DE1458470A1

DE1458470A1 - Hochfeste Stahllegierung und Verfahren zur Verfestigung eines Legierungsstahles

Info

Publication number: DE1458470A1
Application number: DE19641458470
Authority: DE
Inventors: Morse Hill; Matas Stephen Joseph
Original assignee: Republic Steel Corp
Current assignee: Republic Steel Corp
Priority date: 1963-11-12
Filing date: 1964-11-05
Publication date: 1968-12-19
Also published as: BE655647A; US3366471A; LU47300A1; DE1458470B2; NL6412990A

Description

E 1013

Republic Steel Corporation, Cleveland, Ohio, V«St-«A·*

Hochfeste Stahllegierung und Verfahren zur Verfestigung eines Legierungsstahles

Die Erfindung betrifft hochfeste Stahllegierungen, Verfahren zur Wärmebehandlung sov/ie zur mechanischen Bearbeitung und Wärmebehandlung dieser Stahllegierungen, um ihnen eine ausgezeichnete Kombination von hoher Festigkeit, Duktilität und Zähigkeit zu verleihen, und die auf diese Weise behandelten Stähle, ·

In letzter Zeit besteht eine "beträchtliche Aktivität auf dem Gebiet der Entwicklung extrem hochfester Legierungsstähle für Bauteile für die Luft- und Weltraumfahrttechnik sowie für andere Anwendungsgebiete, wie ζ·Β. für'Gefäße, die beim Getrauen äußeren Druck- und Schlageinwirkungen ausgesetzt sind, wobei es auf das Verhältnis von Festigkeit zu Gewicht ankommt· Als Ergebnis steht jetzt eine Anzahl von neu

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entwickelten Stählen zur Verfügung, die den "bisher für diese Zwecke verwendeten Stählen im allgemeinen überlegen sind« .

. Erfindungsgemäß wird eine Reihe von Legierungsstählen mit verhältnismäßig niedrigem Gehalt an Legierungsbestandteilen vorgeschlagen, die dadurch gekennzeichnet sind, daß sie nach geeigneter Wärmebehandlung bzw. mechanischer Bearbeitung und Wärmebehandlung in der weiter unten beschriebenen Weise Festigkeit und Duktilität in ausgezeichneter Weise vereinen, und die weiterhin im allgemeinen außerdem noch eine gute Zähigkeit aufweisen«

Obgleich in letzter Zeit von anderer Seite eine Anzahl von Legierungsstählen entwickelt worden ist, die nach der Wärmebehandlung eine gute Kombination von Festigkeit und Duktilität aufweisen, so sind doch diejenigen dieser Stähle, die einen verhältnismäßig geringen Gehalt an Legierungsbestandteilen enthalten, trotz der Tatsache, daß sie nach der Wärmebehandlung eine ausgezeichnete Duktilität und Zähigkeit besitzen, durch eine im Vergleich zu Stählen mit wesentlich höherem Gehalt an Legierungsbestandteilen · etwas mangelhafte Festigkeit gekennzeichnet· Diese Stähle mit wesentlich höherem Gehalt an Legierungsbestandteilen haben wiederum den Nachteil, daß sie infolge dieser Tatsache übermäßig teuer sind. Weiterhin besitzen sie, wenn sie bis zur Erzielung einer höheren Festigkeit wärmebehandelt worden sind, nicht die Kombination von Duktilität und Zähigkeit,

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wie sie für die Stähle der vorliegenden Anmeldung sowie der damit in Busairnnentlang stehenden, noch sehwebenden Patentanmeldungen charakteristisch ist.

Erfindungsgemäß wird eine hochfeste Stahllegierung vorgeschlagen, die im wesentlichen aus den folgenden Elementen in etwa den folgenden prozentualen Gewichtsanteilen besteht:

	t	Kohlenstoff	0,1 - 0,65
	Kobalt	0,2 - 7,0
	Mangan	0 - 2,0
	Chrom	0 - 2,0
	Aluminium	0-2,0
i ΐ	Silicium	0 - 1,5
	Molybdän	0 - 3,5
1	Vanadium	0 - 0,5
	Niob	0 - 0,4
I	Tantal	0 - 0,25
	Wolfram	0 - 0,75
Bor	0 - 0,1

wobei der Rest im wesentlichen Eisen ist und eine Gesamtmenge von 3 - 12 io Nickel und gegebenenfalls Kupfer vorliegt, ^obei das Kupfer, falls zugegen, nicht mehr als die Hälfte des Nickelgehaltes ausmacht, und wobei mindestens 0,1 fo \ mindestens eines Elementes der aus Chrom, Molybdän, Vanadium und Niob bestehenden Gruppe für Kohlenstoffgehalte oberhalb von etwa 0,3 $ enthalten sind.

