DE1433699A1

DE1433699A1 - Schweissbarer zaeher Stahl,der im wesentlichen aus Chrom und Mangan besteht,und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE1433699A1
Application number: DE19631433699
Authority: DE
Inventors: Susumu Goda; Sadayoshi Morita; Makoto Sato; Yoshinori Yamaguchi
Original assignee: Yawata Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Yawata Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 1962-11-01
Filing date: 1963-10-31
Publication date: 1968-12-19
Also published as: GB1070465A; US3336168A

Description

YAWATA IROF & STBEI GOIiPANY, Ltd., Tokio, Japan

Schweißbarer zäher Stahl, der im wesentlichen aus Chrom und Mangan "besteht, und-Verfahren zu seiner Herstellung

Die Erfindung betrifft einen zähen Stahl mit guter Schweissbar~ keit, insbesondere einen Stahl mit besonders hoher Zugfestigkeit, der im wesentlichen aus Chrom und Mangan besteht und der "viel weniger Nickel enthält, als jeder bekannte Stahl mit hoher Zugfestigkeit,

Als üblicher Stahl mit besonders hoher Zugfestigkeit können hier solche Stahlsorten angeführt werden, wie SAB 4340 Stahl, heissgewalzter Prägestahl, kaltgewalzter AISI Stahl der Beihe"50t*oder pH-rostfreier Stahl« Unter diesen wird pH-rostfreier Stahl am * meisten verwendet, da er bezüglich Schwelssbarkeit, Bearbeitbar— . keit und Korrosionsfestigkeit überlegene Eigenschaften aufweist·

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Er besitzt jedoch den Nachteil einer verhältnismassig teuren Herstellung, da er einen ziemlich, hohen Prozentsatz Nickel ent« hält. ·"

Funmehr wurde gefunden, dass ein zäher Stahl aus einer 'neuarti-

gen Zusammensetzungsreihe, bei dem der Nickelgehalt auf unter 5.1.5 GeWo-ji verringert wurde und bei dem an dessen Stelle Chrom fe und Mangan die wesentlichen Bestandteile ausmachen, so überlegene Schweissungen liefert, wie sie bei- den bekannten Stählen mit hoher Zugfestigkeit niemals gefunden wurden.

Hauptziel der - Erfindung 1st ein neuer zäher Stahl, der durch eine gute Schweissbarkeit ausgezeichnet ist, sogar mit einem geringeren Nickelgehalt als in jedem bekannten zähen Stahl.

Ein weiteres Ziel der Erfindung ist ein neuer schweissbarer Stahl von überlegener Qualität, bei weit geringeren Herstellungskosten als bei jedem anderen bekannten zähen Stahl· ■ ■

Ein weiteres Ziel der Erfindung ist ein schweissbarer zäher Stahl .aus einer neuen Zusammensetzungsreihe, der Nickel in einer Menge

von weniger als 3,5 Gew„-$ enthält und bei dem Chrom und Mangan - die wesentlichen Bestandteile darstellen,,

Ein weiteres Ziel der Erfindung ist ein Verfahren zur Herste!- lung dieses schweissbaren zähen Stahls aus einer neuartigen •Zusammensetzungsreihe, · ■ ■"''·.".

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i. 3 -

!Fach dem erfindungsgemässen Verfahren können drei Reihen von schvreissbaren zähen Stählen, die im wesentlichen aus Chrom und Mangan "bestehen, erhalten werden, und zwar

1o) ein schweissbarer zäher Stahl der ersten Reihe, durch folgende Zusammensetzung charakterisiert:

C weniger als 0,20 Gew.-fa

Si " weniger als 1,5 Gew.«-$

Cr 3,0 bis 17,0 Gew_o-# Ή1 weniger als 3,5 Gew„-$ Mn 2,0· bis 10,0 Gew.-'^

Cu 0,2 bis 5,0 Grew.-# · . .

Der Rest besteht aus Eisen und begleitenden Verunreinigungen.

