DE1433793A1

DE1433793A1 - Verfahren zur Waermebehandlung von mit Nb/Ta und/oder V niedriglegiertem Stahl und aus einem so behandelten Stahl hergestelltes Bauclement

Info

Publication number: DE1433793A1
Application number: DE19641433793
Authority: DE
Inventors: Kazinczy Ferenc Andor Gabor De; Pachleitner Peter Horst; Noren Tore Mans Ivan
Original assignee: TRAFIKAKTIEBOLAGET GRAENGESBER
Current assignee: TRAFIKAKTIEBOLAGET GRAENGESBER
Priority date: 1963-01-09
Filing date: 1964-01-09
Publication date: 1968-11-28
Also published as: NL6400098A; GB1056971A; LU45161A1; SE302143B; BE642215A; FI42762B

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Wärmebehandlung bzw. Vergütung von mit Nb/Ta und/oder V mikrolegiertem Stahl sowie auf ein geschweißtes Bauelement, das aus einem gemäß der Erfindung behandelten Stahl hergestellt oder als Ganzes gemäß der Erfindung wärmebehandelt ist.

"Hie Bezeichnung "mikrole^ierter" Stahl soll alle Stähle umfassen, denen sehr geringe Anteile von Legierungselementen hoher Wir ung zugesetzt sind, durch die die Eigensch-ften der Grundlegierung wesentlich geändert werden. Derartige Stähle können als mikrolegierter Kohlenstoffstahl, idkrolegierter Manganstahl, mikrolegierter Molybdänstahl usw. bezeichnet werden. Der mikrolegierende Zusatz zu solchen Stählen soll im allgemeinen mindestens zehnmal so klein sein, als der verbleibende Legierungsgehalt in der Grundlegierung.

Die Wärmebehandlung gemäß der Erfindung besteht im wesentlichen darin, daß ein Stahl, der bis zu 0,06 ?> Nb/Ta und/oder

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bis zu 0,12 $> V, aber eine Gesamtmenge von mindestens 0,004 $ von Nb/la und V enthält, bei einer Temperatur von über 95O⁰C, aber zweckmäßig unter 1200⁰C und vorzugsweise zwischen 1050 und 110O⁰C durch Lösungs- bzw» Vergütungsglühen und nachfolgendes Abschrecken behandelt wird, worauf der Stahl zwischen 450 und 700⁰C, vorzugsweise zwischen 575 und 625⁰C, getempert bzw. gemildert wird.

Der Ausdruck Ifb/Ta bezeichnet Niobium, das mit Tantal kontaminiert ist oder Tantal als regelmäßige» Element enthält. Nachstehend wird hierfür der Einfachheit halber die Bezeichnung Niobium verwendet. Der wärmezubehandelnde Stahl kann ferner zusätzlich 0,08 bis 0,30, vorzugsweise 0,10 bis 0,25 $> Kohlenstoff, 0,3 bis 1,7, vorzugsweise 0,8 bis 1,5 # Mangan, o,01 bis 0,5, vorzugsweise 0,02 bis 0,5 # Silizium und maximal 0,015 $ Stickstoff enthalten. Der Gesamtgehalt an Legierungszusätzen muß unter 6 f> und soll vorzugsweise 5 "p betragen.

Das Abschrecken wird z.B. in Öl oder Wasser oder in einem anderen mit diesen vergleichbaren Abschreckmittel in solcher Weise durchgeführt, daß im wesentlichen eine martensitische Struktur erreicht wird. Zur Erleichterung der Bildung einer martensitischen Struktur bei größerer Materialdicke, z.B. über zwanzig Millimeter, werden vorzugsweise Legierungeelemente zugesetzt, die dazu dienen, die kritische Kühlgeschwindigkeit herabzusetzen. Beispiele für solche Legierungselemente sind Chrom, Nickel, Molybdän, Kupfer, Mangan und Vanadium. Eines oder mehrere dieser Elemente können auch als Zusatz zur Förderung .=■ der martensitischen Strukturbildung in einer Menge verwendet werden, die einem Gesamtgehalt von etwa 2 |f entspricht..

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Oer gemäß der Erfindung vorzugsweise zu behandelnde Stahl ist in gewalztem und normalgeglühtem Zustand bekannt. Dieser Stahl zeichnet eich durch gute Schweißbarkeit in Verbindung mit erhöhter Festigkeit aus. Die Erhöhung der Streckgrenze, die dem Niobium und/oder dem Vanadium zugeschrieben werden kann, kann 10 bis 12 Kilopond/mm betragen.

