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Die Erfindung bezieht sich auf eine austenitische ausscheidungshärtbare
Stahllegierung, die außer Austenitbildnern noch Legierungselemente enthält, die
die Ausscheidungshärtung bewirken, und auf ein Verfahren zu ihrer Wärmebehandlung.
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Die Eigenschaft des Titans, durch Ausscheidung von Titaniden oder
Titankarbiden in Stahl- oder Eisenlegierungen eine Härtesteigerung zu erzielen,
gehört zum allgemein bekannten Stand der Legierungstechnik.
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Ferner ist in der USA.-Patentschrift 2 562 854 eine Eisenlegierung
vorbeschrieben, die aus Chrom . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 10
bis 30 °/(, Eisen . .. . .. .. . . . .. .. . mindestens 50°/o Nickel . . . . . .
. . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4 bis 400/Q Mangan . . . . . . . . . .. .
.. . . . . . . . . . 0,25 bis 20°/Q Molybdän . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. . . . 0,1 bis 7,50/Q Wolfram . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 0,1 bis
15 0/Q Niob, Tantal, Vanadin und/oder Titan, wobei keines der Elemente in einer
Menge über 2 Gewichtsprozent vorhanden sein soll .... 0,1 bis 5 0/Q Silizium
. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 0 bis 10/Q Kohlenstoff . . . . .
. . . . . . . . . . . . . . . 0 bis 0,50/Q Stickstoff . . . . . . . . . . . . .
. . . . . . . . . 0 bis 0,20/Q Cobalt, wobei der Gesamtgehalt an Mo, W, Nb, Ta,
V, Ti, Si, C, N2, Co nicht über 15 Gewichtsprozent liegen soll . . . . . . . . .
. . . . . . 0 bis 5 0/Q Bor . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .
. 0,005 bis 0,10/0 besteht.
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Wegen der Notwendigkeit, bei der Herstellung von Legierungen mit erhöhtem
Titangehalt mit einem Vakuumschmelzverfahren oder einem Schmelzverfahren mit Abschmelzelektrode
arbeiten zu müssen, und wegen der Bildung von Ausscheidungen, die nicht zur Härtung
der Legierung beitragen, war es bisher jedoch nicht möglich, austenitische Stahllegierungen
mit mehr als 20/Q an Titan in einem wirtschaftlich tragbaren Verfahren herzustellen.
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Die Aufgabe der Erfindung wird in der Schaffung einer austenitisch
aushärtbaren Stahllegierung, jedoch mit einem Titangehalt von mehr als 2 0/Q bis
6 0/Q gesehen, die sich durch hohe Warmfestigkeit und Härte bei einer Temperatur
von etwa 705°C auszeichnet.
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Gegenstand der Erfindung ist daher eine austenitische, ausscheidungshärtbare
Stahllegierung, bestehend aus Kohlenstoff . . . . . . . . . . . . . . . . 0,01 bis
0,150/Q Aluminium . . . . . . . . . . . . . . . . 0,10 bis 1,25 0/Q Bor . . . .
. . . . . . . . . . . . . . . . . . . 0,001 bis 0,0600/Q Chrom . . . . . . . . .
. . . . . . . . . . . 12,00 bis 22,00 0/Q i Mangan ... . . . . . . . . .
. . . . . . . 0,05 bis 0,50 0/Q Molybdän . . . . . . . . . . . . . . . . . . 0,25
bis 5,000/Q Nickel, wobei ein Teil des Gehaltes an Nickel anteilsmäßig durch Kobalt
ersetzt werden kann . . . . . . . . . . . . . 15,00 bis 35,00 0/Q Silizium . . .
. . . . . . . . . . . . . . . . . 0,05 bis 0,800/Q Titan . . . . . . . . . . . .
. mehr als 2,00 bis 6,00 0/Q Vanadin . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 0,10
bis 1,50 0/Q Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.
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Die erschmelzungsbedingten Verunreinigungen dürfen nicht mehr als
etwa 1,5 0/Q betragen und bestehen im allgemeinen aus Phosphor, Schwefel, Kupfer,
Kobalt, Wolfram und anderen Elementen, die normalerweise als Fremdstoffe beim Schmelzen
von austenitischen Eisenlegierungen auftreten.
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Gegenüber den aus der genannten Patentschrift bekannten Legierungen
unterscheidet sich die neue Legierung in ihrem Titan- und Aluminiumgehalt.
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In der nachstehenden Tabelle I ist der allgemeine Bereich der chemischen
Zusammensetzung sowie der optimale Bereich aufgeführt, mit dessen Hilfe die besten
mechanischen Eigenschaften erzielt werden können.