.4-

Innerhalb der obigen Bereiche werden für verschiedene Elemente in Abhängigkeit vom Kohlenstoffgehalt und des Endverwendungszweck des Stahles die im folgenden genannten Mengen bevorzugt, Pur Kohlenstoffgehalte unterhalb von etwa 0,3 io sollte der Stahl vorzugsweise je etwa 0,5 - 1,5 # Chrom und Molybdän enthalten, während bei Kohlenstoffgehalten oberhalb dieser Menge Chrom und Molybdän vorzugsweise in Mengen von je etwa 0,25 - 0,5 $> zugegen sein sollten·

Sind die aus dem Stahl hergestellten Bauteile beim Gebrauch hohen Temperaturen ausgesetzt, sollten eines oder mehrere Elemente der aus Aluminium, Silicium, Tantal und Wolfram bestehenden Gruppen in Mengen an der oberen Grenze der für diese Elemente oben genannten Bereiche zugegen sein« Unterliegt der Stahl dagegen lediglieh normalen Umgebungstemperaturen, so sollte jedes dieser Elemente - falls zugegen - an der unteren Grenze der obengenannten Bereiche gehalten werden, und insbesondere der Gehalt an Aluminium sollte dann auf maximal etwa 0,02 $ begrenzt werden·

Erfindungsgemäß wird weiterhin ein Verfahren zur Verfestigung eines Legierungsstahles vorgeschlagen, der beim Abschrecken aus dem Austenitzustand ±s den Martenelteaetand übergeht, jedoch eine angemessene Duktilität für Konetruktionszwecke beibehält. Das erfindungsgemäße Verfahren iet dadurch gekennzeichnet, daß man den Stahl solange auf eine solche Temperatur erwärmt, daß der Stahl völlig austenitisiert wird, worauf man die Querschnittsabmfssungen des Stanles durch plastische Verformungen - die man bei einer Tempe_

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ratur oberhalb) des Umkehrpunktes der TTT-Kurve des Stahles, der den Beginn der Umwandlung von Austenitzustand In höheren Temperaturen entsprechende ümwandlungsprodukte kennzeichnet, durchführt - um mindestens 10 fo vermindert, um dem Stahl eine "bearbeitete austenitisohe Struktur zu verleihen, und daß man die plastische Verformung vervollständigt und den Stahl rechtzeitig zu Martensit abschreckt, um eine Rekristallisation und Umwandlung eines merklichen Anteils des Stahles in die höheren !Temperaturen entsprechenden Umwand« lungsprodukte zu verhindern·

Diese Wärmebehandlung verleiht dem Stahl im allgemeinen - insbesondere eei niedrigen Kohlenstoffgehalten von nicht mehr als 0,3 $» wie aus den weiter unten folgenden Prüfungsergebnissen hervorgeht - eine ausgezeichnete Kombination von hoher Streckgrenze, hoher Zugfestigkeit, hoher Duktilität und hoher Zähigkeit für den Gebrauch bei normalen bzw. Umgebungstemperaturen· So besaß z.B. ein typischer Stahl innerhalb des obengenannten niedrigen Kohlenstoffbereiehes, der etwa 0,25 $> Kohlenstoff, 9 $ Nickel, 4 H Ko-

bait undyi i» Chrom und Molybdän enthielt, nach dem Austenitisieren» Abschrecken und Anlassen bei 566⁰C eine Streckgrenze An der Größenordnung von 141 kg/mm , eine Zugfestigkeit in der Größenordnung von 151 kg/mm und einen Charpy-Kerbechlagenergiewert (V-Kerbe) in der Größenordnung von 7t6 m*kg bei Raumtemperatur und 4*84 v*kg bei -196⁰C*

Die oben erwähnte marteneitische Verfestigung dieser Stuhlt kaan ^«ittriiin la *llf«einen verbessert werden, wenn

j ORIGINAL

tosit i

man den Stahl vor dem Abschrecken zur Martensitstru^ktur bei einer Temperatur oberhalb derjenigen der Martensitbildung und außerhalb des Bereiches der Bainitbildung einem bestimmten Ausmaß an mechanischer Bearbeitung bzw. plastischer Verformung unterwirft, wie z.B. durch Schmieden oder Walzen, und den Stahl danach zur Martensitstruktur abschreckt und danach anläßt. Bei dieser Behandlungsweise der erfindungsgemäßen Stähle wird der Stahl also bei erhöhter Temperatur und im austenitisehen Zustand mechanisch bearbeitet, wonach der bearbeitete Gegenstand rasch in Richtung auf und bisweilen auf oder unterhalb Raumtemperatur abgekühlt wird, um praktisch den gesamten Austenit in Martensit umzuwandeln, während die Bildung von Bainit (Troostit) verminen wird. Wird z.B. eine Zeit-IJmwandlungs-Temperatur-Kurve (im * Anschluß hieran als "TTT-Kurve" bezeichnet, wobei die Zeit bei konstanter Temperatur als Abszisse auf einer logarithmischen Skala und die Temperatur als Ordinate auf einer einfachen arithmetischen Skala aufgetragen wird) gezeichnet, die für einen speziellen erfindungsgemäßen Stahl charakteristisch ist, so findet man links von der Kurve einen Bereich, in der man ein bestimmtes Ausmaß an mechanischer Bearbeitung innerhalb der Zeit durchführen kann, die verbleibt, ehe die tatsächliche Umwandlung in eines oder men-