Die '.'ärmebehandlung nach der Erfindung ergibt bei Erhaltung der guten Schweißbarkeit eine beträchtlich größere Festigkeitserhöhung, eine Erhöhung des Verhältnisses Streckgrenze zu Zugfestigkeit und gegenüber dem gewalzten Zustand eine verbesserte KerbZähigkeit.

Die durch die Wärmebehandlung bzw. Vergütung nach der Erfindung erreichten Festigkeitseigenschaften sind zu vergleichen mit den Eigenschaften von wesentlich teureren, hochfesten niedriglegierten Stählen, wie z.B. der US-Stahl "TI", der 0,15 i» Kohlenstoff, 0,80 <> Mangan, 0,25 '' Silizium, 0,60 $ Chrom, 0,32 ^r> Kupfer, 0,50 ■;' liolybdän, 0,85 $ Nickel, 0,06 «£ Vanadin und geringe Zusätze von Bor enthält. Dieser Stahl, der durch Härten bei 900⁰C und Tempern zwischen 620 und 69O⁰C vergütet ist, besitzt eine Streckgrenze von etwa 70 Kilopond/mm .

Demgegenüber ist der gemäß der Erfindung vergütete Stahl wesentlich einfacher und billiger herstellbar und besitzt vor allen eine höhere Schweißbarkeit. Infolge des geringen Gehaltes an Legierungselementen zeigt der Stahl beim Schweißen eine

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geringer« Neigung zur Rißbildung^ Der gemäß der Erfindung vergütet« Stahl kann daher ±m Vergleich zu niedriglegierten Stählen gleicher Festigkeit bis zu erheblich größeren Llaterialab-■••sung«n kaltgeechweißt werden.

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Die durch die Vergütung nach der Erfindung erreichten guten Festigkeitseigenschaften sind darauf zurückzuführen, daß niobium und/oder Vanadin, die beim Abschrecken in einer festen Lösung b.;w. in einem Mischkristall enthalten sind, während les Temperas als Karbid in sehr fein verteiltem Zustand niedergeschlagen werden und eine sogenannte Niederschlagshärtung herbeiführen. U. a. war es von JTiobium bekannt, daß es eine solche V'irliung haben kann, es war aber bisher nicht bekannt, daß eine volle liiederschlagshärtung bereits bei so niedrigem Gehalt erreicht werden kann, der es möglich macht, trotz der sehr hohen Festigkeit eine außerordentlich gute Schweißbarkeit zu erhalten.

Sowohl die Vergütungstemperatur als auch die Temperungstemperatur sind zur Erreichung optimaler Ergebnisse von großer Bedeutung. "Die mi' rolegierenden Elemente Niobium und/oder Vanadin werden durch das Vergütungs- bzw. Lösungsglühen aufgelöst. Die genaue Vergütungstemperatur ist in gewissem Umfang von der Zusammensetzung abhängig, wie nachstehend erläutert iut. ^s gilt aber für alle Zusammensetzungen, daß die {^wünschten Vorteile nicht voll erreichbar sind, wenn eine Vergütungstemperatur von unter 950 C angewendet v/ird. Andererseits erbringen Temperaturen über 1200⁰C keine erheblichen zusätzlichen Verbesserungen der Eigenschaften, sondern fähren eine nachteilige Oberflächenentkohlung und Zunderbildung herbei. Indessen kann diese obere Temperaturgrenze von 1200⁰C nicht als kritisch bezeichnet v/erden, da die erwähnten Nachteile durch anschließende Oberflächenbehandlung und ebenso durch eine Behandlung in Schutzgas verhindert werden können. Sie

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besteht aber aus praktischen Gründen. Die bevorzugte Lösungstemperatur liegt für die meisten Zusammensetzungen im Bereich von 1050 bis 110O⁰C.