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Tabelle I Chemische Zusammensetzung
| Element Allgemeiner Bereich J Optimaler Bereich |
| C . . . . . . . . . . . 0,01 bis 0,15 0,01 bis 0,08 |
| Mn . . . . . . . . . 0,05 bis 0,50 0;05 bis 0,35 |
| Si . . . . . . . . . . . 0,05 bis 0,80 0,35 bis 0,70 |
| Cr . . . . . . . . . . 12,0 bis 22,0 13,5 bis 16,0 |
| Ni . . . . . . . . . . 15,0 bis 35,0 24,0 bis 27,0 |
| Mo . . . . . . . . . 0,25 bis 5,0 1,0 bis 1,5 |
| Ti . . . . . : . . . . . 2,0 bis 6,0 2,5 bis 3,5 |
| Al . . . . . . . . . . 0,10 bis 1,25 0,10 bis 0,50 |
| V . . . . . . . . . . . 0,10 bis 1,5 0,10 bis 0,50 |
| B . . . . . . . . . . . 0,001 bis 0,060 0,003 bis 0,015 |
| Fe .......... Rest Rest |
Die Elemente Titan und Bor bewirken in Verbindung mit Kohlenstoff eine Erhöhung
der Bruchdehnung und der Kerbschlagzähigkeit. Zur Verbesserung der Festigkeitseigenschaften
und der Stabilität des Austenits sind mindestens 0,010/Q Kohlenstoff erforderlich,
während ein Kohlenstoffgehalt von mehr als 0,150/Q die Herstellung der Legierung
erschwert und die maschinelle Verarbeitbarkeit sowie die Korrosionsfestigkeit der
Legierung beeinträchtigt. Die besten Ergebnisse werden mit Kohlenstoffgehalten von
0,01 und 0,08 0/Q erzielt.
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Da Mangan bei mehr als 20/Q Titananteil in der Eisenlegierung die
Ausbildung von Titaniden des Typs MzTi begünstigen würde, wodurch die Duktilität
der Legierung verschlechtert würde, darf den Mangangehalt nur höchstens bis zu 0,50
0/Q, vorzugsweise nicht mehr als 0,350/0 betragen. Seine untere Grenze ist mit 0,05
0/Q festgelegt und liegt damit in der Größenordnung von Spuren vor.
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Silizium liegt in der festen Lösung der Legierung vor und trägt etwas
zur Oxydationsfestigkeit der Legierung bei. Die Hauptwirkung von Silizium liegt
jedoch darin, daß es die Legierung duktil macht. Es ist nur eine kleine Menge an
Silizium erforderlich, um die Legierung duktil zu machen, ohne die Kriechgeschwindigkeit
und
die Bruchzeit im Zeitstandversuch zu beeinträchtigen. Ein Siliziumgehalt zwischen
etwa 0,05 und etwa 0,800/0 hat sich als notwendig erwiesen. Ein Gehalt von mehr
als 0,800/0 Silizium verschlechtert die Kriechgeschwindigkeit der Legierung. Die
besten Ergebnisse werden erzielt, wenn das Silizium in einer Menge zwischen 0,35
und 0,700/0 vorliegt. Wird der Siliziumgehalt in diesem optimalen Bereich gehalten,
so wird die beste Kombination von Kriechgeschwindigkeit, Duktilität und Bruchzeit
im Zeitstandversuch erzielt.
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Chrom dient hauptsächlich zur Verbesserung der Korrosions- und Oxydationsfestigkeit
der Legierung, wenn diese bei hohen Temperaturen verwendet wird. Chrom tritt ebenfalls
in die feste Lösung ein und verbessert die Festigkeit des Grundgefüges, wenn es
innerhalb des angegebenen allgemeinen Bereiches verwendet wird, aber es dient auch
zur Stabilisierung der Legierung. Ein Chromgehalt von mehr als etwa 220/0 führt
häufig zur Bildung intermetallischer Phasen, durch die Zugfestigkeit bei Zimmertemperatur
und die Bruchzeit im Zeitstandversuch herabgesetzt werden. Zur Erzielung ausreichender
Korrosions-und Oxydationsfestigkeit sind wenigstens 12,0°/o Chrom erforderlich.
Vorzugsweise wird der Chromgehalt jedoch zwischen 13,5 und 16,0°/o gehalten, da
hierdurch die beste Kombination an chemischen, physikalischen und mechanischen Eigenschaften
erzielt wird.
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Nickel ist das vorherrschende Austenitbildende Element und dient gleichzeitig
zusammen mit Chrom zur Schaffung ausreichender Oxydations- und Korrosionsfestigkeit.
Außerdem reagiert Nickel mit Titan unter Bildung einer Ni3Ti-Ausscheidung, die bei
Verbesserung der Festigkeitseigenschaften maßgeblich beteiligt ist. Obgleich an
Stelle eines Teils des Nickels Kobalt in direktem Verhältnis verwendet werden kann,
werden vorzugsweise mindestens 15,0 0/0 Nickel verwendet, damit die Ausscheidungshärtung
auftritt. Ein Nickelgehalt von mehr als etwa 35,0% kann zwar angewendet werden und
einen Teil des Eisengehaltes ersetzen; hierdurch werden die mechanischen Eigenschaften
nicht wesentlich verbessert.