. rere der verschiedenen möglichen Omwandlungsprodukte, wie z.B. Bainit, stattfindet« Wird daher die mechanieehe Bear-

J beitung (hier als Heifi-Kalt-Bearbeitung bezeichnet) inner-

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halb dieses Bereichs durchgeführt und der Stahl ansehlie-

niedrifie . ßend genügend rasch auf eine ausreichend geo&ag» Temperatur abgeschreckt, daß sich praktisch der gesamte Austenit in Martensit umwandelt, und sodann angelassen, so werden die durch die folgenden Prüfdaten gezeigten verbesserten Kombinationen von Festigkeit und Duktilität erhalten·

Was diesen Aspekt der Erfindung anbetrifft, so hat Man es bisher nahezu immer "bevorzugt, die Bearbeitung von Legierungsstählen bei einer Temperatur nicht weit oberhalb des Anfanges der Martensitbildung bzw· der "ML"-Linie oder -temperatur (in\ TTT-Diagramm als gestrichelte horizontale Linie gezeigt) durchzuführen· So wird in der USA-Patentschrift 2 934 465 ia Pig. 2 eine TTT-Kurve gezeigt, die einen unteren ^flfefkehrfipuiikt baw· eine untere Schleife unmittelbar oberhalb der M_s-Linie aufweist, wo die Umwandlung in niedrigeren Temperaturen entsprechende Produkte, insbesondere Bainit, beginnt· In dieser Zeichnung der genannten Patentschrift weist die Kurve weiterhin einen oberen Schleifenteil Bit eines eich nach linke erstreckenden Vorsprung auf, der sieh bei einer Temperatur etwas oberhalb von 649⁰C befindet. Die Lehre der genannten USA-Patentschrift geht dahin, innerhalb eines sogenannten "Verformungsbereiches" zu arbeiten,

der eich *4n der Einbuchtung zwischen diesen beiden Schleifent β ilen i^;düf TTT-Kurve befindet· Dies ist bei bestimmten Legierungen möglich, die den in Fig« 2 der genannten Patentschrift geeeigten Kurventyp liefern·

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Bei einigen Stählen hat es sich jedoch als unerwünscht erwiesen, innerhalb dieses Temperaturbereiches bzw, innerhalb dieser Einbuchtung der Kurve zu arbeiten, weil bei der tatsächlichen Bearbeitung eine wesentliche Verschiebung des unteren Schleifenteiles der TTT-Kurve nach links eintritt, sodaß es schwierig und bisweilen praktisch unmöglich wird, das bearbeitete MetallstÜek auf₍Raumtemperatur abzukühlen, ohne daß sich eine wesentliche Menge des ursprünglich vorliegenden Austenits in andere Produkte als" Martensit, gewöhnlich in Bainit, umwandelt, was bei der martensitischen Verfestigung von erfindungsgemäßen Stählen unerwünscht ist.

Gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung wurde gefunden, daß trotz der Tatsache, daß die Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahles durch die martensitisehe Wärmebehandlung - mit oder ohne vorherige mechanische Bearbeitung in der oben beschriebenen Weise - stark erhö'ht werden kann, die erhaltene Zähigkeit des auf diese Weise behandelten Stahles nicht so groß ist wie dann, wenn man zunächst austenitisiert und sodann auf eine Temperatur oberhalb derjenigen der Martensitbildung absehreckt, gefolgt von einem Halten bei dieser Temperatur bzw« einer isothermen Umwandlung, bis eine praktisch vollständig bainitisehe Struktur erhalten worden ist» Diese isotherme Wärmebehandlung des erfindungsgemäßen Stahles unter Bildung einer praktisch vollständigen Bainitstruktur stellt daher eine weitere Ausftihrungsform der Erfindung zur Erzielung

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hoher Festigkeiten, kombiniert mit dem höchsten Maß an Zähigkeit, das für irgendeine spezielle Zusammensetzung des Stahles erhältlich ist, dar. Der Bildung dieser bainitisohen Struktur kann ebenfalls mit Vorteil eine Heiß-Kalt-Bearbeitung in der gleichen Weise vorausgehen, wie oben in bezug auf die Bildung der martensitischen heiß-kalt-bearbeiteten Strukturen beschrieben worden ist·

Vom Standpunkt der Bearbeitung aus gesehen ist es für die erfindungsgemäßen Stähle weiterhin charakteristisch, daß sie in dem Zustand, wie sie nach dem Abkühlen bzw. Abschrecken vorliegen, verwendet oder anschließend in einer Weise angelassen werden können, die dem bei anderen Stählen nach dem. Erhitzen und Abschrecken vorgenommenen Anlaßvorgang ähnlich ist.

