DE1458464C3 - Anwendung eines Wärmebehandlungsund Reckalterungs verfahrens auf einen Stahl - Google Patents
Anwendung eines Wärmebehandlungsund Reckalterungs verfahrens auf einen StahlInfo
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- DE1458464C3 DE1458464C3 DE1458464A DE1458464A DE1458464C3 DE 1458464 C3 DE1458464 C3 DE 1458464C3 DE 1458464 A DE1458464 A DE 1458464A DE 1458464 A DE1458464 A DE 1458464A DE 1458464 C3 DE1458464 C3 DE 1458464C3
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Description
0,4 bis 0,6% Kohlenstoff, 3 bis 6% Nickel,
0,2 bis 0,4% Chrom,
0,3 bis 1,3% Mangan,
1 bis 1,8% Silizium,
. 1 bis 3,5% Kobalt,
0,2 bis 1% Aluminium,
weniger als 0,006% Schwefel, weniger als 0,006% Phosphor, Rest Eisen und erschmelzungsbedingtenVerunreinigungen
0,2 bis 0,4% Chrom,
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0,2 bis 1% Aluminium,
weniger als 0,006% Schwefel, weniger als 0,006% Phosphor, Rest Eisen und erschmelzungsbedingtenVerunreinigungen
zur Erzielung von erhöhter Zugfestigkeit des Stahles in einer Vorzugsrichtung.
2. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 auf einen Stahl, bestehend aus
0,45 bis 0,55% Kohlenstoff, 3,5 bis 4,0% Nickel,
0,2 bis 0,4% Chrom,
0,6 bis 1,0% Mangan,
0,2 bis 0,4% Chrom,
0,6 bis 1,0% Mangan,
1.4 bis 1,8% Silizium,
1.5 bis 2,5% Kobalt,
0,6 bis 0,8% Aluminium,
weniger als 0,006% Schwefel, weniger als 0,006% Phosphor,
0,6 bis 0,8% Aluminium,
weniger als 0,006% Schwefel, weniger als 0,006% Phosphor,
Rest Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen
zur Erzielung von erhöhter Zugfestigkeit des Stahles in einer Vorzugsrichtung. .
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Die Erfindung betrifft die Anwendung eines Wärmebehandlungs- und Reckalterungsverfahrens, bestehend
aus Austenitisierungsglühung oberhalb 760° C, vorzugsweise im Temperaturbereich von 788 bis 843° C,
Abschrecken und Anlassen zwischen 177 und 31.6°C, Recken auf 1 bis 6%, vorzugsweise 2 bis 3%, bleibende
Dehnung, in der Richtung, in welcher die erhöhte Zugfestigkeit vorhanden sein muß, sowie Auslagern bei
Temperaturen von 28 bis 56° C unterhalb der Anlaßtemperatur und einer Zeitdauer von mindestens 2 Stunden,
auf einen Stahl, bestehend aus
0,4 bis 0,6% Kohlenstoff,
3 bis 6% Nickel,
0,2 bis 0,4% Chrom,
0,3 bis 1,3% Mangan,
1 bis 1,8% Silizium,
1 bis 3,5% Kobalt,
3 bis 6% Nickel,
0,2 bis 0,4% Chrom,
0,3 bis 1,3% Mangan,
1 bis 1,8% Silizium,
1 bis 3,5% Kobalt,
65 0,2 bis 1 % Aluminium,
weniger als 0,006% Schwefel,
weniger als 0.006% Phosphor.
Rest Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen
weniger als 0,006% Schwefel,
weniger als 0.006% Phosphor.
Rest Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen
zur Erzielung von erhöhter Zugfestigkeit des Stahles in einer Vorzugsrichtung.
Die Erfindung führt zu einer über 210 kpmm2 liegenden Zerreißfestigkeit, einer im wesentlichen definierten
Streckgrenze von praktisch dem gleichen Wert wie die äußerste Zerreißfestigkeit und hoher Duktilität
sowie hoher Bruchzähigkeit in martensitischen superfesten Stahllegierungen.