2o) ein schweissbarer zäher Stähl der zweiten Reihe, durch folgende Zusammensetzung charakterisiert:

σ	weniger	bis	als 0,20	Gew.-$
Si	0,08 bis	bis	3 1,0 Gew
Cr	3,0	bis	17,0 Gew
M	0,1	bis	3,5 Gewo
Mn	3,5	bis	10,0 Gew	*.-4*
Cu	0,2	5,0 Gewo
Mo	0,3	3,0 Gew.
Al	0,003 bis 1,0 Ge-

Der Rest besteht aus Eisen und begleitenden Verunreinigungen«

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Ausser den vorstehend angegebenen Legierungeelementen, kann diese ^: Reihe oder Gruppe von schweissbaremzähem Stahl je nach den Er—', fordernissen folgende Elemente enthalten:

Eines oder mehr als zwei der Insgesamt 0 bis 10 mal Elemente V, Nb, Ia und Ti" soviel als der 0-Gehalt

N _ "0 bis 0,2 Gew.-<fo

Be ;..■■.■■..'.; . 0 bis 0,25. Gew.-$

0 bedeutet keinen Zusatz

, Die zähen-Stähle der'zweiten Gruppe unterscheiden sich von der ersten· Gruppe darin, dass sie auseer 0, Si, Or, Ni, Mtl und Gu auch Mo, Ali N*und Be enthalten sowie eines oder mehr als zwei der Elemente V₁ Nb, Ta und Ti.'-. . '■'-..

i 3*) Eine dritte Gruppe aus schweissbarem zähem Stahl, die durch folgende Zusammensetzung charakterieiert istf

0 weniger als 0,20 Gew.-^

Si weniger als 1,5 Gew.-fo

Or 3,0 bis-17,0 Gew.-?i

Ni weniger als 3|5 3ei,-f

Mh 2,0 bis 10,0 Gew.-#

Ou 0,2 bis 5,0 Gew,-# '

^ ⁰^ ^bis 5,0 Gew.-% inegeöaint

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N ■ weniger als 0,2

Eines oder mehr als weniger als insgesamt zwei der Elemente 1,5 Gew.-$ V, Nb, Ta, Ti und Al

Der Unterschied zwischen der zweiten und der dritten Gruppe besteht darin, dass bei der letzteren W anstelle von oder zusammen mit Mo zugegeben wirdo

Durch Erläuterung der entscheidenden Bedeutung Jed.es. Elements in den Zusammensetzungen der oben angegebenen schweissbaren zähen

Stähle, werden die Merkmale der Erfindung kla'r_o

Im allgemeinen ist es erwünscht, dass der Kohlenstoffgehalt von Stahl niedrig ist, um dessen Schweissbarkeit zu verbessern und Prozentsätze von weniger als 0,20 erwiesen sich als entsprechend, um die Schweissbarkeit und Kerbzähigkeit zu erhalten. Si dient dazu, die Säurefestigkeit von Stahl erheblich zu verbessern, wenn es zusammen mit Cr vorkommt. Durch einen Zusatz von Si bis zu 1,5 Grew.-$ zu Stahl konnten günstige Ergebnisse erzielt werden. Bei mehr als 1,5 G-ew.-jS ging die Zähigkeit des Stahls verloren. Or verbessert die Korrosionsfestigkeit, verringert die Ms-Temperatur und ist erforderlich, um die gewünschte Struktur des S+ahle zu erhalten. Durch Zusatz von Or im Bereich von 3 bis 17,0 Gew.^ zu Stahl wurden die erhofften Ergebnisse erhalten. Bei weniger , · als 3 Gew.~?S zeigte.. sioh keine Wirkung des Zusatzes des Elements und bei mehr als 17 G-ew,-# wurde £-Perrit ausgeschieden, woduroh die Festigkeit des Stahls litt. Da erfindungsgemäss die Sohweiss«*.'

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barkeit verbessert werden soll, indem eine gewisse Menge Austenit in der Schweissung verbleibt, ist es notwendig, die Menge des gebildeten ^-Ferrits durch. Zusatz von Cr auf .eine günstige Menge zu begrenzen. Zu diesem Zweck ist der Zusatz γοη austenitbildenden Elementen, wie z.B, C, Fi., Mn und Ή in geeigneten Mengen erforderlich, um die Wirkung der ferritbildenden Elemente, wie z.B. Cr, Si, Ho und dergleichen, auszug!eichen» Da Ni auf