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Die Zugabe von Molybdän in einer Menge zwischen 0,25 und etwa 5 °/0
trägt ebenfalls zur Verstärkung der festen Lösung bei und dient insbesondere zur
Verhinderung von Sprödigkeit, die normalerweise bei Zugabe bestimmter anderer Legierungselemente
zu erwarten sind. Es sind wenigstens 0,25 0/0 Molybdän erforderlich, während ein
Molybdängehalt von mehr als 5,001, häufig die Duktilität der Legierung vermindert.
Die besten Ergebnisse werden erzielt, wenn das Molybdän in einer Konzentration von
etwa 1,0 bis etwa 1,50/0 angewendet wird. Wird die Legierung in einer Halogenionen
enthaltenden Atmosphäre verwendet, so dient das Molybdän außerdem zur Verbesserung
deren Korrosionsfestigkeit.
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Bisher wurde angenommen, daß durch Mitverwendung von Aluminium die
Sprödigkeit der herzustellenden Legierung leicht erhöht wird. Es wurde gefunden,
daß bis zu 1,250/0 Aluminium verwendet werden können, ohne daß ein merkliches Ansteigen
der Sprödigkeit zu verzeichnen ist. Aluminium in einer Menge zwischen etwa 0,10
und etwa 0,50 a/0 träge zur Ausscheidungshärtung bei, da es mit Nickel und Titan
zusammen Ni3(Al,Ti) bildet. Aluminium verbessert außerdem in gewissem Maße die Korrosionsfestigkeit
der Legierung. Vanadin wird in einer Menge von 0,10 bis etwa 1,51>1, verwendet,
tritt in die feste Lösung der Legierung ein und verringert etwas die Sprödigkeit.
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Der Gehalt an Bor in einer Menge von 0,001 bis 0,0600/0 ist besonders
entscheidend, da dadurch die Bruchdehnung der Legierung wesentlich verbessert wird.
Es sind wenigstens 0,0010/0 Bor erforderlich, um die Bildung von zellförmigen Ausfällungen
zu verhindern. Ein hoher Borgehalt, d. h. mehr als etwa 0,0600/0, kann zur Bildung
überschüssiger Borphasen führen, die z. B. die Duktilität der Legierung in Querrichtung
erheblich beeinträchtigen und die Verarbeitung der Legierung in heißem Zustande
erschweren. Die optimale Kombination an mechanischen Eigenschaften wird erzielt,
wenn der Borgehalt zwischen etwa 0,003 und etwa 0,015 0/a gehalten wird.
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Das Titan ist für die erfindungsgemäße Legierung von entscheidender
Bedeutung. Es liegt in der festen Lösung vor und träge wesentlich zur Verbesserung
der Festigkeit der Legierung bei. Außerdem trägt es zur Ausscheidungshärtung durch
Ausscheidung von Ni3Ti und Ni3(A1,Ti) wesentlich bei. Wird es als zusammenhängende
Ausscheidung ausgefällt, so verbessert es wesentlich die mechanischen Eigenschaften
der Legierung. Es sind mindestens 2,00/Q Titan erforderlich. Ein Titangehalt von
mehr als etwa 6,00/0 führt zur Bildung komplexer Phasen, die außerordentlich schädlich
für die mechanischen Eigenschaften sind. Die beste Kombination an mechanischen Eigenschaften
wird erzielt, wenn der Titangehalt zwischen 2,5 und etwa 3,5 0/0 liegt.
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Der Rest der Legierung besteht in der Hauptsache aus Eisen, wobei
nicht mehr als 1,5 0/0 der üblicherweise bei der Herstellung derartiger Legierungen
auftretenden Verunreinigungen, wie z. B. Stickstoff, Phosphor, Schwefel, Kupfer
usw., vorliegen sollten.
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Die erfindungsgemäße Legierung kann zur Erzielung der besten Kombination
zwischen Zeitstandverhalten und Zugfestigkeit zusammen mit guter Duktilität vergütet
werden.
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Wird für die Legierung eine optimale Kombination an Zeitstandverhalten-
und Zugfestigkeit gewünscht, so wird die Legierung etwa 2 Stunden auf 955 bis 1010°C
erhitzt und anschließend rasch mit Öl abgeschreckt. Danach wird die Legierung 4
bis 48 Stunden bei 677 bis 700°C, vorzugsweise bei 705 bis 746°C, angelassen und
anschließend an der Luft abgekühlt.
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Zusätzlich zu den oben beschriebenen Wärmebehandlungsverfahren wird
die zu Blöcken gegossene Legierung vorzugsweise vor der Warmverarbeitung homogenisiert.
Die Homogenisierung erfolgt zweckmäßigerweise bei einer Temperatur zwischen 1177
und 1204°C, wobei eine Zeitdauer von 2 bis zu 72 Stunden in Abhängigkeit von der
Größe der Blöcke angewendet wird. Die Homogenisierungsbehandlung dient zur Entfernung
gegebenenfalls vorhandener Mengen an M,Ti-Phase.