Es wurde weiterhin gefunden, daß, obgleich sich die oben beschriebene martensitische Behandlung im allgemeinen als wirksam erw/eist, einen großen Anteil des Austenits (in dem, die Legierung bei dem ursprünglichen Erhitzen auf hohe !Temperaturen vollständig umgewandelt worden ist und der nach den Heiß-Kalt.-Bearbeitungsmaßnahmen per se des Verfahrens noch Vorliegt) in Martensit umzuwandeln, bestimmte zusätzliche Verbesserungen vorgenommen werden können, um den Prozentgehalt an Austenit, der nach dem Abschluß des Verfahrens noch unumgewandelt zurückgeblieben ist, auf ein Minimum herabzusetzen. Es wird angenommen, daß diese Umwandlung dqrch eine geeignete Wahl der Mengen bestimmter Legie-

\ "^- ^w^·- ■ · . ■■■"■■ .· .-.i

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rungsbestandteile gefördert wird. Sie kann weiterhin in der Weise bewirkt werden, daß man das Material naoh dem ursprünglichen Abschrecken, bei dem praktisch auf Raumtemperatur abgekühlt wird, auf sehr niedrige Temperaturen abkühlt, wie z.B. auf die Temperatur des flüssigen Stickstoffs, d.h. auf etwa -196°0e Diese Ergebnisse können in ähnlicher Weise dadurch erreicht werden, daß man, die Temperatur auf die M -Temperatur (d.h. die Temperatur, bei der die Umwandlung des Austenits in Martensit beendet ist) verringert bzw. daß man sich dieser Temperatur annähert, was man mit Hilfe irgendwelcher anderer Temperaturkontrollmaßnahmen erreichen kann. Eine weitere Festigung des Produktes durch Umwandlung weiterer Anteile des übriggebliebenen Austenits kann erreicht werden, wenn man das Material, naohdem man seine Temperatur » ursprünglich auf einen Wert unterhalb von -18⁰C verringert hat, sodann auf eine Anlaßtemperatur von z.B. etwa 316⁰C bringt, einige Zeit bei dieser Temperatur hält, sodann er-· neut bis praktisch auf Raumtemperatur abschreckt und sodann auf eine Temperatur unterhalb von -18⁰C abkühlt. Bei der Wiederholung dieses Erhitzens auf Anlaßtemperatur und des Abktihlens auf eine Temperatur unterhalb von -18⁰C - was alles verhältnismäßig rasch durchgeführt werden muß, d.h. innerhalb von nicht mehr als etwa einem Tag - wandelt sich jedesmal ein wenig mehr des noch verbliebenen Austenits in Martensit um· Gewöhnlich reichen in Anbetracht der Kosten von weiteren Wiederholungen dieses Teiles des Verfahrens zwei derartige Zyklen zur Erzielung iptiiialer Ergebnisse aus.

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Da die vorliegende Erfindung sowohl die Stahllegierung als auch die oben beschriebenen, auf diese Stahllegierung anwendbaren Verfahren betrifft, ist es v/iohtig darauf hinzuweisen, daß sich die Verfahren per se auch auf Legierungen anderer Zusammensetzung anwenden lassen und daher nioht auf die Verwendung im Zusammenhang mit den hier beschriebenen und als solchen beanspruchten legierungszusammensetzung en beschränken«

Die Erfindung wird nunmehr anhand der anliegenden Zeichnungen weiter erläutert,

!ig« 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Kohlenstoffgehalt und dem Kobaltgehalt erfindungsgemäßer Stähle zeigt, die zur Erzielung verschiedener Festigkeiten erforderlich ist» wenn man der martensitischen Wärmebehandlung unterwirft, die aus einem Autenitisieren und Abschrecken zum Martensitzustand, gefolgt von einem Anlassen, besteht· Dabei sind die in jedem Falle erhaltenen Festigkeiten nicht nur eine Funktion der legierungszueaiameneetzung selbst, sondern auch eine Funktion der Abschreck- und Anlaßbehandlung.

