DE1458359A1

DE1458359A1 - Hochfester,ausscheidungshaertbarer Baustahl

Info

Publication number: DE1458359A1
Application number: DE1963D0041956
Authority: DE
Inventors: Bungardt Dr-Ing Karl; Spyra Dr Rer Nat Wolfgang
Original assignee: Deutsche Edelstahlwerke AG
Current assignee: Deutsche Edelstahlwerke AG
Priority date: 1963-07-11
Filing date: 1963-07-11
Publication date: 1968-11-28
Also published as: BE649769A; CH453716A; GB1021405A; DE1458359B2; AT263065B; NL6407537A

Description

Mit fortschreitender. Entwicklung der Technik, insbesondere des Flugzeug-, Raketen-, Fahrzeug- und Motorenbaues, wird die Verwendung von Teilen angestrebt, die bei möglichst geringem Gewicht möglichst hohe Festigkeiten aufweisen und dadurch möglichst große Tragfähigkeit gewährleisten. Zusätzlich wird gewünscht, daß sich die Werkstoffe gut ver- und beai'beiten lassen.

t
Zur Erfüllung dieser Forderungen bieten sich bereits bekannte Stähle an, die nach dem Lösungsglühen im Austenitbereich und Abkühlen auf Raumtemperatur martensitiscb.es Gefüge aufweisen. Durch Einstellen des Kohlenstoffgehaltes auf extrem niedrige Werte, vorzugsweise auf weniger als o,o3$» und Zulegieren von etwa 17 - 19$ Nickel wird bei diesen Stählen ein zäher, kohlenstoffarmer Nickelmartensit erhalten, der eine Festigkeit von 12o kg/mm nicht überschreitet und der daher in hinreichendem Maße bearbeitbar ist.

Es ist ebenfalls bekannt, diese Stähle durch Zulegieren von 7 - 9,5i> Kobalt, 3 - 5,2$ Molybdän und o,15 - o,7# Titan aüshärtbar zu machen, wodurch die Festigkeit bis etwa 21o kg/mm gesteigert werden kann. Die Aushärtung wird durch Wärmebehandlung zwischen 260 und 59o°C erreicht. Infolge der verhältnismäßig niedrigen Temperatur bleibt die Maßänderung durch Verzunderung und Verzug gering. Die genannten Stähle sind allerdings nicht rostbeständig.

-2-

08 10/0 97

Bei Nickelstählen mit sehr geringem KohlenstoffgehaXt und weniger als 17$ Nickel tritt während der Abkühlung aus dem Austenitgebiet anstelle des Martensits unter Festigkeitseinbuße ein weicher Ferrit auf. Überraschenderweise hat sich nun ergeben, daß auch dann, wenn ein großer Teil des Nickels durch Chrom ersetzt wird, sich kohlenstoffarmer sogenannter Nickelmartensit mit einer Festigkeit von loq - 12o kg/mm bildet. Dieser Martensit wird durch Zugabe weiterer Legierungselemente wie Titan, Molybdän, Kobalt oder dgl, aushärtbar. Von besonderem Vorteil ist es, daß durch Einstellen des Chromgehaltes auf Io - 13$ ein Stahl hergestellt werden kann, der zusätzlich eine gewisse Rostbeständigkeit aufweist.. Für den Einsatz bei erhöh- · ten Temperaturen ist von Interesse, daß durch den angegebenen Chromzusatz der Beginn der Rückumwandlung von Martensit in Austenit zu höheren Temperaturen verschonben und die Anlaßbeständigkeit im ausgehärteten Zustand vergrößert wird«

Die weitgehende Umwandlung des bei hoher Temperatur vorliegenden austenitischen Gefüges in Martensit ist von der Temperaturlage des Martensitpunktea abhängig. Bei Nickelstählen der genannten Art mit I7 - 19$ Nickel liegt der Martensitpunkt zwischen I30 und l8o°C, Ähnliche hohe Temperaturen sind auch bei den erfindungsgemäß angegebenen chromhaltigen aushärtbaren Stählen zu erzielen, wenn der Kohlenstoffgehalt unter 0,03$ liegt und wenn insbesondere die Summe der Chrom- und Nickelgehalte 19% nicht überschreitet.