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Nach der Homogenisierungsbehandlung und anschließender Luftabkühlung,
kann
auch zur Vergütung der Stahllegierung eine 2 bis 8stündige Lösungsglühung
bei 871 bis 927°C angeschlossen werden, worauf die Legierung vorzugsweise in Öl
abgeschreckt, 4 bis 48 Stunden bei 677 bis 760°C angelassen und schließlich an der
Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wird. Vorzugsweise wird die Lösungsglühung 1/Z
bis 4 Stunden lang bei Temperaturen zwischen 1038 und 1093°C durchgeführt.
In
der nachstehenden Tabelle 1I sind die chemischen Zusammensetzungen von sieben Legierungen
aufgeführt, die weiter unten genauer beschrieben werden.
| Tabelle II |
| Chemische Zusammensetzung (°%) |
| Legierung C Mn Si I Cr ( Ni Mo Ti I Al V ( B Fe |
| 1 0,05 1,28 1,08 14,45 25,07 1,26 2,08 0,23 0,29 x Rest |
| 2 0,04 1,27 0,03 14,68 25,05 1,22 2,20 <0,05 0,35 x Rest |
| 3 0,02 1,04 0,04 14,30 25,67 1,30 4,32 <0,05 0,35 x Rest |
| 4 0,04 1,14 0,78 14,94 26,24 1,33 4,30 0,21 0,32 x Rest |
| 5 0,03 0,09 <0,01 14,03 25,79 1,23 2,35 0,11 0,24 x Rest |
| 6 0,05 1,01 0,02 15,04 25,96 1,21 2,25 0,14 0,27 x Rest |
| 7 0,06 1,58 0,8 14,11 25,18 1,18 2,48 0,10 0,29 x Rest |
| x = weniger als 0,005 °/a. |
In Tabelle III sind die Ergebnisse der verschiedenen Versuche mit den Legierungen
der Tabelle II aufgezeichnet. Tabelle III enthält sowohl die Ergebnisse von Zugversuchen
bei konstanter Belastung und konstanter Temperatur an einem ungekerbten Probestück(UK)
als auch an einem gekerbtenProbestück(K); letztere wurden unter den gleichen Bedingungen
durchgeführt, wobei jedoch das zu untersuchende Probestück mit einer V-Kerbe versehen
ist, die einem Radius von etwa 0,13 mm am Ansatz der Kerbe aufweist.
| Tabelle III |
| S Härte (Brinell) |
| Prüftem- SBel#- |
| Legierung Wärmebehandlung Versuch peratur 60,02 zeit Löse Ange- |
| (° C) kg/mmQ (Stunden) (°/o) (°/a) geglüht ! lassen |
| 1 982°/1 Std.; Öl; 71816Std. UK 650 42,00 172 12,6 20,5
149 311 |
| desgl. K 650 42,00 1066 |
| desgl. UK 650 42,00 671 5,5 8,1 137 293 |
| 2 desgl. K 650 42,00 1102 - - |
| desgl. UK 650 52,50 63 8,7 10,0 |
| desgl. UK 650 42,00 890 0,3 < 0,1 146 375 |
| 3 desgl. K 650 42,00 20 - - |
| desgl. UK 650 52,50 191 1,4 2,5 |
| 4 desgl. UK 650 45,50 75 10,1 13,5 166 364 |
| desgl. UK 650 52,50 28 15,4 18,5 |
| 5 1065/2 Std; Öl; 718'>/16 Std. UK 650 45,50
1104 2,4 6,0 126 300 |
| desgl. K 650 45,50 3178 |
| 6 desgl. UK 650 45,50 344 3,7 3,5 124 286 |
| desgl. K 650 45,50 1268 |
| 7 desgl. UK 650 45,50 190 15,2 20,4 128 302 |
| desgl. K 650 45,50 1981 - |
| b = Bruchdehnung p = Brucheinschnürung a6,02 = 0,02-Grenze |
Aus den in Tabelle III aufgezeichneten Ergebnissen ergibt sich die Wirkung der Verminderung
des SiE-ziumgehaltes, nän-lich die Vergrößerung der Bruchzeit im Zeitstandversuch
am ungekerbten Probestück, jedoch auf Kosten der Duktilität der Legierung und des
Verhältnisses der Bruchzeit am gekerbten Probestück zu derjenigen am ungekerbten
Stück. Durch Anwendung einer größeren Menge an Titan läßt sich ferner eine bessere
Bruchzeit im Zeitstandversuch erzielen. Um die Wirkung von Silizium bei verschiedenen
Titankonzentrationen zu zeigen, wurde eine Reihe von Versuchen durchgeführt, bei
denen unterschiedliche Mengen an Silizium bei einer bestimmten Titankonzentration
verwendet wurden. Der Gehalt an Mangan wurde unterhalb der mittels normaler chemischer
Analyse erkennbaren Menge gehalten. Die chemische Analyse dieser Legierungschargen
ist in Tabelle IV aufgezeichnet.