Fig. 2 ist eine graphische Darstellung eines Typs der TTT-Kurve für eine Legierungsstahlzusammenaeteung. Einzelheiten dieses Diagramms werden weiter unten erläutert, wobei auch auf den Einfluß dir Bearbeitung in verschiedenen Bereichen und die erhaltenen Ergebnisse hingewiesen wird·

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Fig. 3 zeigt eine ähnliche TTT-Kurve für eine weitere Stahllegierung, deren Zusammensetzung weiter unten angegeben wirdβ In diesem Pail handelt es sich um eine Kur*» mit zwei Umkehrpunkten bzw. Buckeln, wobei der obere Buckel die Umwandlung in höheren Temperaturen entsprechende Umwandlungsprodukte, wie ZeB, Ferrite und Perlite, und der untere • Buckel die Umwandlung in niedrigeren Temperaturen- entsprechende Umwandlungsprodukte, wie z.B. Bainit, anzeigt*

Fig, 4 zeigt eine ähnliche TTT-Kurve wie in Fig. 3 für eine weitere Stahllegierung, deren Zusammensetzung weiter unten angegeben wird.

In den Fig. 2, 3 und 4 werden weiterhin die Wirkungen der Bearbeitung in den verschiedenen Temperaturbereichen erläutert, wie weiter unten ausführlicher erläutert wird.

Fig. 5 ist eine graphische Darstellung, die die Haum- ! temperatur-Zugbeanspruchungseigenschaften bestimmter Stähle " der Erfindung zeigt, die unter Ausbildung einer bainitischen MikroStruktur wärmebehandelt worden sind. Dabei sind die

j Austenit-in-Bainit-IMwandlungstemperatur auf der Abszisse

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und die entsprechenden Zugbeanspruchungswerte.auf der Ordinate aufgetragen.

Fig. 6 ist eine ähnliche graphische Darstellung wie Fig. 5» die für die gleichen Stähle die Beziehung zwischen den Bainit-Umwandlungstemperaturen, die auf der Abszisse aufgetragen sind, und den entsprechenden Charpy-Kerbschlagfestigkeitsenergiewerten (V-Kerbe) bei Raumtemperatur, die auf der Ordinate aufgetragen sind, zeigt.

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lig. 7 und 8 sind graphische Darstellungen, in denen die Beziehungen zwischen der Streckgrenze und der Zugfestigkeit, die auf der Abszisse aufgetragen sind, und den entsprechenden Charpy-Kerbschlagenergiewerten bei Raumtemperatur, die auf der Ordinaten aufgetragen sind, gezeigt werden; und zwar für erfindungsgemäße Stähle, die zur Erzielung einer bainitischen Struktur wärmebehandelt worden sind, im Vergleich zu Stählen, -die zur Erzielung einer martensitisehen Struktur wärmebehandelt worden sind»

Die Fig. 9 und 10 sind graphische Darstellungen, in denen die Beziehung zwischen der Streckgrenze und der Zugfestigkeit - auf der Abszisse aufgetragen - und den entsprechenden Bruchzähigkeitswerten - auf der Ordinate aufgetragen - für die erfindungsgemäßen Stähle im Vergleich zu den besten bekannten, für ähnliche Anwendungszwecke bestimmten Stählen gezeigt werden« In diesen graphischen Darstellungen werden die erfindungsgemäßen Stähle mit "EP 9-4-X" bezeichnet.

lig. 11 ist eine ähnliche graphische Darstellung, in der die Beziehung zwischen der Zugfestigkeit, aufgetragen auf der Abszisse, und den entsprechenden Ermüdungsfestigkeit swert en, aufgetragen auf der Ordinate, für erfindungsgemäße Stähle im Vergleich zu verschiedenen bekannten Stählen gezeigt wird.

In Fig· 12 wird die Rißbildung bei Spannungsbeanspruchung unter korrodierenden Bedingungen von erfindungsgemäßen Stahlen mit derjenigen der besten, für ähnliche Anwen-

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dungszwecke "bestimmten bekannten Stähle verglichen.

Die in Mg» 1 gezeigten Kurven geben die Ergebnisse einer beträchtlichen Anzahl von Versuchen wieder, in denen jeweils erfindungsgemäße Stähle mit etwa 8 - 9 # Nickel verwendet wurden, die jedoch verschiedene Mengen an Kohlenstoff und Kobalt enthielten„ Bei diesen Prüfversuchen wurden die verschiedenen Proben bei einer Temperatur von etwa 801,5 - 816⁰C austenitisiert, sodann in Öl auf Raumtemperatur abgeschreckt, sodann weiter auf die Temperatur des flüssigen Stickstoffs abgekühlt und schließlich 1 Stunde bei 316⁰C angelassen»

Die in Fig. 1 gezeigten Kurven sind für die mit den verschiedenen Zusammensetzungen unter den gegebenen Bedingungen durchgeführten Prüfversuche charakteristisch» Wird jedoch die Anlaßtemperatur verschoben, d.h. wird diese Temperatur z.B» auf etwa 204°C verringert, so verlaufen die, verschiedenen Kurven gerader, und umgekehrte Der Punkt der Kurven, wo sie von einer geraden linie in den gekrümmten Teil im unteren Bereich von Mg« 1 übergehen, befindet sich' unter allen Umständen bei etwa 3 i° Kobalt.

