehalts hinreichend über 22% lag. Aus der Tabelle II ergibt sich, daß der Stahl F fast keine Härte annahm. Während jeder der Stähle E, G, H und I nach dem Abkühlen im Anschluß an das Lösungsglühen im wesentlichen austenitisch war, zeigt sich aus den Versuchen, daß ihre Streckgrenzenwerte sehr niedrig waren und beträchtlich unter der Zugfestigkeit lagen. Dies ist ein Zeichen dafür, daß die Stähle trotz ihrer relativ hohen Härte im ausgehärteten Zustand noch eine große Menge an Restaustenit nach dem Aushärten enthielten. Demnach sind die Härtewerte nicht das einzige Kriterium für die Qualität eines Stahls. Die Stähle 1 und 10, die über 1 % Aluminium enthielten, besaßen eine Streckgrenze von über 140 kg/mm2. Es gibt jedoch eine Reihe von Verwendungszwecken, für die Stähle mit einer Streckgrenze von 105 bis 140 kg/mm2 völlig ausreichend sind. Für diese Fälle können Stähle nach der Erfindung mit einem Aluminiumgehalt von 0,5 bis 1% verwendet werden. Solche Stähle besitzen eine ausreichende Kerbschlagzähigkeit. Als Beispiel sind nachfolgend die Zusammensetzung, die Wärmebehandlung und die technologischen Eigenschaften dreier solcher Stähle (Nr. 11,12 und 13) wiedergegeben. Die Stähle enthielten weniger als 0,3 % Kohlenstoff, unter 0,15 °/o Silizium und weniger als 0,15% Mangan. Tabelle IV StahlCrNiAlTiNb0/0%%%%1112120,80,21212110,80,21312110,80,5 Die Stähle 11, 12 und 13 wurden im Vakuum erschmolzen. Nach dem Erstarren wurden diesen Stählen Probestücke entnommen; diese Proben wurden weder tiefgekühlt noch kaltverformt, jedoch entweder der Wärmebehandlung »C« oder der ähnlichen Wärmebehandlung »E« unterworfen, bei der ein 2stündiges Aushärten bei 540° C erfolgte. Nach der Wärmebehandlung wurden die Stähle untersucht, wobei die in Tabelle V aufgeführten Werte ermittelt wurden. TabelleV StahlWärmebehandlungStreckgrenzekg/mm2Zugfestigkeitkg/mm2Dehnung%Einschnürung%Kerbschlagzähigkeitkgm11C103,8113,9247016,7E68,9104,72971,524,512C136,2141,915628,8E127,9135,41865,515,213C132,5137,51565,510,3E115,8123,72266,518,3 Aus der Tabelle V ergibt sich, daß die Stähle 11, 12 und 13 außergewöhnlich gute Kerbschlagzähigkeiten besitzen, nämlich weit über 7 kgm und bei entsprechender Wärmebehandlung sogar über 23 kgm. Diese Kerbschlagzähigkeiten sind mit ziemlich hohen Streckgrenzen verbunden, die für zahlreiche Verwendungszwecke völlig ausreichend sind. Die Versuchsergebnisse des Stahls 11 beweisen, daß die Summe des Chrom- und Nickelgehalts dieses Stahls von 24% zu hoch ist, um auf ein Tiefkühlen verzichten zu können. Die geringe Streckgrenze des Stahls 11 nach der Wärmebehandlung »E« resultiert möglicherweise aus einer Rückurnwandlung in den austenitischen Zustand bzw. bei einem Gesamtgehalt an Chrom und Nickel von 24% und einer Aushärtungstemperatur von 540° C aus einer Überalterung, die auf der Rückumwandlung des Martensits in Austenit beruht. Dies hätte durch Tiefkühlen vor dem Aushärten vermieden werden können. Ein solches Tiefkühlen ist jedoch dann überflüssig, wenn der Gesamtgehalt an Chrom und Nickel 23,5%, vorzugsweise 23%, nicht übersteigt. Dies ergibt sich ohne weiteres aus den Versuchsergebnissen der Stähle 5 und 6 sowie der Stähle 12 und 13. P atentansprüche:
1. Martensitaushärtbarer Chrom-Nickel-Stahl, bestehend aus 11,5 bis 15,5% Chrom, 9 bis 12% Nickel, wobei der Gesamtgehalt des Nickels und das 0,8fache des Chromgehalts 19,5 bis 22% betragen, 0,1 bis 0,5% Titan und/oder 0,05 bis 1% Niob, 0,5 bis 1,6% Aluminium, wobei die Summe des Aluminium- und Titangehalts 1,9% nicht übersteigt und das Verhältnis des Nickelgehalts zum Gesamtgehalt an Aluminium und Titan wenigstens 5:1 beträgt, bis 0,03% Kohlenstoff, 0 bis 0,2% Mangan und 0 bis 0,2% Silizium, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.
2. Stahl nach Anspruch 1, wobei jedoch der Gesamtgehalt an Chrom und Nickel 23% nicht übersteigt.
3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, bestehend aus 11,75 bis 15% Chrom, 9 bis 11% Nickel, wobei der Gesamtgehalt an Nickel und das 0,8fache des Chromgehalts 20 bis 22% betragen, 0,2 bis 0,35% Titan und/oder 0,2 bis 0,5% Niob, bis 0,03% Kohlenstoff, je 0 bis 0,15% Mangan und Silizium, wobei der Gesamtgehalt an Silizium und Mangan 0,25% nicht übersteigt, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.
-.. ' 709 550/283
4. Stahl nach den Ansprüchen 1 bis 3, wobei der Aluminiumgehalt 1,1 bis 1,5 °/o beträgt und der Gesamtgehalt an Aluminium und Titan 1,8% nicht übersteigt.
5. Stahl nach den Ansprüchen 1 bis 3, wobei 5 jedoch der Aluminiumgehalt 0,6 bis 0,9% be-
trägt und der Gesamtgehalt an Aluminium und Titan 1,3% nicht übersteigt.
6. Stahl nach den Ansprüchen 1 bis 5, wobei jedoch der Kohlenstoffgehalt 0,02% und der Mangan- und Siliziumgehalt je 0,1% nicht übersteigen.
DEJ29025A 1964-09-23 1965-09-21 Martensitaushaertbarer Chrom-Nickel-Stahl Pending DE1239108B (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US39877064A 1964-09-23 1964-09-23
US39876964A 1964-09-23 1964-09-23