| Tabelle IV |
| Chemische Zusammensetzung (°/o) |
| Legierung C Mn Si C, Ni Mo Ti A1 V B Fe |
| 8 0,037 Spuren 0,02 13,98 23,66 1,21 1,95 0,09 0,30 x Rest |
| 9 0,039 Spuren 0,28 13,94 24,24 1,18 1,98 0,09 0,24 x Rest |
| 10 0,035 Spuren 0,66 13,94 24,16 1,18 2,03 0,08 0;18 x Rest |
| 11 0,031 Spuren 1,18 13,98 24,36 1,20 1,93 0,08 0,21 x Rest |
| 12 0,026 Spuren 1,72 13,94 24,49 1,20 2,12 0,10 0,18 x Rest |
| 13 0,021 Spuren 0,14 14,70 25,39 1,10 2,90 0,08 0,27 x Rest |
| 14 0,023 Spuren 0,20 14,68 26,40 1,10 2,89 0,08 0,27 x Rest |
| 15 0,017 Spuren 0,58 14,68 26,36 1,10 2,94 0,10 0,26 x Rest |
| 16 0,021 Spuren 1,58 14,40 26,24 1,11 2,94 0,12 0,27 x Rest |
| 17 0,017 Spuren 1,10 14,44 26,20 1,10 2,94 0,10 0,29 x Rest |
| 18 0,034 Spuren 0,10 14,90 24,45 1,22 3,60 0,10 0,25 x Rest |
| 90 0,033 Spuren 0,24 14,86 24,78 1,24 3,58 0,10 0,27 x Rest |
| 20 0,027 Spuren 0,62 14,64 24,94 1,24 3,52 0,09 0,26 x Rest |
| x = durchschnittlich weniger als 0,005 0/0. |
| Die in Tabelle IV aufgeführten Legierungen wurden bei Zimmertemperatur
und bei 650°C auf ihre Zugfestig- |
| keit untersucht. |
| Tabelle V |
| A. Raumtemperatur |
| Vickershärte 0,02 Dehngrenze 0,2-Dehngrenze Zugfestigkeit Bruchdehnung
Bruch- |
| Legierung (5 d) einschnürung |
| (kg/mm2) (kg/mm") (kg/mm) (kg/mm) (0/0) (0/0) |
| Wärmebehandlung 899°C |
| 8 321 58,38 68,60 101,15 27,0 60,2 |
| 10 307 50,82 65,80 98,84 27,0 52,7 |
| 12 291 43,19 65,10 94,85 22,4 43,0 |
| 13 403 74,90 98,21 121,24 17,0 27,2 |
| 15 406 68,11 86,80 12Q,50 23,0 34,8 |
| 17 281 57,61 86,10 118,30 23,0 37,2 |
| 18 407 73,71 91,70 126,91 15,0 15,6 |
| 20 412 75,88 101,50 126,00 17,0 28,6 |
| Wärmebehandlung 1065°C |
| 8 307 46,41 61,32 94,15 30,0 42,8 |
| 10 303 52,15 64,96 96,60 24,0 32,9 |
| 12 307 45,92 60,13 96,53 26,0 37,6 |
| 13 364 44,69 74,27 111,02 22,0 24,6 |
| 15 367 52,29 78,05 111,58 18,0 18,9 |
| 17 371 60,69 79,94 110,60 17,0 21,7 |
| 18 377 52,01 79,87 118,37 21,0 22,2 |
| 20 380 64,33 85,96 117,25 16,0 16,0 |
| B. 650° C |
| Vickershärte 0,02 Dehngrenze 0 2-Dehngrenze Zugfestigkeit Bruchdehnung
Bruch- |
| Legierung einschnürung |
| (kg/mm2) (kg/mm2) (kg/mm2) (kg/mm2) (0/0) (0/0) |
| Wärmebehandlung 899'C |
| 8 321 45,99 57,33 73,22 26,2 58,2 |
| 10 307 50,75 59,15 75,60 23,9 24,1 |
| 12 291 48,58 53,83 64,12 27,4 58,8 |
| 13 403 60,41 76,30 85,61 18,6 49,7 |
| 15 406 59,50 74,20 86,59 25,7 61,3 |
| 17 381 51,45 74,90 88,13 35,9 69,3 |
| 18 407 51,31 73,50 88,20 18,8 45,0 |
| 20 412 51,10 75,60 90,30 21,9 56,0 |
| Vickershärte 0,02 Dehngrenze 0,2 Dehngrenze Zugfestigkeit Bruchdehnung
Bruch- |
| Legierung einschnürung |
| (kg,Jmm2) (kg/mm2) (kg/mm2) (kg(mm2) («/o)
(»/o) |
| Wärmebehandlung 1065°C |
| 8 309 42,00 51,31 70,00 20,4 32,2 |
| 10 303 38,01 56,42 73,85 21,1 41,8 |
| 12 307 31,85 49,49 65,45 28,2 60,0 |
| 13 364 38,29 60,83 84,84 10,1 10,1 |
| 15 367 51,94 67,34 90,30 17,4 17,3 |
| 17 371 43,61 65,80 87,50 20,1 24,6 |
| 18 377 35,98 66,99 90,58 10,9 14,3 |
| 20 380 43,89 72,10 94,50 12,3 14,5 |
Die Wärmebehandlungen bei niedrigeren Temperaturen sind also zur Erzielung besonders
guter Festigkeitseigenschaften, und zwar sowohl bei Zimmertemperatur als auch bei
650°C, vorzuziehen.