^ eine verhältnismässig niedere Menge bei den erfindungsgemäss

". .'■ ^: ■'■'■' ■■■■■■■'■ ■■■..'■■■': - '' ■ ^;;

hergestellten Stählen begrenzt ist, muss der Mn-Gehalt geregelt werden, um die gewünschte Stahlstruktur zu erhalten. Ein Zusatz von IvIn in einer Menge von 2,0' bis 10 Gew.-^, vorzugsweise 3,0 bis 8,0 Gew.~$,erwies sich als günstig.. Eine gross ere Menge als 10,0 Gew.-$ bildet stabilen Austenit, wodurch die Härtung ver- , /hindert wird. Ausserdem sollte die M-Menge entsprechend dem Cr vermindert werden, um die Bildung von &-Ferrit zu verhüten. Jedoch sollte wegen der Notwendigkeit, die Korrosionsfestigkeit des Stahls zu erhalten* die untere Grenze des Uickelzusatzes ™ so festgesetzt werden, dass sie den Ausgleich auf 10 Gew.-fS für das zuzusetzende Cr darstellt<> ^; ■

Cu dient zur Stabilisierung des Austenlts und verleiht Stahl die Ausscheidungshärtbarkeit entweder selbst oder mittels der Verbindungen, die durch Reaktion mit den nachstehend aufgeführten Aüsscheidungshärtungselementen gebildet werden. Cu erwies sich; so-als billiges und wirksames Element, zur Erhöhung der Festig*- kelt. Daher wurde Cu bis zu etwa 5 Gew.-^ dem erfindungsgemass / hergestellten Stahl zugesetzt. Ein höherer Prozentsatz verur- ·

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sacht jedoch merkbaren Rotbruch. Die untere Grenze betrug . 0,2- Gew.-$. Unter dieser unteren Grenze trat kein Ausscheidungseffekt auf» Wenn es jedoch zusammen mit V, Fb, Ti und dergleichen vorkommt, erhöht sich die Ausscheidungshärtbarkeit durch den synergetischen Effekt, wodurch der erforderliche Kupferzusatz vermindert werden kann.

Ausser den oben angegebenen Elementen 0, Si, Cr, Mn und Cu wurden weiter 0,003 bis 1,0 Gew.-$ Al, 0 bis 10 mal soviel wie der C-Gehalt von einem oder mehr als zweien der Elemente V, Hb, Ta und Ti, 0 bis 0,2 Gew.-^ Ii und 0 bis 0,25 Gew.-$ Be den zähen Stählen der· zweiten gemäss der Erfindung hergestellten Gruppe zugesetzt. V, Nb, Ta und Ti wirken als Ausscheidungshärtungselemente. Diese Elemente bilden zusammen mit Kto., Cu und Ni die intermetallischen Verbindungen, die die Ausscheidungshärtung in der durch das Tempeii gebildeten martensitischen Struktur bewirken, wodurch die Streckfestigkeit des Stahls verbessert wird. Das heisst, dass durch den Zusatz dieser Elemente, die dem Stahl eine günstige.Ausscheidungshärtbarkeit vörleihen, eine überlegene Heissbearbeitbarkeit und Schmelzbarkeit erhalten werden kann. Auch Al und Be gehören zu den Ausscheidungshärtungselementen, Ausserdem ist Al zur Kornverfeinerung erforderlich. Ein Al-Zusatz bis zu 1,0 Gew«-$ war wirksam, unter 0,003 (Sew.-# wurde ijedooh keine Wirkung beobachtet-_r Be kann bis zu 0,25 Gew.-fl zugesetzt werden. Bin Zusatz von N bis zu 0,2 Gew.-ji war möglich,; falls keine nitridbildenden Elemente, wie V, Nb, Ta und Ti zugesetzt wurden, aber wenn ein nitridbildendes Element zugesetzt

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war, war der entsprechende Zusatz von N unter 0,12 Gew.-fo, ^: insbesondere unter 0,05 Gew.—°/oj ausreichend.

Wie bereits angegeben, unterscheiden sich die schweissbaren zähen Stähle der dritten Gruppe von denen der zweiten Gruppe durch den Zusatz von Yf anstelle oder zusammen mit Mo <> W und Mo bewirken eine Verhütung der Anlasssprüdigkeit, verbessern die Tieft'emperaturzähigkeit und verbessern die .Beständigkeit-.. . des Vergütungszustandes durch die sekundäre'Härtung, die beim [Tempern bewirkt wir-d» Aus wirtschaftlichen Gründen war ein Zusatz beider Elemente oder eines der beiden bis zu 3 Gew.^ mög« lieh, aber bei einem* Zusatz unter 0,4- Gew.-# konnte keine Wirkung beobachtet werden»

Zusammenfassend lassen sich die Zusammensetzungen der obigen zähen Stähle, die erfindungsgemäss hergestellt werden, durch ^: folgende drei Kennzeichen charakterisieren: Ni wird durch Cr und Mn ersetzt aus Gründen der Wirtschaftlichkeit, verschiedene Arten von AussoheidungshärtungBelementen, insbesondere V, Hb,' Ta und Ti werden zur Verbesserung der Schweissbarkeit und der Heissverarbeitbarkeit verwendet und W wird als Äquivalent von Mo verwendet, um ein.e Anlasssprödigkeit zu verhindern und die Vergütuhgsbeständigkeit zu verbessern.