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE1239108B true DE1239108B (de) 1967-04-20

Family

ID=27016377

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DEJ29025A Pending DE1239108B (de) 1964-09-23 1965-09-21 Martensitaushaertbarer Chrom-Nickel-Stahl

Country Status (7)

Country Link
JP (1) JPS493368B1 (de)
BE (1) BE670017A (de)
DE (1) DE1239108B (de)
ES (1) ES317689A1 (de)
FR (1) FR1456949A (de)
GB (1) GB1045000A (de)
NL (1) NL6512389A (de)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1929116B1 (de) * 1968-06-10 1972-03-09 Hitachi Ltd Verwendung eines martensitischen rostfreien verformbarkeit und hoher federbiegegrenze

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS50159410A (de) * 1974-06-14 1975-12-24

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE1929116B1 (de) * 1968-06-10 1972-03-09 Hitachi Ltd Verwendung eines martensitischen rostfreien verformbarkeit und hoher federbiegegrenze

Also Published As

Publication number Publication date
ES317689A1 (es) 1966-07-01
JPS493368B1 (de) 1974-01-25
NL6512389A (de) 1966-03-24
BE670017A (de) 1966-03-23
FR1456949A (fr) 1966-07-08
GB1045000A (en) 1966-10-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69317971T2 (de) Superlegierung mit eingestelltem Wärmeausdehnungskoeffizienten
DE69706224T2 (de) Wärmebeständiger Stahl und Dampfturbinenrotor
EP0123054B1 (de) Korrosionsbeständiger Chromstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE2447137A1 (de) Gegen gruebchenkorrosion bestaendige stahllegierung
DE1301586B (de) Austenitische ausscheidungshaertbare Stahllegierung und Verfahren zu ihrer Waermebehandlung
DE1231439B (de) Verwendung einer rostfreien Nickel-Chrom-Kobalt-Stahllegierung fuer Gegenstaende mithoher Streckgrenze
DE2427038A1 (de) Nichtrostender stahl und verfahren zu seiner herstellung
DE3628395C1 (de) Verwendung eines Stahls fuer Kunststofformen
DE1298291B (de) Verwendung einer martensitaushaertbaren Nickel-Kobalt-Molybdaen-Stahllegierung fuer Gegenstaende mit einer Mindestzugfestigkeit von 265 kg/mm
DE3528537C2 (de)
DE3113844A1 (de) "ferritfreier, ausscheidungshaertbarer rostfreier stahl"
DE1232759B (de) Martensitaushaertbarer Chrom-Nickel-Stahl
WO2016020519A1 (de) Hochfeste und gleichzeitig zähe halbzeuge und bauteile aus hochlegiertem stahl, verfahren zu deren herstellung und verwendung
DE1233148B (de) Verwendung einer martensitaushaertbaren Stahllegierung fuer druck- und schlagfeste Gegenstaende
DE69107439T2 (de) Hochfester rostfreier Stahl mit guten Zähigkeitseigenschaften, und Verfahren zu seiner Herstellung.
DE1221022B (de) Martensitaushaertbare Stahllegierung
DE1239108B (de) Martensitaushaertbarer Chrom-Nickel-Stahl
DE2209085A1 (de) Alterungsgehärteter martensitischer Nickelstahl
AT268347B (de) Aushärtbarer Chrom-Nickelstahl
DE1267853C2 (de) Hochfeste stahllegierung mit ueberwiegend martensitischem gefuege
AT277300B (de) Im martensitischen Zustand aushärtbarer Stahl
DE2420072C2 (de) Verschleißfeste rostfreie Stahllegierung, Verfahren zum Wärmebehandeln derselben und deren Verwendung
AT268346B (de) Aushärtbarer Chrom-Nickelstahl
DE3808451A1 (de) Legierungen mit ausgezeichneter erosionsbestaendigkeit
DE1458325A1 (de) Waermehaertbarer,rostfreier,legierter Chrom-Nickel-Molybdaen-Stahl