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Eine Erhöhung des Siliziumgehaltes setzt bei niedrigem Titangehalt
die Streckgrenze bei Zimmertemperatur, die Härte und die absolute Zugfestigkeit
wesentlich herab, ohne daß dies einen merklichen Einfluß auf die prozentuale Dehnung
und die Querschnittsverminderung ausübt, während bei höherem Titangehalt bessere
Festigkeitseigenschaften bei Zimmertemperatur, d. h. höhere Härte, Streckgrenze
und Zugfestigkeit, erhalten werden, ohne daß die Duktilität der Legierungen beeinflußt
wird. Die Erhöhung des Siliziumgehaltes scheint jedoch die Zugfestigkeit der Legierung
etwas zu beeinträchtigen. Die Ergebnisse zeigen, daß eine Wärmeabschreckbehandlung
bei niedrigeren Temperaturen Legierungen mit wesentlich höherer Zugfestigkeit liefert
als bei Legierungen, die bei einer Temperatur von 1065°C einer Wärmeabschreckbehandlung
unterworfen wurden. Die Ergebnisse lassen also erkennen, daß ein höherer Titangehalt
zur Bildung von Legierungen mit verbesserter Zugfestigkeit führt. Bei einer Wärmeabschreckbehandlung
bei niedrigerer Temperatur zeigt sich ein leichtes Ansteigen der prozentualen Querschnittsverniinderung,
wenn ein höherer Siliziumgehalt vorliegt. Diese Neigung scheint jedoch bei einer
Wärmeabschreckbehandlung bei höheren Temperaturen genau umgekehrt zu sein.
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Aus Teil B der Tabelle V, der die Ergebnisse der bei 650°C durchgeführten
Festigkeitsuntersuchungen zeigt, läßt sich erkennen, daß praktisch gleiche Ergebnisse
in bezug auf Härte, Streckgrenze und Zugfestigkeit erzielt wurden. Ein höherer Siliziumgehalt
scheint jedoch bei diesen Legierungen eine bessere Duktilität hervorzurufen, was
sich aus der prozentualen Querschnittsverminderung und der prozentualen Dehnung,
und zwar sowohl bei einer Wärmebehandlung bei 899°C als auch einer solchen bei 1065°C
ergibt. Es muß bemerkt werden, daß die erfindungsgemäße Legierung ausgezeichnete
Zugfestigkeit, Streckgrenze, Härte und Duktilität bewahrt, selbst wenn sie zur Durchführung
der Testversuche auf Temperaturen von 650°C erhitzt wird.
-
Wurden die in Tabelle IV aufgeführten Legierungen einem Zeitstandversuch
unterworfen, so zeigte die Wärmebehandlung eine umgekehrte Wirkung wie bei den auf
ihre Zugfestigkeit untersuchten Legierungen. In der nachstehenden Tabelle VI ist
der Einfluß von verschiedenen Mengen an Silizium auf verschiedene Titankonzentrationen
bei den Legierungen der Tabelle IV, die sowohl bei 899°C als auch bei 1065°C einer
Wärmebehandlung unterworfen wurden, aufgezeichnet.
| Tabelle VI |
| Zeitstandverhalten (650°C) |
| Wärmebehandlung bei 899°C Wärmebehandlung bei 1065°C |
| Legierung Bruchzeit Bruchzeit |
| Stunden S 'V E Stunden b |
| aK« f »UK« % 0/» |
| °/»/Std. »K« I »UK« °/o °/o |
| °/o/Std. |
| A. Belastung 45,50, kg/mm' |
| 8 - 208 7,3 9,0 0,0060 - 127 5,5 7,5 0,0110 |
| 9 - 133 6,9 11,9 0,0105 - 150 3,3 6,5 0,0110 |
| 10 - 131 5,7 12,9 0,0085 - -92 6,2 10,0 0,0100 |
| 11 - 33 29,4 42,4 0,2960 - 41 11,9 20,4 0,1320 |
| 12 - 41 25,3 61,8 0,0925 - - - - - |
| 13 - 213 4,8 5,6 0,0079 - 780 1,1 6,0 0,0008 |
| 14 - 460 3,1 3,6 - - 1452 1,1 3,0 0,0012 |
| 15 - 324 6,5 14,4 0,0029 - 1114 2,0 2,0 0,0018 |
| 16 - 77 25,4 64,4 0,0664 - 332 12,8 29,8 0,0069 |
| 17 - 110 20,8 48,0 0,0289 - 506 - - 0,0050 |
| 18 - 103 2,5 6,1 0,0100 - 1125 0,4 3,0 0,0007 |
| 20 465 375 6,1 0 12 9,5 ,0 0,0047 0,0178
605 - 1921 1,5 2,5 0,0044 |