Das Verfahren zur Herstellung'des schweissbaren zähen Stahls gemäss der Erfindung weist etwas unterschiedliche Stufen auf, je nach der Gruppe der Zusammensetzungen, ist jedoch im Prinzip*

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•immer gleich. Bei der zweiten Zusaiumensetzungsgruppe wird, nachdem die angeführten Elemente zur Herstellung eines legierten Stahls einem Stahl zugesetzt wurden, der weniger als 0,20 Gew.~°ß> 0 enthält, dieser legierte Stahl heissgewalzt, dann wird der heissgewalzte Stahl einer Lösungsbehandlung unterzogen, bei der der Stahl bei einer Temperatur von Ac₃. bis 110O⁰C 3 Stunden gehalten und dann an der Luft abgekühlt wird. Die Lösungsbehandlung karPein- oder mehrmalig ausgeführt werden. Auf die Lösungsbehandlung folgt sofort eine Temperbehandlung bei einer Temperatur unter Ac.,, um eine Ausscheidungshärtung zu bewirken. Auch ist es möglich, zwischen der Lösungsbehendlung und der 'Temperbehandlung eine Unter-Null-Behandlung auszuführen, bei der der Stahl bei einer Temperatur unter 0° 2 bis 3 Stunden gehalten wird, um die Umwandlung von Austenit zu Martensit zu entwickeln oder eine martensitische Umwandlung von Austenit zu Martensit durch erneutes Erhitzen des Materials auf eine Temperatur oberhalb des Ac,-Umwandlungspunktes auszuführen. Das heisst, dass das Tempern ausgeführt werden kann, nachdem die martensitische Umwandlung bewirkt wurde„

Auch im Pail der dritten Zusammensetzungsgruppe wird, nachdem die angeführten Elemente zur Herstellung eines legierten Stahls einem Stahl zugesetzt wurden, der weniger als 0,20 Gew.-^C enthält, dieser legierte Stahl den gleichen Wärmebehandlungen unterworfen wie oben angegeben* In diesem Fall jedoch, besteht die Wärmebehandlung nur aus der Lösungsbehandlung und der Temperbehandlung, falls die Summe des Ni-Gehalts und,des halben Mn-Ge-

halts etwa 3 bis 5 Gew.-$ betragen und falls die Summe des Hi-Gehalts und des halben Mn-Gehalts etwa 5 Gew.-^aß> übersteigen, wird die Stufe der martensitischen Umwandlungsbehandlung .oder, des Kaltwalzens oder der Unter-Null-Behandlung zwischen der Losungsbehandlung und der Temperbehandlung eingeschoben, da im ersteren Falle, doh., wenn die Summe von Ni und 1/2 Mn etwa. 3 bis 5 Gew.-fo ausmacht, nur eine geringe Menge Austenit in der martensitischen Struktur nach der Ausführung der lösungsbehandlung zurückbleibt und daher "das gewünschte Produkt durch sofortige Ausführung der anschliessenden Ausscheidungshärtungsbehandlung erhalten werden kann, während im letzteren Pail, doh. wenn die Summe der beiden Elemente etwa 5'<' Gew„;-°ß> übersteigt, eine grosse Menge- Austenit noch in der martensitischen Struktur nach der Lösungsbe^iandlung bleibt, die Ausführung einer Zwi- . 'schenbehandlung, wie der martensitischen Umwandlungsbehandlung oder des Kaltwalzens oder einer Unter-Null-Behandlung erforderlich ist, um die martehsitische Struktur zu erzeugen, bevor die Ausscheidungshärtungsbehandlung: ausgeführt wird. · '

Beispiel 1

Die Versuche wurden an vier Proben der zweiten Zusammensetzungs gruppe ausgeführt, wie Tabelle 1 zeigt»

Fachdem die' angeführten Legierungselemente einem Stahl, der ' weniger als G,20Gew*-$0 enthielt, zugesetzt worden waren, I wurden die legierten Stähle auf 20 und 25 mm Dicke gewalzt lind dann , V '