Der Zweck deo Abschreckens besteht darin, die mikrolegierenden Elemente Niobium und/oder Van- din in einer übersättigten festen Lösung beizubehalten und eine im wesentlichen martensitische Struktur zu erreichen. Das Abschreckmittel wird entsprechend der in Betracht kommenden Materialdimension gewählt. In der Regel kann immer Y/aoser, aber auch Γΐ verwendet werden, insbesondere bei dünneren Materialdimensionen. Wenn das Material eine solche Dicke, z.B. von über 20 mm, bes^itzt, daü eine Durchhärtung nicht erreicht werden kann, so können gemäß einem weiteren Merkmal der Erfindung solche Legierungselemente dem Stahl zugesetzt werden, welche die martensitische Bildung durch Herabsetzung der kritischen Kühlgeschwindigkeit fördern. Die martensitische Struktur ist erwünscht, damit bei dem anschließenden Niederschlagsprozeß beim Tempern eine Strukturgeometrie erhalten wird, die in Bezug auf die Kerbzähigkeit am günstigsten ist.

Nachdem die mikrolegierenden Elemente in übersättigter fester Lösung fixiert sind, werden sie durch Tempern zwischen 450 und 700⁰C in Form von Karbid niedergeschlagen. Wenn das Tempern bei einer unter 45O⁰C liegenden Temperatur durchgeführt wird, so werden keine nennenswerten Festigkeitsverbesserungen erreicht, weil keine Karbide niedergeschlagen werden, wenn nicht aus praktischen Gründen sehr lange Temperaeiten angewendet werden. Andererseits wird beim Tempern über 700⁰C ein Aufbau der niedergeschlagenen Teilchen erreicht, der die

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durch die feine Ablagerung von Karbid gewonnenen Vorteile wieder aufhebt. Als vorteilhafteste Teraperungstemperatur hat sich eine im Bereich von 575 bis 625⁰C liegende Temperatur erwiesen. Bei der Wahl der Temperungstemperatur ist 25U beachten, daß die Temperatur gleich oder höher als diejenige Temperatur sein soll, bei der dasßntspannungaglühen durchgeführt wird.

Wie bereits erwähnt, ist die genaue Vergütungstemperatur in gewissem umfang von der Zusammensetzung abhängig. Die Löslichkeit von Niobium kann durch die Gleichung

log (^Nb) + log (^C) = A - f

ausgedrückt werden, in der A und a Konstanten mit den Werten -0,63 und 2500 sind und T gleich der absoluten Temperatur ist. Diese Gleichung zeigt, daß bei einer gegebenen Zusammensetzung kein Anlaß besteht, eine höhere Vergütungstemperatur als T zu wählen, weil bei dieser Temperatur das gesamte Niobium gelöst wird. Aus den erwähnten praktischen Gründen kann jedoch in manchen Fällen eine niedrigere Temperatur als diese gewählt v/erden· Wenn andererseits ein bestimmter Kohlenstoffgehalt erwünscht ist und die Behandlung bei einer bestimmten Lösungstemperatur T erfolgen soll₉ so lehrt die Gleichung» welcher geringste Gehalt an Niobium zugesetzt werden muß, um beim nachfolgenden Tempern die volle Nutzbarmachung der Niederschlagswirkung zu ermöglichen« Als Beispiel sei erwähnt, daß für einen Stahl, der 0,030 $ Niobium und 0_t11 fo Kohlenetoff enthält, T » 1350° » 1077⁰Q erreicht- wird. Wenn andererseits das Problem

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besteht, daß eine Vergiitungstemperatur von z.B. 1OOO°C nicht überschritten v.erden soll, und der gewünschte Kohlenstoffgehalt 0,11 fi int, so findet man, da£ 0,023 ^CS niobium gelöst wird. Der diesen Gehalt überschreitende zugesetzte Niobiumanteil wird nicht gelöst, wenn nicht die Temperatur erhöht wird. Entsprechende Beziehungen gelten auch für Vanadin, wobei die Werte der Konstanten von den in der vorstehenden Gleichung angegebenen Werten verschieden sind.

Nachstehend ist die Erfindung anhand der in der Zeichnung dargestellten Diagramme näher erläutert.

In der Zeichnung zeigen:

Pig. 1 die Abhängigkeit des HärteZuwachses von der Temperungstemperatur für verschiedene Vergütungstemperaturen;

Fig. 2 die Abhängigkeit der Streckgrenze und der Zugfestigkeit von der VergUtungstemperatur;

Pig. 3 die Abhängigkeit der Kerbzähigkeit von der Vergütungstemperatur;

Fig. 4 den Einfluß der Temperungstemperatur auf die Streckgrenze für verschiedene Lösungstemperaturen, und

Pig. 5 den Einfluß der Temperungstemperatur auf die Zugfestigkeit für verschiedene Vergütungstemperatüren.