| Wärmebehandlung bei 899° C Wärmebehandlung bei 1065° C |
| Legierung Bruchzeit W 1 Bruchzeit I |
| Stunden a £ Stunden b I #V E |
| »K« »UK« 9/0 0/0 %/Std. »K« ' »UK« |
| % I 0/0 %/Std. |
| B. Belastung 56,00 kg/mm2 |
| 8 276 - - - - 345 1,5 1 4,4 15,1 - |
| 9 377 - - - -- 7,5 - - - - |
| 10 258 - - - - 602 7,5 9,1 8,9 - |
| 12 88 - - - - 536 8,25 27,8 39,6 - |
| 13 144 - - ! - ( - - 11,25 ! 1,4 7,4 - |
| 14 325 - - - - - 27 ! 2,0 8,6 - |
| 15 319 - - - - 200 27,5 2,4 3,7 - |
| 16 535 - - - - - 47 7,5 17,5 - |
| 17 634 - - - - 39 39 4,8 11,1 - |
| 18 45 - - - - - |
| 100 1,2 8,6 - |
| 19 73 - - - - - 74 1,4 9,8 - |
| 20 - 58 8,3 I 12,8 1 - - 233 2,8 5,0 - |
| 8 = Bruchdehnung bei 4d y = Brucheinschnürung
e = Kriechgeschwindigkeit |
Die Legierungen mit einem Titangehalt von etwa 2,00/0 und einem Siliziumgehalt zwischen
0,02 und 1,72 °/o, die einer Wärmebehandlung bei 899'C unterworfen wurden, zeigen
bei einer Erhöhung des Siliziumgehaltes eine Verminderung der Bruchzeit im Zeitstandversuch.
Die Kriechgeschwindigkeit ist ausgezeichnet und zeigt bei dieser geringen Titankonzentration
keine besondere Beeinflussung durch eine Änderung des Siliziumgehaltes. Die Duktilität
wird jedoch durch wachsende Mengen an Silizium wesentlich erhöht. Werden die Legierungen
bei 1065°C einer Wärmebehandlung ausgesetzt, so scheinen die höheren Siliziumkonzentrationen
die Duktilität auf Kosten der Kriechgeschwindigkeit und der Bruchzeit im Zeitstandversuch
zu erhöhen. Werden diese Legierungen mit 3- oder 3,5prozentiger Titankonzentration
bei 899°C einer Wärmebehandlung ausgesetzt, so liefern wachsende Siliziumkonzentrationen
ein ständiges Ansteigen der Duktilität der Legierung unter gleichzeitiger Verminderung
der Bruchzeit im Zeitstandversuch und Erhöhung der Kriechgeschwindigkeit. Werden
diese Legierungen jedoch bei 1065°C behandelt, so tritt eine Erhöhung der Duktilität,
jedoch eine Verminderung der Kriechgeschwindigkeit bzw. Erhöhung der Bruchzeit im
Zeitstandversuch ein, bis die Siliziumkonzentration jenseits des erfindungsgemäßen
Bereiches liegt; an diesem Punkt beginnt die Siliziumkonzentration die Bruchzeit
im Zeitstandversuch der Legierung zu vermindern. Wiederum dienen höhere Siliziumkonzentrationen
zur Schaffung einer größeren prozentualen Dehnung in der Legierung. Wie zu erwarten,
liefert eine Wärmebehandlung bei erhöhter Temperatur eine außerordentlich gute Bruchzeit
im Zeitstandversuch der Legierung.
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Aus Teil B der Tabelle VI ist die Wirkung von Silizium, Titan und
der Temperatur der Wärmebehandlung auf die Kerbschlagfestigkeit dieser Legierungen
zu ersehen. Höhere Siliziumkonzentrationen vermindern bei einem 2,Oprozentigen Titangehalt
die Bruchzeit im Zeitstandversuch von Legierungen, die bei 899°C wärmebehandelt
wurden, während die Bruchzeit von Legierungen, die bei 1065'C einer Wärmebehandlung
unterworfen wurden, erhöht wird. Eine Verbesserung der Bruchzeit der Legierung im
Zeitstandversuch mit wachsender Siliziumkonzentration wird festgestellt, wenn der
Titangehalt auf 3,0 °/o erhöht wird; die Wirkung des Siliziums liegt daher nicht
in einer bestimmten Richtung. Praktisch gleiche Ergebnisse wurden mit den Legierungen
erzielt, die einen Titangehalt von etwa 3,5 °/o aufwiesen. Die oben aufgeführten
Versuchsergebnisse zeigen daher, daß erfindungsgemäß eine optimale Kombination mechanischer
Eigenschaften erhalten wird.