Wird der Nickelgehalt der Proben gegenüber dem Bereich der Proben von Mg» 1, d.h. etwa 8 - 9 $, variiert-, so werden die Kurven yon Mg. 1 so verschoben, daß etwas höhere Mengen an Kohlenstoff im Verhältnis zu niedrigeren Mengen an Nickel erforderlich sind, wobei die üblicherweise erwartete Abweichung etwa 0,02 # Veränderung im Kohlenstoff-

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gehalt je # Veränderung Im Sickelgehalt von den Bedingungen, für die die Kurven von Fig. 1 gelten, beträgt.

Werden die Behandlungsbedingungen der verschiedenen Proben gegenüber den obengenannten variiert, d.h. läßt man das vor dem Anlassen vorgenommene Abkühlen auf die Temperatur des flüssigen Stickstoffs fort und schreckt die verschiedenen Proben lediglich auf etwa Raumtemperatur ab, so besitzen die erhaltenen Prüfkörper eine etwas geringere Zugfestigkeit, doch weisen die Kurven trotz der etwas geringeren Zugfestigkeiten in sämtlichen Fällen die gleiche allgemeine Gestalt auf. Es ist im allgemeinen günstig, wenn die vorhandene Kobaltmenge etwas oberhalb der in Anbetracht des vorliegenden Kohlenstoffs erforderlichen Mindestmenge liegt, wobei sich jedoch die Mengen sämtlicher Elemente innerhalb der obengenannten äußeren Grenzen bewegen« Werden Stähle hergestellt, die noch etwas restliehen Austenit enthalten, wie es üblicherweise der Pail ist, so kann sich später ein Teil dieses Austenits in.Martensit umwandeln. Sa diese Umwandlung von einer Volumenzunahme begleitet ist, sind die aus solchen Stählen hergestellten Gegenstände nicht ebnessungsbeständig, was bisweilen ausreicht, um beim Gebrauch einen Bruch des Gegenstandes hervorzurufen· Dieser •unerwünschte Effekt der späteren Umwandlung von Austenit, ia Marteasit wird offensichtlich vermindert, wenn in der !legierung etwas Kobalt enthalten ist, da das Kobalt zu einer Beseitigung des noch verbliebenen Austenits bis auf ein Minimum beizutragen scheint.

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Wie oben bereits ausgeführt, ist es bei solchen der erfindungsgemäßen Stähle, die nicht mehr als etwa 0,3*$ Kohlenstoff enthalten, erforderlich, daß mindestens etwa 0,1 °/o und vorzugsweise insgesamt etwa 0,2 <fo eines oder mehrerer Metalle der aus Chrom, Molybdän, Vanadium und Niob bestehenden Gruppe vorhanden sind. Diese Notwendigkeit wird noch im Zusammenhang mit der Diskussion dieser und anderer Elemente erläutert werden. Es wurde gefunden, daß bei sämtlichen Proben, die mindestens diese Menge einej* oder mehrerer dieser Metalle enthielten, unter sämtlichen Bedingungen -der Wärmebehandlung, denen diese Proben ausgesetzt wurden, kein Graphit festgestellt werden konnte. Im Gegensatz dazu wurde bei Proben, in denen die Gesamtmenge an Metallen dieser Gruppe unterhalb von etwa 0,1 ^ lag, als Ergebnis der Wärmebehandlung Graphit gebildet. Die Anwesenheit von Graphit wurde bei der nachfolgenden metallographischen Prüfung festgestellt; und die erhaltenen Prüfkörper wiesen wesentlich geringere Festigkeiten auf.

Die nächste Bedingung, die an diesem Punkt in allgemeiner Form erwähnt werden sollte, ist die, daß bei höheren Prozentgehalten eines oder mehrerer der Elemente Kohlenstoff, Chrom oder Silicium erfindungsgemäß höhere Prozentgehalte an Kobalt und/oder Nickel vorliegen sollten, damit die besten Ergebnisse erzielt werden k ö nnen„ Auch hier sei darauf hingewiesen, daß die Gründe für diese Notwendigkeit im Zusammenhang mit der Diskussion dieser anderen EIe-

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mente und ihren Aufgaben in der Legierung weiter unten noch erläutert werden·

Als erstes Element sei der Kohlenstoff diskutiert, der dazu dient, dem Stahl Festigkeit und Härtbarkeit zu verleihen. Kohlenstoff kann innerhalb eines verhältnismäßig "weit en Bereichs zugegen sein, der in einen niedrigen Kohlenstoffbereich von etwa 0,10 - 0,3 $, einen mittleren Kohlenstoffbereich von etwa 0,3 - 0,5 % und einen höheren Kohlenstoffbereich"von etwa 0,5 - 0,65 # aufgeteilt werden kann« Die Legiefungsstähle dieser verschiedenen Bereiche haben im allgemeinen etwas verschiedene Anwendungsbereiche, obgleich sie alle viele Merkmale gemeinsam haben«