Es hat sich gezeigt, daß Zugaben von Molybdän, wie sie zur Steigerung-der Festigkeit des martensitischen Gefüges verwendet werden, auf Werte von höchstens 6$ zu beschränken sind, da Molybdän den Martensitpunkt stark absenkt. Überraschenderweise hat sich weiter gezeigt, daß Titan bis zu Gehalten von 1$, möglicherweise über eine:Abbindung des Kohlenstoffs und Stickstoffs,

8 0 9 3 10/0977 - -3-

eine starke Erhöhung des Martensitpunktes und damit Erniedrigung des Restaustenitgehaltes nach dem Abkühlen herbeiführt. Diese Wirkung ist von wesentlicher Bedeutung hinsichtlich einer einfachen Wärmebehandlung, da zur Beseitigung höherer Restaustenitgehalte bekanntlich eine Tiefkühlung oder eine Kaltverformung erforderlich ist.

Der Einfluß der Legierungen Titan, Kobalt und Molybdän auf den Martensitpunkt ist aus den weiter unten angeführten Meßwerten zu ersehen, die an einigen Versuch-slegierungen gewonnen worden sind.

Eine Erhöhung der Festigkeit und Streckgrenze über I70 kg/mm bis etwa 21o kg/mm bei angemessener Zähigkeit kann für die in Rede stehenden Stähle durch Ausscheidungshärtung erreicht werden. Hierzu ist es erforderlich, daß Elemente wie Titan, Molybdän und Kobalt, oder auch Aluminium, Tantal, Niob, Wolfram, Kupfer, Beryllium oder dgl. vorhanden sind, die bei erhöhter Temperatur Ausscheidungen z.B_# von intermetallischen Phasen oder Ordnungsphasen bilden.. Als besonders geeignet haben sich Zusätze von Titan bis 1#, Molybdän bis 6^& und Kobalt bis 12$ erwiesen. Durch eine Steigerung des Titangehaltes auf Werte über Vfa ergibt sich ein starker Abfall der Zähigkeit, der bis zur Versprodung des Werkstoffes führen kann.

Eine weitere Festigkeitssteigerung der Stahllegierung kann durch Kaltverfestigung des Martensits oder des Austenits vor der Aushärtung erreicht werden, wie dies an sich bekannt ist.

Wird erfindungsgemäß der Stahl nach den oben gegebenen Richtlinien zusammengesetzt, so daß im lösungsgeglühten und abgekühlten Zustand kohlenstoffarmer Martensit vorliegt, so wird bei der Ausscheidungshärtung von einem Festigkeitsniveau aus-

8098 10/0077.

14583b8

gegangen, welches diesem Martensit eigen ist. Bei einer Streckgrenze von I76 kg/mm kann zum Beispiel eine DVM-Kerb-Schlagzähigkeit von 3 - ^ kgm/cm und eine Dehnung (l = 5d) von 9$ erzielt werden.

Unter Ausnutzung dieser Beobachtungen wird daher erfindungsgemäß ein hochfester, ausscheidungshärtbarer Baustahl vorgeschlagen, der durch folgende Zusammensetzung gekennzeichnet ist:

weniger als o,o39^ Kohlenstoff " " 0,03$ Stickstoff " " o,2 $> Silizium " " o,2 $ Mangan lo,o bis 13» ο °p Chrom 2,o " 12, ο $ Kobalt

l,o " 6,0 fö Molybdän und/oder "Wolfram 5,o « 8,0 # Nickel

o,l " l»o fo Titan, Aluminium, Tantal und/oder Niob ¹¹ ο, 2 <$> Zirkonium, Cer und/oder Kalzium " o,l $ Bor

" 3,0 °jo Kupfer, Beryllium und/oder Vanadium Hest Eisen mit möglichst geringen Gehalten an Phosphor, Schwefel und anderen Verunreinigungen.

Innerhalb dieser Grenzen werden Stähle folgender Zusammensetzung bevorzugt:

weniger als o_fo3$ Kohlenstoff " " o,o3# Stickstoff

" " o,2 $> Silizium

^{11 M} o,2$ Mangan ll,o bis 13,o # Chrom

8,0 " lo,o ia Kobalt . ·

3,0 " 5,o ί Molybdän und/oder Wolfram 6,0 " 8,0 i> Nickel o,4 " 0,7 $> Titan,'Tantal und/oder Niob ο,ο5 " o,2 ^ Aluminium ο " o,l$ Zirkonium ο " ο, οΓ/4 Bor ο " o,l ⁰Jo Kalzium

Rest Eisen mit möglichst geringen Gehalten an Phosphor, Schwefel und anderen Verunreinigungen.