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a) wurde die Probe A von 20 mm Dicke bei Temperaturen von 1050⁰C und 95O⁰C normalisiert (Lö'sungsbehandlung) und 'dann bei einer Temperatur von 4-50 C getempert (Ausscheidungsbehandlung),

b) wurde die Probe B von 20 mm Dicke bei Temperaturen von 1050°C und 95O⁰O normalisiert und dann bei einer Temperatur, von 400⁰C getempert,

c) wurde die Probe C von 20 mm Dicke bei Temperaturen von 105O⁰C und 95O⁰C normalisiert und dann bei einer Temperatur von 400 C getempert,

d) wurde die Probe D von 25 mm Dicke bei einer Temperatur von 1050⁰O normalisiert und dann einer Umwandlungsbehandlung bei einer Temperatur von 75O⁰C unterworfen und anschliessend bei einer Temperatur von 500 C getemperte

bei Eine andere Probe von D wurde lediglich/einer Temperatur von 0 getempert, ohne dass die. Normalisierung (Lösungsbehandlung) ausgeführt wurde ο

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Tabelle T Chemische Zusammensetzung in G-ew.-

Stahlprobe C Si Mn Ki Oj? Mo Cu Ti Nb. Y Al IT

¹ .' A 0,08 0,31 5V2 0,8 6,91.· · 0,54 0,72 ■ - - - .0,032 -

co B 0,11 0,33 5,3 0,7,' 12,1 ' .1,5 ■ 0,91 - - .* 0,051 ~

^;g ■ 0 0,12 0,23 5,20 1 -,.95 6,92 .1,50 0,87 0,21 0,07 — 0,027 -

ω B 0,11 0,33 7,80 1,83 12,0 ^0^56' 1,00 - - - 0,25 0,11

Tabelle Mechanische Eigenschaften

Stahl probe

Dicke des

Stahls (mm)

Wärmebehandlung Q-, 2 $

Primär- Sekundär- Ausschei- Streckbehandlung behandlung dungshär- grenze (LÖsungs- (⁰C) tungtoe- ⁷^- '— behandlung) handlung

(⁰C) rc)

Zug- Dehnung Kerbfestig- Gl 50 mm schlagkeit 2 (^) festig-(kg/mm ) keit

Schweis- · sungshär- · te gemäss d, periodi-

behandlungs-Vielfachprüfung (Hv)

A	20	1050 950	-	450 450	104 106	. 131 127	17,0 15,5 .	4,9 4,6	406 403.
B	20	1050 950	-	400 400	108 110	139 141	16,4 16,2	5,3 4,5	435 432
* 0	20	1050' 950		400 400	111 · 112	135 ,136..	18,0 17,0	6,0 6,4	mm 430
^D	25'	1050	ümwandlungs- behandlung 750	500	105 '	127	15,0	4,4	' 370 ~*
V	25	-. ■	- ■	5-00	103	125	16,5	5,3	375 S>

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Die nach diesen Verfahren erhaltenen Ergebnisse werden in !Tabelle 2 gezeigt» Wie aus !Tabelle 2 hervorgeht, konnte bei allen Proben eine Zugfestigkeit über 120 kg/mm erhalten werden· Der Charpy V Schlägtest bei O⁰C zeigte 4,4 bis 7,9 kg-^m/eia²f woraus hervorgeht, dass eine ausreichende Zähigkeit erzielt wurde, wie sie für derartige hochzugfeste Stähle erforderlich ist, Ausserdem zeigte der Test der höchsten Schweisshärte nach der periodischen Warmbehandlungsvielfachprüfung (welding thermocycle reproduction method) um 400 Hv (Vickers Härte), was anzeigt, dass die Schwelsshärtung in geringem Grad auftrat.

Beispiel 2

Diese Versuche wurden an fünf Proben der dritten Zusammensetzungsgruppe ausgeführt, wie in Tabelle 3 gezeigt wird. Die heissgewalzten Proben wurden folgenden Wärmebehandlungen unterworfen j · '

a) Die Proben 1, 2 und 3 von 12 mm Dicke wurden der lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 1050⁰C unterworfen und dann bei einer Temperatur von 46O⁰C (Ausscheidungshärtung) getempert (Stahlplatte von Martensittyp)β . -

b) Die Proben 4 und 5 von 12 mm Dicke wurden der lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 950°^σ unterworfen und dann einer Umwandlungsbehandluhg bei einer Temperatur von 750⁰C und. ansohliessend der Ausscheidungsbehandlung bei einer Temperatur von 46O⁰C unterworfen (Stahlplatte vom

^: Seml-Austenittyp).