Die Zerreißfestigkeit der neuerdings interessanten superfesten Stahllegierungen lag bisher in praktisch
allen Fällen wesentlich unter 210 kp/mrrr. Die meisten dieser bekannten Stähle hatten einen mittleren Kohlenstoffgehalt
und als Legierungsbestandteile unter anderem Mangan, Silizium, Chrom. Molybdän. Vanadium
und Nickel, wobei der Nickelgehalt jedoch sehr niedrig, d. h. kaum oberhalb 2%. oder andere Legierungselemente
in wesentlich höheren Anteilen, wie ein f Chromgehalt oberhalb 0.5% lagen. Der der erfindungsgemäßen
Wärmebehandlung und Reckalterung zu unterwerfende Stahl kann als Nickelstahl mit mittlerem
Kohlenstoffgehalt bezeichnet werden.
Aus der französischen Patentschrift 1 257 300 sind Stähle mit 3,75 bis 8% Nickel und Chrom, Mangan.
Silizium, Molybdän und Vanadium und 0,1 bis 0.5% Kohlenstoff bekannt, die nach einer Wärmebehandlung
gute mechanische Eigenschaften aufweisen. Dieser Legierungsstahl wird durch Abkühlen an der Luft in
Bainit umgewandelt. Nach der Wärmebehandlung besitzt der Stahl selbst bei niedrigen Temperaturen eine
gute Zähigkeit, obgleich er keine hohe Festigkeit aufweist. Stähle mit martensitischem Gefüge werden
nicht erhalten.
Eine Reihe an der Luft härtende Manganstähle sind in der USA.-Patentschrift 2 516 125 beschrieben,
welche verbesserte mechanische Eigenschaften haben, jedoch einen Kohlenstoffgehalt nicht oberhalb 0,30%
Kohlenstoff aufweisen sollen.
Die aus den USA.-Patentschriften 2 919 188 und 2 921 849 bekannten Stähle zeichnen sich durch einen (
sehr niedrigen Nickelgehalt aus. Stahllegierungen mit 0 bis 0,8% Kohlenstoff, 0 bis 2,5% Chrom, 0 bis 2%
Mangan, 0 bis 5% Nickel, 0 bis 2% Silizium, Rest Eisen, werden in der schweizerischen Patentschrift
1.75 080 beschrieben: ihre Zugfestigkeit liegt bei 75 bis 80kp/mm2.
Die erfindungsgemäß behandelten Legierungsstähle sind.gegenüber den bekannten Stählen hinsichtlich der
im angelassenen Zustand vorliegenden Eigenschaften, wie der über einen wesentlichen Anlaßtemperaturbereich
erreichbaren Streckgrenze und Zerreißfestigkeit und einer einhergehenden guten Duktilität weit überlegen;
ähnliches gilt für die Bruchzähigkeit der erfindungsgemäß behandelten superfesten Stähle.
Anwendungsgebiete für die vorgereckten und damit reckgealterten Materialien liegen unter anderem in der
Herstellung von mit hoher Geschwindigkeit laufenden Rotoren, wie z. B. für hochtourige Präzisionspumpen,
für die Stähle mit hoher 0,02%-Dehngrenze erforderlich sind, sowie in der Herstellung von Zuggliedern von
Takelagen von Gerüsten und Bauteilen, insbesondere für Flugzeuge und Raketen, wo ein hohes Verhältnis
von Festigkeit zu Gewicht gefordert wird.
Eine erfindungsgemäß bevorzugte Anwendung des Wärmebehandlungs- und Reckalterungsverfahrens ergibt
sich für einen Stahl, der aus
0,45 bis 0,55% Kohlenstoff.
3,5 bis 4,0% Nickel,
0,2 bis 0,4% Chrom,
0,6 bis 1,0% Mangan,
3,5 bis 4,0% Nickel,
0,2 bis 0,4% Chrom,
0,6 bis 1,0% Mangan,
1.4 bis 1,8% Silizium,
1.5 bis 2.5% Kobalt,
0,6 bis 0,8% Aluminium,
weniger als 0,006% Schwefel,
weniger als 0,006% Phosphor,
0,6 bis 0,8% Aluminium,
weniger als 0,006% Schwefel,
weniger als 0,006% Phosphor,
Rest Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen
besteht, zur Erzielung von erhöhter Zugfestigkeit des Stahles in einer Vorzugsrichtung.