30bü1<3/0S7 7 -5-

Während bei niedrigen Gehalten an Elementen, die eine Aushärtung bewirken können, wie Titan, Aluminium, Molybdän, Wolfram, Tantal, Niob, Beryllium, Kupfer, eine Erschmelzung im offenen Ofen hinreicht, ist bei höheren Gehalten an diesen Elementen zur Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften bei hoher Festigkeit eine Erschmelzung im Vakuum zu empfehlen.

Der angegebene neue Baustahl läßt sich zwischen etwa 115ο und 85o°C ohne Schwierigkeiten schmieden und zu verschiedenen Formen und Abmessungen auswalzen. Wegen seiner geringen Neigung zur Kaltverfestigung eignet er sich gut für Kaltumformvorgänge.

Zum Wärmebehandeln des neuen Stahles wird ein Verfahren vorgeschlagen, welches dadurch gekennzeichnet ist, daß der Stahl nach einer Lösungsglühbehandlung im Austenitgebiet bei Temperaturen zwischen 700 und looo°C, vorzugsweise zwischen 75o und 85o°C und anschließendem Abkühlen in Wasser, OeI, Luft oder Fließsand bei Temperaturen zwischen 300 und 6oo°C, vorzugsweise zwischen 4oo und 55o°C, ausgehärtet wird. Die Zeit zum Aushärten beträgt je nach der Vorverfestigung des Martentis und der Glühtemperatur zwischen 2oo und einer halben Stunde. Formänderungen während der Aushärtung sind vernachlässigbar klein. Nach der Lösungsglühung kann der Stahl gegebenenfalls einer formgebenden Bearbeitung unterworfen werden.

Es hat sich herausgestellt, daß die Art der Abkühlung nach der Lösungsglühung infolge der verhältnismäßig träge verlaufenden Ferritumwandlung nicht von entscheidender Bedeutung ist. Dieser Umstand ist praktisch wichtig, da er eine Abkühlung an Luft gestattet, wodurch der Verzug der Gegenstände in engeren Grenzen bleibt. Bei kleinen Abmessungen ist aber auch ein Abschrecken in Wasser, Emulsionen, OeI oder Fließsand möglich. Eine Tiefkühlbehandlung nach der Lösungsglühung ist nicht erforderlich.

809810/097 7

-6-

Zu empfehlen ist ferner, den Stahl nach, dem Vorschmieden bei einer Temperatur zwischen looo und 13oo°C, vorzugsweise zwischi 115o und 125o°C, diffusionszuglühen. Die hierfür benötigte Zei richtet sich nach der Blockgröße, aber auch nach der angewendeten Glühtemperatür. Sie liegt in der Regel zwischen 5 und
25 Stunden* · -

Da bei den erforderlichen hohen Diffusionsglühtemperaturen de: Zunderanfall beträchtlich ist, wird das Diffusionsglühen vor dem Fertigschmieden vorgenommen. Hierdurch wird erreicht, daß die Glühung ohne Einfluß auf die Maßgenauigkeit der Fertigteile bleibt.

Beispiele:

Die folgenden Beispiele wurden an 3o kg-Versuchsschmelzen gewonnen, welche im offenen Induktionsofen hergestellt wurden. Die Zusammensetzung der Versuchsschmelzen, folgt aus Tafel Ij

T a f e 1 1

tahl C Si Ma PS Cr Mo Ni Co Ti Al B .

o,ol3 o,05 Sp o,ol8 ο,οΐο 11,ο - 7 »79 - o,o5 0,07 o,oo5

o,ol3 0,05 Sp o,ol8 ο,οΐο 11,ο - 7,79 4,28 o,o5 o,o7 0,005

0,013 0,05 Sp o,ol8 O₁OIo 11,ο - 7»79 8»79o,o5 0,07 0,005

o,o24 o,ll o,o5 ο,0I2 0,007 11,12 - 7»66 - o,46 0,07 0,003

o,o24 ο,ΙΙ o_to5o,ol2 0,007 11,12 - 7_t66 4,Zo o,46 0,07 0,003

o,o24 o,ll 0,05 o,ol2 0,007 11,12 - 7,6*6 7,98 o,46 0,07 0,003

o,ol8 o,12 Sp ο,οΐο ο.,οο? Ιο,86 4,45 7»^9 - ο,42 o,l4 ο,οο3

ο,οΐ8 ο,12 Sp ο,οίο ο,οο9 Ιο,86 4,457*69 4^1 ο,42 ο,ΐ4 ο,οο3^

ο,οΐ8 ο,12 Sp ο,οίο ο,οο9 Ιο,86 4,45 7,69 8,99 ο,42 o_rl4 0,003

8098-1 0/0 977

COPY . '

In Tafel" 2 sind die zu den aufgeführten Schmelzen gehörenden
Martensitpunkte verzeichnet.