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Die Tabelle VII zeigt die chemische Zusammensetzung von weiteren Legierungen
mit gleichem Titangehalt, aber wechselnder Siliziumkonzentration.
| Tabelle VII |
| Chemische Zusammensetzung (°/o) |
| Legierung C Mn si cr Ni Mo Ti Al V B |
| 21 0,042 0,01 0,60 14,92 24,98 1,43 3,20 0,30 0,26 0,001 |
| 22 0,038 0,09 0,42 15,00 24,90 1,41 3,20 0,28 0,25 0,007 |
| 23 0,034 0,07 0,60 14,64 25,10 1,38 3,20 0,31 0,26 0,006 |
| 24 0,034 0,09 0,74 14,88 25,06 1,38 3,20 0,32 0,27 0,007 |
| 25 0,026 0,22 0,62 15,48 24,94 1,42 3,20 0,30 0,27 0,006 |
| 26 0,033 0,22 0,76 15,08 24,94 1,41 3,20 0,34 ' 0,29 0,006 |
| 27 0,032 0,33 0,42 15,28 24,78 1,41 3,25 0,33 0,27 0,006 |
| 28 0,033 0,35 0,62 15,28 24,98 1,38 2,35 0,32 0,28 0,005 |
| 29 0,026 0,40 0,76 15,28 24,82 1,38 2,35 0,31 0,27 0,005 |
Tabelle VIII erläutert die Wirkung von Silizium auf die Festigkeitseigenschaften
und das Zeitstandverhalten von Legierungen mit verschiedenem vorherbestimmtem Mangangehalt.
In jedem Falle wurde die Legierung zuerst einer Wärmebehandlung unterworfen, die
aus einem etwa 2stündigen Erhitzen auf eine Temperatur von 982°C und anschließendem
Abschrecken mit Öl bestand, worauf man die Legierung bei einer Temperatur von etwa
732°C etwa 16 Stunden anließ und sie dann an der Luft abkühlte.
| Tabelle VIII |
| Mechanische Eigenschaften Mechanische Eigenschaften |
| im Zugversuch bei 650°C Zeitstandverhalten bei 705°C; 45,50
kg/mm' |
| I Zeitfür |
| g Zeitstand Einschnü- |
| Legieren |
| 0,2-Dehn- ' Zug- Bruch- Bruchein- " ( Dehnung j 0,501, |
| grenze grenze festigkeit dehneng schnüreng festigkeit rung |
| (kg/mm') i (kg/mm2) Kriechen |
| ( (kg/mm') (°/o) (0/0) (Std.) ! (%) (°/o) (Std.) |
| 21 49,35 70,70 , 91,56 26,4 56,9 22 6,5 9,6 6,0 |
| 22 70,00 f 87,36 95,83 26,6 47,6 45 6,6 11,9 11,2 |
| 23 45,99 ( 68,32 ' 92,96 36,6 50,3 29 7,1 " 13,8 7,5 |
| 24 59,71 74,90 93,80 33,6 51,3 28 12,5 17,6 7,6 |
| 25 57,54 75,25 94,36 36,6 57,2 35 10,1 12,4 11,0 |
| 26 65,45 77,70 96,46 34,8 58,5 25 11,4 1 19,0 3,6 |
| 27 60,41 74,55 96,60 33,4 56,6 37 10,3 12,9 8,0 |
| 28 57,75 71,54 93,94 32,5 55,5 25 1 |
| 29 60,90 76,09 j 96,63 32,5 56,5 27 6,5 j 14,8 6,2 |
Es ist ersichtlich, daß ein Erhöhen des Siliziumgehaltes zu einer Verminderung sowohl
der Zugfestigkeit als auch zu einer Verbesserung des Zeitstandverhaltens der Legierung
führt. Ein entsprechendes Ansteigen der Duktilität der Legierung ist ebenfalls erkennbar.
Diese Summe an Eigenschaften ist jedoch wesentlich besser als die der bisher bekannten
Legierungen mit hohem Mangan- und Siliziumgehalt. Wird der Mangangehalt in den Legierungen
auf etwa 0,20 oder 0,35 0/0 erhöht, so werden praktisch ähnliche Ergebnisse bezüglich
des Zeitstandverhaltens beobachtet, ohne das wesentliche Unterschiede in der Zugfestigkeit
auftreten. Es werden daher ausgezeichnete Ergebnisse erzielt, wenn der Mangangehalt
auf weniger als höchstens 0,50 0% und vorzugsweise zwischen etwa 0,05 und 0,35 0/0
gehalten wird. Es zeigt sich ferner, daß in Gegenwart von Bor sowohl die Zugfestigkeit
als auch das Zeitstandverhalten der Legierung verbessert werden. Außer dieser üblichen
Wirkung unterdrückt das Bor auch die Bildung unerwünschter lamellenartiger Ausscheidungen,
die während der Wärmebehandlung und des Verarbeitungsverfahrens auftreten können.
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Gemäß der Erfindung werden demnach Legierungen mit außergewöhnlichen
Eigenschaften erhalten. Außerdem sind zur Durchführung der Erfindung keine besonderen
Vorrichtungen, Verfahren oder Kenntnisse erforderlich. Die erfindungsgemäße Legierung
eignet sich besonders zur Verwendung in Gasturbinen, z. B. als Turbinenräder und
-laufschaufeln, für Verschraubungen und Bauteile, und ebenso als Außenverkleidung
für Raketen usw., wobei Temperaturen bis mindestens etwa 700°C auftreten.