Um zu dem in Vig. 1 dargestellten Diagramm zu gelangen, wurden Plättchen in der Größe von 10 χ 10 χ 2 mm aus einem mit

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Niobium mikrolegiertem Stahl hergestellt, der 0,11 ^e'· Kohlenstoff und o,o36 fi Niobium enthält. Die Plättchen wurden auf die Dauer von 15 Minuten bei verschiedenen Temperaturen zynischen 900⁰C und 1300⁰C durch lösungsglühen behandelt und dann abgeschreckt und auf die "Dauer von 15 Minuten bei Temperaturen zwischen 4-5O⁰C und 90O⁰C getempert. Von derselben Charge entnommene Proben, jedoch ohne Niobiumzusatz, wurden in der gleichen Weise behandelt. Sodann wurde die Härte bestimmt und die zwischen dem unlegierten Stahl und dem mit Niobium mikrolegierten Stahl errechneten Härteunterschiede als Punktion der Temperungstemperatür in das Diagramm eingetragen. Die von derselben Lösungs- bzw. Glühtemperatur stammenden '.Verte wurden verbunden. Vie aus dem üiagraiam ersichtlich ist, erreichte der Niederschlagseffekt ein Maximum bei 65O⁰C. Über 65O⁰C nimmt der Härtezuwachs infolge eines gewissen Aufbaues der niedergeschlagenen Teilchen ab. Die Härtezunahme steigt mit von 1200⁰C bis 130O⁰C zunehmender Glühtemperatur. Bei 1300⁰C konnte in manchen Fällen eine Verbesserung der Härtezunahme beobachtet werden. Jedoch war die Verbesserung so unbedeutend, daß sie die durch die höhere Temperatur bedingten Nachteile nicht ausgleichen konnte.

Fig. 2 zeigt die Beziehung zwischen der Streckgrenze

sowie der Zugfestigkeit und der Vergütungstemperatnr bei-einer

ο bestimmten Temperungstemperatur, in diesem Falle bei 600 C

auf die Dauer von 30-Minuten und Kühlen, in Luft. Der verwendete Stahl enthielt 0,21 # Kohlenstoff, 0,04 # Silizium, 1,32 # 0,20 Phosphor, 0,013 f*> Schwefel und 0,015$ Niobium.

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Zum Vergleich sei erwähnt, daß ein entsprechender Stahl ohne ITiobiumzusatz eine Streckgrenze von etwa 32 Kilopond/mm und eine Zugfestigkeit von etwa 52 Kilopond/mm aufweist. Aus dem Diagramm geht hervor, daß bei höheren Lösungs- bzw. Glühtemperaturen als 1100⁰C keine merkliche Verbesserung mehr erreichbar ist.

In Fig. 3 ist die Beziehung zwischen der Kerbzähigkeit und der Lösungs» bzw. Glühtemperatur dargestellt. Die Kerbzähigkeit wurde nach Charpy V bestimmt.und als tibergangstemperatur, bezogen auf eine Energieaufnahme von 2,8 kgm/cm

ausgedrückt. Entsprechende Stähle ohne Niobiumzusatz zeigen eine Übergangstemperatur von -15°C

Fig. 4 zeigt die Beziehung zwischen der Streckgrenze und der Lösungs- bzw. Glühtemperatur für verschiedene Temperungstemperaturen, in diesem Fall für 500, 600, 700 und 75O⁰C. Der untersuchte Stahl war aus 0,22 </> Kohlenstoff, 0,22 $ Silizium, 1,32 $> Mangan, 0,014 $> Phosphor, 0,012$ Schwefel und 0,023 $ Niobium zusammengesetzt. V/ie aus dem ■Piagramm hervorgeht, nimmt die Festigkeit mit steigender Glühtemperatur zu. Bei 900°C ist die Festiglceitszunahme, die unmittelbar auf den Niobiumniederschlag zurückgeführt werden kann, noch gering, weil Niobium wahrscheinlich nur in sehr geringem Umfang gelöst wird. Es ist schwer, genaue Angaben darüber zu machen, wie groß der Anteil des Festigkeitszuwachses ist, der auf den Niobiumni^derschlag bei niedrigeren Glühtemperaturen zurückzuführen ist; bei höheren Glühtemperaturen beträgt jedoch dieser Anteil für die Streckgrenze etwa 25 KiIo-

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pond/mm . Der FestigkeitsZuwachs ist bei einer Temperungstenperatur von 500⁰C nur unwesentlich größer als bei einer Temperungstemperatur von 600⁰C, nimmt jedoch bei 700⁰C auf die Hälfte seines Wertes ab und ist bei 750⁰C gleich Null. Diese Abnahme ist ganz auf den vorerwähnten Aufbau von Niobiumkarbidteilchen zurückzuführen.