Aus »Transactions of the American Society of Metals«, März 1962, S. 72 bis 83, ist ein Verfahren zur
Stahlbehandlung bekannt, welches der vorgeschlagenen Behandlung ähnelt, jedoch nur auf Stähle mit
niedrigem Nickelgehalt, wie z. B. »AISI Type 4340«- Stahl (1,74% Nickel) angewendet wurde, wobei außerdem
der Chromgehalt wesentlich höher war (Chromgehalt 0,82%). Während der erhaltene Stahl eine hohe
Zugfestigkeit aufwies, sind seine Duktilitätseigenschaften fast vollkommen verlorengegangen.
Im Gegensatz hierzu bietet die erfindungsgemäße Anwendung des Wärmebehandlungs- und Reckalterungsverfahrens
auf die bezeichneten ' Stähle große Vorteile, d. h. wenn zunächst bei einer ausreichend
hohen Temperatur austenitisiert, dann abgeschreckt und bei verhältnismäßig niedriger Temperatur angelassen
wird, wonach bis über die Elastizitätsgrenze des Metalls hinaus gereckt und somit reckgealtert wird,
wobei der vorher einer Spannung ausgesetzte Stahl eine gewisse Zeit bei der gewünschten Temperatur gehalten
wird. Die hierdurch erzielten vorteilhaften Eigenschaften bleiben praktisch auf Dauer erhalten.
Das erhaltene Stahlerzeugnis besitzt in der Richtung, in der die Reckung erfolgte, »Superfestigkeit« bei einer
ziemlich definierten Streckgrenze und einer 0,2%-Dehngrenze, die praktisch dem Zerreißfestigkeitswert
gleichkommt.
Die Erfindung wird durch die Zeichnungen näher erläutert: In F i g. 1 wird ein angelassener, jedoch
nicht reckgealterter Stahl mit einem Stahl verglichen, welcher erfindungsgenjäß behandelt wurde, d. h. auch
bei einer erhöhten Temperatur reckgealtert worden ist. In der Zeichnung ist die Zugspannung gegen die
Dehnung aufgetragen, außerdem ist die 0,02%- und die 0,2%-DehnungsIinie:wiedergegeben.
In F i g. 2 ist die 0,2%-Dehngrenze in kp/mm2; gegen
die Anlaßtemperatur in ° C aufgetragen.
In der F i g. 3 ist die an Hand der gleichen Testproben
ermittelte Zerreißfestigkeit in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur aufgetragen.
F i g. 4 ist eine Abbildung eines Teststückes, wie es zur Bestimmung der Bruchzähigkeit einer Stahlprobe
durch Ermittlung der Spannung, die zur raschen Fortführung eines Risses in einer scharf gekerbten Probe
erforderlich ist, verwendet worden ist. N
Die erfindungsgemäß zu behandelnden Stähje weisen nach der Behandlung eine echte und scharfe Streckgrenze
auf, wie sich aus einem Vergleich der Kurven A
und B der F i g; 1 ergibt:
Es wird nahegelegt, die meisten, ,wenn nicht sogar
sämtliche erfindungsgemäßen zu behandelnden Legierungen
einem üblichen Wärmebehandlungsverfahren zu unterwerfen, das als erste Stufe die Austenitbildung
einschließt, wobei die Stahllegierung zunächst auf eine Temperatur oberhalb des Bereichs von etwa 760 bis
788° C erhitzt und genügend lange auf dieser Temperatur gehalten wird, bis das Metall einen verhältnismäßig
gleichmäßigen und beständigen Zustand angenommen hat. Das Metall wird dann in öl bzw. einer
Salzschmelze — wie weiter unten besonders beschrieben — abgeschreckt. Das Abschrecken gehört zum
Stand der Technik und braucht daher nicht im einzelnen beschrieben zu werden. Danach wird der abgeschreckte
Gegenstand gewöhnlich angelassen, indem man ihn auf eine bestimmte Temperatur bringt und
dort hält, die gewöhnlich im Bereich von etwa 177 bis
316'C liegt. Viele der der Erfindung zugrunde liegenden
Legierungen werden vorzugsweise bei einer Temperatur von etwa 204"'C angelassen.