Tafel 2 "

Stahl Nr. 1 2 3 A- 5 6 78 9

Ms in ⁰C 215 23o 245 25o 265 28o 18o 175 175.

Sämtliche Stähle wurden 3o Minuten bei 82o°C lösungsgelüht j nach dem Abkühlen an Luft zeigten sie die in Tafel 3 unter a) aufgeführten Vickershärten.

T	Stahl Nr.	a f e 1 3	^{H v}lo	b)
			32o
1	a)		360
2	285		4oo
3	285		455
4	285		465
5	285		485
6	275		48o
7	285		54o
8	315		58σ
9	335 .
355 ' .

Nach einer Aushärtung bei 45o°C bis zum Höchstwert ergaben sich
die in Tafel 3 unter b) angegebenen Härten.

Es ist zu erkennen, daß Stahl Nr. 9» der die dem Patentanspruch gemäße Zusammensetzung aufweist,. die höchsten Härtewerte erzielt, Für diesen. Stahl wurden di« nachstehenden Eigenschaften festgestellt:

0 93 10/0:9,77 ~⁸~

Nach dem Lösungsglühen 3° Minuten 82o°C und Abkühlen an Luft besitzt Stahl Nr. 9 ein nadeliges martensitisch.es Gefüge. Die Struktur ist kubisch-raumzentriert ohne wesentliche Tetragonalität.

Die physikalischen Eigenschaften des Stahles Nr. 9 sind aus Tafel k zu ersehen.

Tafel

3o min.82o°C/Luft 3o min.82o°C/!Luft +Io h 5oo^DC/Luft

g.cm

-3

-1

Dichte
Spez. Wärme

Mittlerer linearer ⁰C Wärmeausdehnungskoeffizient

Elastizitätsmodul kg.mm

2o°C

'2o°C

7,92

o, 11

7,92

o, 11

-2

^a2o-2oo^cC	11,1.	ic"⁶	11	,6.	Io
		-6
^a2o-4oo°C	11,6.		12	,O.	Io
		-6
^a2o-6oo°C	11,1.		12	,1.	Io
E ο „er	2oooo			215OO

Spez.elektr.Widerstand _A..mm .m J 2o°C

0,96

o,8l

Eine sieben Wochen mit Wasser besprühte Probe von Stahl Nr. (Wärmebehandlung 30 Minuten 82o^üC/Luft + Io h 5oo°C/Luft) zeigte keinen Rostangriff im Gegensatz zu e±ner Vergleichsprobe aus ausgehärtetem 18$ Nickel-Stahl, die Rostflecke aufwies.

Die erhöhte AnIaßbeständigkeit des Stahles Nr. 9 gegenüber einem Nickelstahl mit o,o2# C, 18$ Ni, 8$ Co, 5,3$ Mo und 0,^3$ Ti geht aus Tafel 5 hervor, in·der die Haltezeiten in Stunden zur Erzielung des Härtehöchstwertes für die Glühtemperaturen ^5o und 5oo°C angegeben sind»

-9-

8098 10/0 97 7

Copy

Tafel 5
Glühtemperatur . h5o°C 5oo°C

18$ Nickelstahl 5o h (59o HV_lo) h Ii (535 _1q Stahl Nr. 9· 5oo h (585 HV_lQ) 2o h (57o HV₁ _q ) .

Die geringe Verfestigungsneigung des Stahles Nr. 9 beim Kaltumformen ergibt sich aus der Feststellung, daß die Vickershärte eines bei 82o°C loesungsgeglühten 2,6 mm starken Bleches durch Kaltwalzen bis zu einer Dickenabnahme von 8o$ nur von 35o auf 4oo HV₁ ansteigt.

Eine an das Kaltwalzen angeschlossene Aushärtung führt gegenüber der Aushärtung nach dem Lösungsglühen zu einem Härtegewinn, der etwa so groß ist, wie die Härtezunahme des Martensits bei der Kaltverformung. Als Beispiel sei.angegeben, daß die Härte nach einer Dickenabnahme beim Blechwalzen um 8o# und einer Glühung von 2o Stunden bei 5oo°C einen Wert von 615 HV₁₀ erreicht, .während sie nach der Lösungsglühung und gleicher Aushärtungsbehandlung einen Vert von 570 HV₁ erzielt.