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CO

•H

tn

	-ρ
(D	OJ
H	CQ
ω	α
*fit*
a	B

CQ

α>

■rl

•Η CQ

α> ο

■a

-P K)

0,060	0,075	0,075	0,071	ιη CO O 4 O
CM	.0	CM	ιη	VD
O.	ν— ο	O	ο	Γ" O
O	O	O	ο	O
	CO O

I	I	ι	0,02	I
I	t	ιη O	CM O	O
I	,1	O	O	O
I	I	I	0,02	I
^:	CO τ—	Ln	ο τ—
ο	O	•ν O	Vk O	O
O CM	tn	O	CM	ιη τ—
οΓ	CM	CM	CM	CM
ι	0,-20	0,55	0,50	I
09* I	1,52	1,33	1,35	ιη VD
tn	O	CO	ο	τ-
CVl	CM		τ—	"φ τ—
O τ—	O CM	O τ—	ιη O	ιη
CM	CM	CVJ	CM	CM
OJ O	ιη CM O	CvI O	,020	,025
O	O	Ό	ο	ο
,018	,021	<Τ» *τ-** O	,018	030'
O	O	ό	ο	ο
O	O CM	ιη	ο	ο ιη
			C-	: .tr^
χ- ΟΛ	CTi *[—	ιη CM	ΚΛ CM	OJ
O	O	.ο"	O	O
σ\ ο	C- O	VO O	CO O	Ö τ—

cm

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■ · ' . .(Eabelle

Mechanische Eigenschaften

Stahl- Dicke W ä.r mebehändlung ' ' 0,2 fo fVff/mm²") Dehnung

probe des , , Streck- , ^S/¹™· /■■' (JL 50 mm,

Stahls Primär- Sekundär- . 3. Behandlung grenze w°)

■(mm) '. behandlung behandlung ' kg/mm- )

1 12 Lösungsbehand— Aus s ehe i dungs- 107 1-3 ο in

lung bei 1050⁰C härtungsbehand- "* ■■ '. \ov iu

lung bei 460⁰C ,

_2V:.	12	Il	n	- 125	143	11
■3	12	'si		- ' ; 128	,142	10 '
A	12	Lösungsbehand lung bei 95O⁰C	Umwandlungsbe handlung bei 750 σ	Ausscheidungs- härtung s behänd- 1 30 ' lung bei .46O⁰C	145	■ : 9, .; ■■
4 ■ ■	.,-. .3.-;:	Lös ungsbehand- lung bei 1050 C	Kaltwalzen	. .· " , ¹45	161	B
	12	Lösungsbehand lung bei 95O⁰C	Unter-Null- Behandlung	" 126	147	12
	12	Lösungsbehand lung bei 95O⁰C	behandlung b.750°C	" 128	146	8 ' , :
5,	3	Lösungsbehand lung bei 1050⁰C	Kaltwalzen	" 148	165
	12	lung bei 95O⁰C	Unter-Hüll- ' Behandlung ,	> 130	148

CO .CO

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Andere Proben von 4 und 5 von 3 mm Dicke wurden der Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 1050 0 und dann einem Kaltwalzen unterworfen und das kaltgewalzte Material wurde der Ausscheidungsbehandlung bei einer Temperatur von 460⁰O unterzogen.

'./eitere Proben von 4 und 5 von 12 ram Dicke wurden der Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 95O⁰C, dann der Unter-Hull-Behandlung bei einer Tenperatur von -70 bis -8O⁰C mit einer Haltezeit von 2 bis 3 Stunden und dann anschliessend der Ausseheidungsbehandlung bei einer Temperatur von 460°C» unterworfen«

Die durch diese Verfahren erhaltenen Ergebnisse werden in Tabelle 4 gezeigt. Auch in diesen Fällen wurde eine Streckfestigkeit über 120 kg/mm und eine Dehnung (Meßstrecke 50 mm) von 8 bis 15 i° erhalten, was anzeigt, dass Stärke und Duktilitäi; ausreichend waren, verglichen mit axisscheidungsgehärteten rostfreien Stählen vom I\fi-Cr-Typ „