Mit den bisher bekannten Stählen, wie dem »AISI-Type
4150«-Stahl, wurde gewöhnlich die Erfahrung gemacht, daß die Streckgrenze und die äußerste Zerreißfestigkeit
mit steigender Anlaßtemperatur fortschreitend verringert werden. Die an Hand des »4150-Typ«-Stahls
gemessenen Daten werden durch die punktierten Linien G und G' in den F i g. 2 bzw. 3 wiedergegeben.
Die erfindungsgemäß zu behandelnden Stähle weisen jedoch mit steigenden Temperaturen
von 204 bis 316'C und sogar oberhalb 316"C zunehmende
0,2%-Dehngrenzen auf, wobei diese Werte bei den bevorzugten Legierungen oberhalb der Werte
der üblichen Stähle wie denjenigen vom »4150-Typ« liegen. Dies geht am besten aus F i g. 2 hervor, wo die
Testwerte erfindungsgemäß bevorzugt zu behandelnder Legierungen mit denjenigen des 4150-Typ-Stahls in
graphischer Form verglichen werden.
Die Prüfergebnisse werden durch die Linien C und D der F i g. 2 wiedergegeben. Die Legierung, an Hand
derer die Linie C erhalten wurde, enthielt sowohl Kobalt als auch Aluminium, die Legierung der Linie D
enthielt Kobalt, jedoch kein Aluminium. Weiter unten wird hierauf noch ausführlich eingegangen werden. In
der gleichen Zeichnung wird ferner eine Linie E gezeigt, die die an Hand einer ähnlichen Legierung, die
jedoch weder Kobalt noch Aluminium enthielt, gemessenen Daten wiedergibt. Diese drei Linien werden
weiterhin mit einer Kurve F verglichen, die an Hand einer Legierung erhalten wurde, die weder Kobalt noch
Aluminium, dafür aber sowohl Molybdän als auch Vanadium enthielt und damit einen Überschuß an
Carbidbildnern aufwies. Die Legierung der Linie F ist vom Standpunkt der im angelassenen Zustand vorliegenden
Eigenschaften aus gesehen unerwünscht; sie weist nicht die erwünschten Eigenschaften auf, wie eine
über einen wesentlichen Bereich" von Anlaßtemperaturen
erzielbare, verhältnismäßig' hohe Festigkeit und Streckfestigkeit im angelassenen Zustand. Die genannten
Linien können ferner mit der Linie G der F i g. 2 verglichen werden, die einem bekannten Stahltyp,
nämlich dem Nr. 4150-Stahl, entspricht.
In der F ig. 3 sind die Linien C, D\ E\ F' und G' an
Hand von Daten gezogen worden^ die durch Spannungs-Dehnungs-Prüfungen
der gleichen Gruppe von Stählen erhalten wurden. Dabei entspricht C" der
gleichen Legierung wie C usw.
: Aus den in den F i g. 2 und 3 erläuterten Daten ist
ersichtlich, daß zwar die Zerreißfestigkeit der verschiedenen bei 204cC angelassenen Stähle höher ist
als diejenige der bei höherer Temperatur gehärteten
Stähle, daß jedoch die erfindungsgemäßen Stähle eine unerwartete Verbesserung bzw. Zunahme der 0,2%-Dehngrenze
aufweisen, wenn sie bei Temperaturen bis zu 316° C und darüber angelassen werden, wenn man
mit bekannten Stahl legierungen vergleicht, wie der Legierung, an Hand derer die punktierten Linien G
und G' erhalten wurden.
Das Vorspannen und Reckaltern muß erfindungsgemäß in der Richtung durchgeführt werden, in der
der Gegenstand die gewünschte Superfestigkeit aufweisen soll.
Der Begriff »in der Richtung« wird verwendet, um nicht nur zwischen dem Druck und dem Zug und ferner
zwischen der Rechtstorsion und der Linkstorsion zu unterscheiden, sondern auch, um eine Unterscheidung
zwischen den von den Enden her wirkenden Kräften (d. h. dem Druck oder dem Zug) auf der einen Seite
und den Torsionskräften in beiden Richtungen auf der anderen Seite zu schaffen.