Tafel 6 zeigt die Festigkeits- und Zähigkeitswerte von Stahl Nr. 9 bei Raumtemperatur, und zwar a) im lösungsgeglühten Zustand 30 min. bei 82o°C und anschließendem Abkühlen an Luft; b' ) im ausgehärteten Zustand Io h bei 500⁰C.

Tafel 6

ο,2 Grenze Festigkeit Dehnung Einschnürung Kerbschlagzähigkeit

kg/mm² kg/mm² (^lo%5<io) g DVM-Probe kgm/cm^

93 112 15 66 lh ■

) 175 Ϊ79 9 56 3--Λ-' · ·

809810/0977 :_cOpY -ίο-

-lo-

Die Warmfestigkeitswerte von Stahl Nr. 9 wurden bei 4oo°C und 45o°C bestimmt, und zwar nach. Aushärtung Io Stunden bei 5oo°C. Die Werte sind aus Tafel 7 zu entnehmen.

Tafel 7

Temperatur o,2 Grenze Festigkeit Dehnung Einschnürung ⁰C kg/mm² kg/mm² (^lo^do) #

4oo 127 1^3 8 43

45o 117 136 8 48

Versuche haben ergeben, daß der neue Stahl gut verschweißt werden kann. Die Versuche wurden nach dem Wolfram-Edelgas-Lichtbogen-Verfahren an einem 15 nun starken Blech ausgeführt. Der Schweißzusatzwerkstoff bestand ebenfalls aus dem Werkstoff des Bleches. Infolge geringer Titanverluste beim Schweißen ist es empfehlenswert, den Titangehalt des Schweißzusatzwerkstoffes einige Zehntel Prozent höher zu wählen als den Titangehalt des Stahles.

8 0 9 8 10/0 9 7 7

Claims

AA

1458*59

Patentansprüche

1. Hochfester, ausscheidungshärtbarer Baustahl gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung:

weniger als ο,ο3$ Kohlenstoff ^w " o,o3# Stickstoff ·· " o,2Si Silizium " ·· o,2 y> Mangan lo,o-13,o ia Chrom 2,o-12,o ψ Kobalt

l,o - 6,0 ηα Molybdän und/oder Wolfram 5,o - 8,0 $> Nickel o,l - l,o $ Titan, Tantal, Aluminium oder Niob

einzeln oder zu mehreren

bis o,2 $ Zirkonium, Cer und/oder Kalzium ^M o,l % Bor

" 3»ο % Kupfer, Beryllium und/oder Vanadium Rest Eisen mit möglichst geringen Gehalten an Phosphor, Schwefel und anderen Verunreinigungen.

2. Stahl nach Anspruch 1,

gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung:

weniger als o,o3% Kohlenstoff «♦ " o,o3# Stickstoff " o, 2 $> Silizium ^{Ä H} o,2 # Mangan il,ο - 13,o # Chrom 8,0 - ίο,ο # Kobalt

3»o - 5,o # Molybdän und/oder Wolfram 6,0 - 8,0 <f> Nickel

o,k - o,7 ^ Titan, Tantal und/oder Niob o,o5- o,2 ήα Aluminium ο - o,l ήο Zirkonium ο - o,öl Jt Bor ο - o,l % Kalzium

Rest Eisen mit möglichst geringen Gehalten an Phosphor, Schwefel und anderen Verunreinigungen.

809810/0977

145835Ü

3· Stahl nach, einem der Ansprüche 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß er im Vakuum erschmolzen ist.

k. Verfahren zum Wärmebehandeln eines Stahles nach einem der Ansprüche 1-3* dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach einer Lösungsglühbehandlung bei 7oo — looo°C, vorzugsweise 75o - 85o°C, und Abkühlen in Wasser, OeI, Luft oder Fließsand sowie gegebenenfalls nach formgebender Bearbeitung ausgehärtet wird, und zwar bei einer Temperatur zwischen 3oo und 6oo°C, vorzugsweise zwischen 4oo und 55O⁰C während einer Zeit zwischen 2oo und o,5 Stunden.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Vorschmieden je nach Blockgröße etwa 5 - 2o Stunden bei einer Temperatur zwischen looo und 13oo°C, vorzugsweise 115o und 125o°C, diffusionsgeglüht wird.

6. Veffahren nach Anspruch k - 5» dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl durch Kaltverformung des Austenits bei erhöhter Temperatur oder des Martensits unterhalb des Martensitpunktes oder auch bei erhöhter Temperatur vor der Aushärtung verfestigt wird.

80981 0/0977