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Claims

P at ent ans prüche

1o Schweissbarer zäher Stahl, dadurch gekennzeichnet, dass er im wesentlichen Chrom und Mangan enthält und aus weniger als 0,20 Gew.-$ 0, weniger als 1,5 Gew.-^S Si, 3,0 Ms 17,0 Gew.-^ Cr, weniger als 3,5 Gew.-^ Fi, 2,0 bis 1.0,0 Gew.-?5 Mn, 0,2 bis 5,0 Gew.-^ Cu besteht und der Rest von begleitenden. Verunreinigungen und Eisen dargestellt wird.
2. Schweissbarer zäher Stahl, dadurch gekennzeichnet, dass er',

aus im v/es ent liehen Chrom und Mangan enthält und/weniger als

0,20 Gew.-$ C, 0,08 bis 1,0 Gew.-^ Si, 3,0 bis 17,0 Gew.-^ Cr, 0,1 bis 3,5 Gew.-fo Mi, 3,5 bis 10,0 Gew..-^S, IZn, 0,3 bis 3,0 ■ Gew.—^ Mo, 0,2 bis 5,0 Gew.-$ Cu, 0,005 bis 1,0 Gew.-^ Al, O bis-10

■.■.:■' .■■■■■'■.-■ '■■; ■■, ■-.■■ ·■■:.■■■■ : ■ ^; ; als 2 ■;■■:.

mal soviel als der C-Gehalt an einem oder mehr«*««, der Elemente V, Mb, Ta und Ti, 0 bis 0,2 Gew.-<ä Έ, 0 bis 0,25 Gew.-# Be besteht, und der Rest von begleitenden Yerunreinigungen und Eisen dargestellt wirdo ν '
3. Schweissbarer zäher Stahl, dadurch gekennzeichnet, dass er im wesentlichen Chrom und Mangan enthält und aus weniger als 0 _p020 Gewο -°/o C, weniger als 1,5 Gew. -% Si, 3,0 bis 17»0 Gew.-fo Cr, v/eniger als 3,5 Gew.-^ M, 2,Ό bis 10,0 Gew.-$ ffiSji, 0,2 bis 5,0- Gew ο-fo-Gu, 0,4 bis 3,0 Gew.-°ß> insgesamt an Mo und/oder f, weniger als 0,2 ßew»-^ I und 1,5 Gew.-^ eines der Elemente Y,

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Fb, Ta", Ti und Al als Ausscheidungshärtungselement/ besteht«
4· Verfahren zur.Herstellung eines schweissbaren zähen Stahls, der im wesentlichen aus Chrom und Mangan besteht, dadurch gekennzeichnet, dass einem Stahl,der weniger als 0,20 Gew*-$ C enthält, zur Herstellung eines legierten Stahls 0,08 bis 1,0 Gewo.-$ Si, 3,0 bis 17,0 Gew.-# Cr, 0,1 bis 3,5 Gew.-# Hi, 3,5 Ms 10,0 Gew.-^ Mn, 0,3 bis 3,0 Gew.-$£ Mo, 0,2 bis 5,0 Gew.-^ Gu, 0,003 bis 1,0 Gew.-5* Al, die 0 bis 1Ofache Menge des G-Gehaltes an einem oder mehr als 2 der-Elemente V, Ub, Ta und Ti, 0 bis 0,2 Gew.-$ Ή und 0 bis 0,25 Gew.-?» Be zugesetzt werden, der legierte Stahl heissgewalzt wird, der heissgewalzte Stahl bei einer Temperatur von Ac* bis 110O⁰C normalisiert und bei dieser Temperatur 1 bis 3 Stunden gehalten wird (LÖsungsbehandlung) und anschliessend der lösungsbehandelte Stahl bei einer Temperatur unter Ac₁ zur Ausseheidungshärtung getempert wird.
5. Verfahren zur Herstellung eines schweissbaren zähen Stahls, der im wesentlichen Chrom und Mangan enthält, dadurch gekennzeichnet, dass einem Stahl, der weniger als 0,20 Gew.-ji C ent-. hält, zur Herstellung eines legierten Stahls0,08 bis 1,0 Gew.-# Si, 3,0 hiß 17,0 Gew.-# Cr, 0,1 bis 3,5 Gew.-^ Hi, 3,5 Ms 10,0 Gew.~# Mn, 0,3 bis 3,0 Gew.-# Mo, 0,2 bis 5,0 Gew.-# Cu, 0,003 Ms 1,0 Gew.-^ Al, die 0 bis 1Ofache Menge des C-Gehaltes an einem oder mehr als 2 der Elemente V, Nb, Ta und Ti, 0 bis ) 0,2 Gew.-?i Ή und 0 bis 0,25 Gew.-^ Be zugesetzt werden, der