Die Stähle mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt von bis zu 0,3 # weisen im allgemeinen eine gute Schweißbarkeit, eine hohe Schlagfestigkeit und sehr gute Kerb- bzw. „Zähigkeitseigenschaften auf. Solche Stähle lassen sich für den Bau von Raketengehäusen und Gefäßen verwenden, die beim Gebrauch äußeren Druck- und Stoßeinwirkungen unterliegen. Stähle in diesem Kohlenstoffbereich weisen nach der Wärmebehandlung mäßige Streckgrenzen in der Größen-Ordnung von 105 - 169 kg/mm und mäßige (äußerste) Zugfestigkeiten von etwa 127 - 2Tf kg/mm² auf. Diese Zahlen gelten unter der Bedingung einer geeigneten Wahl der erfindungsgemäßen anderen Legierungsbestandteile.

Mit der Streckgrenze ist hier in üblicher Weise in allen Fällen die 0,2 #-Verschiebungs-Streckgrenze gemeint· Stähle im mittleren Kohlenstoffbereich von etwa

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0,3 - 0,5 $ weisen nach der Wärmebehandlung wesentlich höhere Streckgrenzen in der Größenordnung von 165 - 190 kg/

mm und (äußerste) Zugfestigkeiten in der Größenordnung von

197 - 239 kg/mm auf· Diese Stähle sind ebenfalls schweißbar und besitzen eine hohe Zähigkeit bzw, Kerbfestigkeit. Stähle, innerhalb des höheren Kohlenstoffbereiches, d.ho von 0,5 - 0,65 $, sind nach der Wärmebehandlung recht hart und weisen sehr hohe Streckgrenzen und Zugfestigkeiten sowie mäßig gute Zähigkeiten auf. Bestimmte dieser Stähle mit Kohlenstoffwerten im unteren Teil dieses hohen Bereiches lassen sich unter Anwendung geeigneter Schweißverfahren ebenfalls schweißen. Diese Stähle besitzen Streckgrenzen

ο in der allgemeinen Größenordnung von etwa 183 - 211 kg/mm

und Zugfestigkeiten in der Größenordnung von etwa 225 -

p «·

246 kg/mm oder etwas darüber. Die Zähigkeit dieser. Stähle ist nicht so gut wie diejenige von Stählen innerhalb des obengenannten mittleren Kohlenstoffbereichs, kann jedoch für bestimmte Zwecke angemessen sein, wo eine große Härte oder eine sehr hohe Festigkeit erforderlich ist, -

Im allgemeinen ist festzustellen, daß hohe Härtewerte und hohe Zugfestigkeitswerte miteinander einherzugehen scheinen, und daß diese Werte in einem bestimmten Verhältnis zueinander stehen, sodaß es für eine rasche Prüfung oftmals ausreicht, eine Prüfung auf die Härte vorzunehmen, wobei eine begründete Gewähr besteht, daß dieses Prüfungsergebnis auch für die Festigkeit charakteristisch ist_o

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Als nächstes Element sei das Nickel diskutiert, das in den erfindungsgemäßen Stählen in einer Menge von etwa 3 - 12 io und vorzugsweise in einer Menge von etwa 6 1/2 $> bis etwa 9 1/2 $ zugegen ist«, Die Aufgaben dieses Elementes in den Stählen sind (1) die Erhöhung der Zähigkeit und Festigkeit, (2) die Erhöhung der Toleranz des Stahles für spröde machende Elemente, wie z.B. Silicium, Kohlenstoff, Phosphor und Schwefel, und (3) die Verbesserung der Härtbarkeit des Stahles.

Es wurde gefunden, daß die Neigung zur Bildung von Graphit bei der Wärmebehandlung mit zunehmendem Prozentgehalt an Nickel ansteigt. Diese unerwünschte Neigung kann jedoch unterdrückt werden, wenn im Stahl carbildbildende

re
Elemente, wie eines oder mehre/der Elemente Chrom, Molybdän, Vanadium und Niob, enthalten sind. In den erfindungsgemäßen Stählen sollen einige oder alle dieser Elemente enthalten sein. Dies ist der Grund für die obengenannte Bedingung, daß in den erfindungsgemäßen legierungen mindestens etwa 0,1 io eines oder mehrerer Elemente der aus Chrom, Molybdän, Vanadium und Niob bestehenden Gruppe enthalten sein sollen, insbesondere wenn der Kohlenstofgehalt oberhalb von etwa 0,3 # liegt.