Pig. 5 zeigt die Streckgrenze als Punktion der Lösungsbzw. Glühtemperatur für verschiedene Temperungstemperaturen. Die Bedingungen sind im wesentlichen die gleichen, wie bei den Versuchen gemäß Pig. 4. Der größte Pestigkeitszuwachs

beträgt etwa 20 Kilopond/mra für die Streckgrenze.

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Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zur Wärmebehandlung bzw. Vergütung von mit Nb/Ta und/oder V mikrolegiertem Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl, der Ni/Ta bis zu 0,06 $ und/oder V bis zu 0,12 ^c/o, aber im Ganzen mindestens 0,004 '' Nb/Ta und V enthält, bei einer Temperatur über 95O°C und zweckmäßig unter 1200⁰C, vorzugsweise zwischen 1050⁰C und 1100⁰C durch Vergütungs- bzw. Lösungsglühen und anschließend durch Abschrecken behandelt und dann bei einer Temperatur zwischen 45O°C und 75O⁰C, vorzugsweise zwischen 60O⁰C und 65O⁰C, getempert wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl verwendet wird, der zusätzlich 0,08 bis 0,30, Vorzugs weise 0,10 bis 0,25 9^ Kohlenstoff, 0,3 bis 1,7, vorzugsweise 0,8 bis 1,5 $> Mangan, 0,01 bis 0,5, vorzugsweise 0,02 bis 0,5 <?> Silizium und maximal 0,015 «5 Stickstoff enthält.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl verwendet wird, der mindestens 94 #» vorzugsweise 95 i° Eisen enthält.

4· Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Abschrecken in der V/eise durchgeführt wird, daß eine im wesentlichen martensitische Struktur erreicht wird.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Abschrecken in öl oder .Yasser oder einem anderen, mit diesen vergleichbarem Abschreckmittel erfolgt.

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6. "Verfahren nach Anspruch 4» dadurch gekennzeichnet, da;.· zur Förderung der Bildung der martensitischen Struktur bei größeren, z.B. '20 ram übersteigenden Materialdimensionen, Legierungselemente zugesetzt werden, welche die kritische Kühlgeschwindigkeit herabsetzen.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusritze zur Förderung der Bildung der martensitischen Struktur bis zu einem Gesnmtfehalt von 2 # zugesetzt werden.

8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, da/j dem Stahl zur Herabsetzung der kritischen Kühige schvindigkeit Chrom zugesetzt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß dem Stahl zur Herabsetzung der kritischen Kühlgeschwindigkeit ITickel zugesetzt wird.

10. Verfahren'nach .Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, daß den, Stahl zur Herabsetzung der kritischen Kühlgeschwindigkeit Molybdän zugesetzt wird.

11. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7» dadurch gekennzeichnet, daii dem Stahl zur Herabsetzung der kritischen Kühlgeschwindigkeit Kupfer zugesetzt- wird.

12. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, äaa dem Htahl zur Herabsetzung der kritischen Kühlgeschwindig^veit Mangan in einer 1,7$ übersteigenden Menge zugesetzt wird.

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13· Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekenn—

zeichnet, daß dem Stahl zur Herabsetzung der kritischen Kühl— • eschwindig'eit Vanadin in einer 0,12 $ tibersteigenden Menge zugesetzt wird.

14· Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungszusätze als Mischung aus zwei oder mehr der "usätze nach Anspruch 6 bis 13 zugesetzt werden.

15« Stahl, dadurch gekennzeichnet, daß er gemäß dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14 vergütet ist.

16» Geschweißtes Bauelement, dadurch gekennzeichnet, daß es aus Stahl nach Anspruch 15 hergestellt ist oder gemäß dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14 vergütet ist.

Der/Pat entanwalt

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