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-■-.20 -:

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legierte Steil heissgewalzt wird, der heissgev/al-zte Stahl bei einer Temperatur von Ac^ bis 110O⁰C mehr als einmal normalisiert lind bei dieser Temperatur 1 bis 3 Stunden gehalteil wird (Lösungsbeiiandlung), der lÖsungsbehandelte Stahl auf eine Tempere/bur "bis zu 75O°C wieder erhitzt wird, um die Umwandlung von "Aus tenit su Martensit zu entwickeln (TTmwandlungs behandlung) und anschliesäend der umwaridiung.sb ehan.de It β Stahl bei einer Tem— " peratur unter Ag₁ zur Ausseheidungshärtung,, getempert wird„ , -
6. Verfahren zur Eerstellung eines schweissbaren zähen Stahls nach ibaspruGh'4, dadurch gekennzeichnet, dass der heissgewalzte Stahl sofort bei einer Temperatur unter Ac, zur Auscheidungshärtung getempert wird,
7. Terfehren zur Herstellung eines sefcfreissbaren zähen Stahls, der iia xie s entliehen: atcs ^irravx und" vliangan besteht,- dadurch ge-^ '-' kennzeichnet, dass einem Stahl,; der weniger als 0,20 Grew*¹ ~φ -G- ■ enthält zur-Herstellung eines legierten Stahls weniger als , ., 1,5"^vGrew.-?b Si_r 3,C. bis 1T,Ü G-ew*-^"Ör> weniger als 3,5 Gew„-# in, 2:,0 bis ICjC Gew. —p Mh, 0,5 biß 3,5 Ö-ew,-^ Ou^ insgesamt 0j4 bis 3,C Ge^-.-% lio und/oder "',weniger als 0,2 Sew.-jo IT und

Werd-ger als insgesamt 1*5 Gew ο ^ an einem ο der;-mehr als J^ ·

werden zweien/der -Elemente ^; T, Fb^ Ta, Ti und-Al zugesetzt Äiaötj der legierte Stahl heissgewalztwirdj der heissgewalzte Stahl bei ..-. ■ einer Temperatur "von 9"0O bis-HOO⁰O normalisiert .und bei dieser' Temperp.tur 1 bis. 3 Stunden gehalten· wird (Lösun^sbehäHdlung) ■und ahschliessehd der"lÖsungsbehKi delte^ Stahl bei einer. Tempe-

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ratur von 460 G zur Ausscheidungshärtung getempert wird, falls die Summe des Fi-Gehalts und des halben Mn.-Gelia.lts etwa 3 bis 5 Gew.-$ ausmacht«
8. Verfahren zur Herstellung eines schweissbaren zähen Stahls nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass der lösungsbehandelte Stahl wieder auf 750°C erhitzt wird, um die martensitisehe Struktur zu entwickelten (inartensitische TJmwiindlungsbehandlung) und anschliessend der umwandlungsbehandelte Stahl bei einer Temperatur von 460⁰C zur Ausscheidimgshärtung getempert wird, falls die Summe des Ni-Gehalts und des halben Mn.-Geha.lts mehr als 5 Gew_f-$ 'beträgt»
9. Verfahren zur Herstellung eines schweissbaren zähen Stahls nach Anspruch 7,. dadurch gekennzeichnet, dass· der lösungsbehandelte Stahl zur Entwicklung der martensitischen Struktur kaltgewalzt wird und anschliessend der kaltgewalzte Stahl bei einer Temperatur von 460⁰O zur Ausscheidungshärtung getempert wird, falls die Summe des Hx-Gehalts und des halben Mn-Gehalts mehr als 5 Gew«-$ ausmacht.
10. Verfahren zur Herstellung eines schweissba,ren zähen Stahls nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass der lösungsbehandelte Stahl bei einer Temperatur von -70 bis -80⁰O 2 bis 3 Stunden gehalten wird (Unter-Null-Behandlung) und anschliessend der unter Null behandelte Stahl bei einer Temperatur von 46O⁰C zur Ausscheidungshärtung getempert wird, falls die Summe des Ii-Gehalts und des halben lin-Gehalts mehr als 5 Gew»-?S ausmacht»

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