Die erfindungsgemäße Anwendung des Vorspannens ist ferner auf ein plastisches Vorspannen beschränkt,
d. h., es wird genügend Kraft einwirken gelassen, daß eine Spannung bis über die Elastizitätsgrenze
des Materials hinaus bewirkt wird, so daß infolge und im Anschluß an das Vorspannen, wenn die
angewendete Kraft entfernt wird, eine dauernde Verformung des Gegenstandes zurückbleibt. Die bleibende
Verformung sollte in der Größenordnung von etwa 1 bis 6% der ursprünglichen Dimension des betreffenden
Gegenstandes in der Richtung der Spannung liegen und zu diesem Ausmaß als bleibende Spannung oder
Verformung erhalten bleiben. Die Spannung bzw. Verformung kann dem Gegenstand mit jeder geeigneten
Vorrichtung mitgeteilt-werden, die die notwendige Festigkeit und Spannvorrichtung zur Ausübung der in
Frage kommenden Kraft in der gewünschten Richtung aufweist.
Wird ein Gegenstand lediglich vorgespannt (ohne Reckalterung), und zwar z. B. unter Zug nach den hier
gegebenen Lehren, und unmittelbar danach auf die Zerreißfestigkeit geprüft, so entspricht die neue 0,2%-Dehngrenze
etwa der Spannung, bei der das Vorspannen beendet wurde. Wird jedoch im Anschluß an
das Vorspannen eine ausreichende Zeit verstreichen gelassen, um eine sogenannte Reckalterung zu erzielen,
treten die erwünschten Effekte des Vorspannens- hervor.
Die Zeitdauer und die Temperatur der Reckalterung sind nicht genau zu definieren. Die Reckalterung
findet anscheinend mit steigender Temperatur. viel rascher statt und wird daher vorzugsweise bei erhöhter
Temperatur ausgeführt, obgleich es theoretisch möglich ist, die Reckalterung sogar bei Raumtemperatur
durchzuführen, sofern man nur eine ausreichend lange Zeit verstreichen läßt. Da es jedoch erwünscht ist, die
Ergebnisse in einer möglichst kurzen Zeit zu erreichen, wird es gewöhnlich bevorzugt, die Reckalterung bei
erhöhter Temperatur durchzuführen, und zwar über eine genügend lange Zeit. Diese erhöhte Temperatur
sollte jedoch die vorher angewendete Anlaßtemperatur nicht überschreiten. Die erhöhte Temperatur für die
Reckalterung liegt vorzugsweise etwa 28'C unter der Anlaßtemperatur. Diese 28° C stellen jedoch keinen
kritischen Wert dar; es ist lediglich wichtig, daß die beim Reckaltern verwendete Temperatur etwas und
vorzugsweise wesentlich unterhalb der beim Anlassen angewendeten Temperatur liegt. Es wurde gefunden,
daß eine Temperaturdifferenz von 28 C vorzuziehen ist. Bei Temperaturen, die etwa 28''C unterhalb der
Anlaßtemperatur liegen, kann die Reckalterung in einem zufriedenstellenden Maß in etwa 2 Stunden eintreten.
Der bevorzugte Temperaturbereich für das Reckaltern liegt etwa 28 bis 56 C. vorzugsweise etwa 28 C
unterhalb der Anlaßtemperatur.
Ein Ergebnis des im vorstehenden genannten Vorspannens und Reckalterns ist. daß die Stahlproben
eine definierte und verhältnismäßig hohe Streckgrenze
ίο annehmen, wie sich aus einem Vergleich der Kurven A
und B der F i g. 1 ergibt, wo die Probe, die der Testkurve
A zugrunde liegt, in üblicher Weise angelassen, jedoch nicht vorgespannt und reckgealtert worden ist,
während die Probe, die die Kurve B geliefert hat. angelassen und sodann vorgespannt und reckgealtert worden
ist.
Im Vergleich zur bisherigen Technik können erfindungsgemäß durch Auswahl einer geeigneten Zusammensetzung,
sogar in dem angegebenen verhältnismäßig breiten Bereich, sowie unter Durchführung des
Vorspannens und des Reckalterns bei einer Temperatur unterhalb der Temperatur des ursprünglichen
Anlassens, die gewünschten Eigenschaften der Dehn- /
barkeit (Schmied- und Walzbarkeit) zum größten Teil beibehalten werden, während die Festigkeit der hergestellten
Gegenstände enorm erhöht wird. Obgleich die meisten der weiter unten angegebenen Prüfungen unter
Anwendung von Zugkräften durchgeführt wurden und die durch das Vorspannen unter Zug und das anschließende
Reckaltern hervorgerufene erhöhte Zerreißfestigkeit anzeigen, werden unter-Druck oder
unter Rechtstorsion bzw. Linkstorsion ähnliche Ergebnisse erzielt. Wird daher z. B. ein Stahlgegenstand so
verwendet, daß er einer Linkstorsion zu widerstehen hat. so wird er unter Linkstorsion vorgespannt und
anschließend reckgealtert. Dieser Gegenstand ist jedoch in bezug auf seine Widerstandsfähigkeit gegen-.
über einer Rechtstorsion nicht bedeutend verbessert. Unterliegt andererseits ein Stahlgegenstand während
seines normalen Gebrauchs einer Rechtstorsion, so wird er unter Rechtstorsion vorgespannt und reckgealtert.
Seine Fähigkeit, der Linkstorsion bzw. -Verdrehung zu widerstehen, wird jedoch durch diese Ausführung
des Vorspannens und Reckalterns nicht ver-
bessert. i
In ähnlicher Weise wird durch ein Vorspannen und Reckaltern unter Zug die Festigkeit eines Gegenstandes,
Zugkräften zu widerstehen, erhöht, während ein Vorspannen und Reckaltern unter Druck einen Gegen-
stand gegenüber Druckkräften widerstandsfähiger macht. Das Vorspannen in der einen Richtung trägt
jedoch nicht bedeutend dazu bei, den Gegenstand auch gegenüber den in der bzw. den anderen Richtungen
einwirkenden Kräften fester zu machen. Diese Erscheinung ist als »Bauschinger-Effekt« bekannt.
In diesem Beispiel werden die erwünschten Eigenschäften
einer Stahllegierung, in der Kobalt und Aluminium vorliegen, erläutert. Solche Stahlsorten haben
im angelassenen Zustand eine verhältnismäßig hohe 0,2%-Dehngrenze (von 162kp/mm2 und mehr); Es
wurden die Eigenschaften bestimmt, die beim Anlassen
bei verschiedenen Temperaturen im Bereich von etwa 204 bis 427" C entstehen. In der folgenden
Tabelle III ist die Zusammensetzung der Probe angegeben.
..■.·.... ...■'.;.
| Probe Nr. |
C (%■) 0.53 |
Mn | Si | Ni | Cr | Co | Al |
| 2 | 0.94 | (/ο) | (/ο) | i/o) | (/ο) | (/ο) | |
| 1.59 | 3.65 | 0.29 | 2.10 | 0.78 |
Die Probe wurde im angelassenen Zustand geprüft und die Ergebnisse in der folgenden Tabelle II zusammengestellt.
. Tabelle II
Zerreißfestigkeitseigenschaften von Versuchsstählen*) bei Raumtemperatur
(Runde Prüfstücke mit 0,906 cm Durchmesser)
| Probe Nr. |
Temperatur beim Anlassen |
Streckfestigkeit (kp/mm2) |
0,2%-Dehngrenze | Zerreißfestigkeit | Dehnung (%) in | 2,54 cm | Einschnürung |
| ( C) | 0,02%-Dehngrenze | 166,5 | (kp/mm2) | 5.08 cm | 15 | (%) | |
| 2 | 204 | 119,5 | 181 | 228 | 9 | 14 | 23 |
| 2 | 260 | 144 | 186,5 | 222 | 8 | 16 | 38 |
| 2 | 316 | 151 | 186,5 | 212 | 8 | 10 | 43 |
| 2 | 316 | 148 | 166 | 214 | 7 | 12 | 29 |
| 2 | 371 | 126,5 | 167 | 192,5 | 7 | 16 | 25 |
| 2 | 371 | 136 | 169 | 194 | 9 | 13 | 38 |
| 2 | 427 | 151 | 169 | 183 | 8 | 12 | 28 |
| 2 | 427 | 153 | 157 | 183 | 7 | 10 | 27 |
| 2 | 482 | 149 | 157.5 | 164 | 7 | 13 | 17 |
| 2 | 482 | 151 | 164 | 8 | 30 |
*) Austenitbildung bei 816 C durchgeführt, im Salzbad bei 260 C abgeschreckt, ! Minute in der Schmelze belassen und an der Luft abgekühlt.
Aus den Daten ist ersichtlich, daß die erfindungsgemäß ausgewählte Legierung ein^e recht hohe 0,2%-Dehngrenze
erreicht, die jedoch wesentlich unterhalb der Werte der äußersten Zerreißfestigkeit liegt, wenn
sie sich ihnen auch annähert. Es ist ebenfalls ersichtlich, daß eine Zunahme der Temperatur beim Anlassen
eine Verringerung der Zerreißfestigkeit hervorruft. Werden diese Daten jedoch graphisch aufgetragen,
so werden die in den F i g. 2 und 3 gezeigten ungewöhnlichen Ergebnisse ersichtlich. So wird insbesondere
in F i g. 2 bei einer Anlaßtemperatur von 316'C ein Maximum, für die 0,2%-Dehngrenze beobachtet,
die einen höheren Wert hat als die entsprechende Streckgrenze für die gleichen, jedoch bei
204cC angelassenen Proben. Die Kurven C und C
der F i g. 2 und 3 sind aus den Meßwerten der Probe 2 gezogen worden. Die punktierten Linien der F i g. 2
und 3 sind graphische Darstellungen der entsprechenden Daten einer bekannten Stahllegierung, die
im allgemeinen als »Type-4150«-Stahl bekannt ist.
Aus der Tabelle II ist ferner zu entnehmen, daß Legierung Probe 2. beim Auftragen der 0,20/o-Dehngrenze
gegen die Anlaßtemperatur zusätzlich zu dem Maximum bei 316'C, das in F i g. 2 gezeigt ist, bei
einer Anlaßtemperatur von 427"C ein zweites, verhältnismäßig niedriges Maximum bei 169 kp/mm2
liefert.
Im folgenden sei die Zusammensetzung einer weiteren anmeldungsgemäß bevorzugten zu behandelnden
Stahllegierung angegeben, die in ihrer Zusammensetzung der eben beschriebenen Probe 2 ent-
spricht und in die Klasse der Stähle mit 3,5% Nickel fällt:
Kohlenstoff 0,53"«
Mangan 0,900Z0
Silizium l ,60 ü/o
Nickel 3!6O0Zo
Chrom /.. 0,30"O
Kobalt 2,001Vo
Aluminium 0,75"/0
Phosphor weniger als 0,006 %
Schwefel weniger als 0.0061Vo
Der Rest besteht aus Eisen mit zufälligen Verunreinigungen.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
409 629/218.
Claims (1)
1. Anwendung eines Wärmebehandlungs- und Reckalterungsverfahrens, bestehend aus Austenitisierungsglühung
oberhalb 7600C, vorzugsweise im Temperaturbereich von 788 bis 843° C, Abschrekken
und Anlassen zwischen 177 und 316° C, Recken
auf 1 bis 6%, vorzugsweise 2 bis 3%, bleibende Dehnung, in der Richtung, in welcher die erhöhte
Zugfestigkeit vorhanden sein muß, sowie Auslagern bei Temperaturen von 28 bis 56° C unterhalb
der Anlaßtemperatur und einer Zeitdauer von mindestens 2 Stunden, auf einen Stahl, bestehend
aus
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US140072A US3198630A (en) | 1961-09-21 | 1961-09-21 | Super strength steel alloy composition and product and process of preparing it |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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| DE1458464B2 DE1458464B2 (de) | 1972-05-18 |
| DE1458464C3 true DE1458464C3 (de) | 1974-07-18 |
Family
ID=22489622
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|---|---|---|---|
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| Country | Link |
|---|---|
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| DE (1) | DE1458464C3 (de) |
| GB (1) | GB1013735A (de) |
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-
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- 1962-09-15 LU LU42364D patent/LU42364A1/xx unknown
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