Es wurde weiterhin gefunden, daß eine Steigerung des Prozentgehaltes an Nickel im Stahl zu einer Steigerung der nach dem Abschrecken noch vorhandenen Austenitmenge führt. Dies gilt für jeden gegebenen Kohlenstoffwert und ist eine

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. -unerwünschte Eigenschaft, wenn die martensitische Wärmebehandlung angewendet wird. Es wurde gefunden, daß diese Neigung umso ausgesprochener ist, desto mehr Kohlenstoff enthalten ist_e Diese Neigung zur Beibehaltung restlicher Austenitmengen wird jedoch durch die Zugabe von Kobalt zurückgedrängt, was einer der Gründe dafür ist, daß Kobalt, in den erfindungsgemäßen legierungen erwünscht ist.

Es wurde weiter gefunden, daß mit steigendem Prozentgehalt an Wickel die Toleranz für Silicium und Kohlenstoff im Stahl ansteigt, während eine gegebene Zähigkeit noch beibehalten bleibt. Dies ist bedeutsam, da Silicium und Kohlenstoff nicht nur als Härtungsmittel angesehen werden, sondern außerdem zu einer Versprödung führen und daher die Zähigkeit vermindern. Die Zähigkeit kann jedoch bei den erfindungsgemäßen Stählen auch bei wesentlichen Mengen an Silicium und/oder Kohlenstoff beibehalten werden, wenn wesentliche Mengen an Nickel vorliegen.

Kupfer kann - wie oben erwähnt - als Ersatz für das Nickel in einer Menge bis zu einem Drittel der Nickelmenge verwendet werden^ die normalerweise in einem erfindungsgemäßen Stahl zur Anwendung kommt. Der Ersatz erfolgt auf einer prozentualen Grundlage von 1:1· Gewöhnlich werden jedoch nicht mehr als etwa 2 °/> Kupfer verwendet, da dies etwa die obere Grenze für die Löslichkeit des Kupfers in den meisten der erfindungsgemäßen Zusammensetzungen darstellt.

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Das nächste der zu besprechenden Elemente ist das Kobalt, das in dem Stahl in einer Menge von etwa 0,2 - 7 $ enthalten sein sollte, wobei der bevorzugte Bereich etwa 1 _. 4 <f₀ beträgt« Kobalt dient bei der martensitischen Wärmebehandlung zu einer Verringerung der verbleibenden Austenitmenge, da es zu einer Erhöhung der M₃-Temperatur führt, d.h.· derjenigen Temperatur, bei der die Umwandlung des Austenits in Märtensit beginnt. Je höher also die M₈-Temperatur, desto mehr Austenit wird bei einer gegebenen Abschreektemperatur - wie z_eB. Raumtemperatur, die stets unterhalb der M -Temperatur liegt - in Märtensit umgewandelt·

Das Kobalt dient weiterhin zu einer Erhöhung der Festigkeit des Stahles, ohne daß ein wesentlicher Verlust an Zähigkeit eintritt« Es führt zur Erzielung verbesserter Festigkeiten, insbesondere bei Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, was ein weiterer G-rund für die Einverleibung bestimmter Mindestmengen an Kobalt ist, wenn der Kohlenstoffgehalt gering ist.

Das Kobalt erhöht weiterhin die Warmhärte des Stahles und steigert die Anlaßbeständigkeit des Stahles, insbesondere in Verbindung mit Silicium« Kobalthaltige Stähle können daher bei verhältnismäßig hohen Temperaturen angelassen werden und dennoch die gewünschten Festigkeiten beibehalten. Das Kobalt verringert ferner die Möglichkeit der Rißbildung beim Abschrecken« Diese Rißbildung ist auf die Abmessungs-

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Veränderungen (wobei es sich um Zunahmen handelt) zurückzuführen, die infolge der Ttowandlung von Austenit in Martensit auftreten. Das Kobalt führt weiterhin zur Erhöhung" der Toleranz für bestimmte spröde machende Elemente, wie ZoBe Kohlenstoff und Silicium, und wirkt in diesem Sinne in ähnlicher Weise wie das Nickel*

Das Mangan ist in einigen seiner Eigenschaften dem Silicium ähnlich. Beide Elemente verleihen der Stahllegierung ein gewisses Maß an Härtbarkeit„ Im allgemeinen wird ein Restgehalt an Mangan beibehalten, damit der Schwefel gebunden wird und Schwierigkeiten bei der Warmbearbeitung auf diese Weise vermieden werden«, Bei geeigneter Wahl der Rohmaterialien können die Zugaben an Mangan jedoch verringert oder gänslich unterlassen werden,. Maximal werden etwa 2 io gewählt, da mit größeren Mengen an Mangan keine merkliche Verbesserung der Eigenschaften der erfindungsgemäßen Stähle zu erzielen ist» So stellt die obere Grenze keinen kritischen, aus technischen Gründen gegebenen Grenzwert dar, sondern wird zum größten Teil von wirtschaftlichen Erwägungen diktiert»

Silicium wird im allgemeinen in Stählen in bestimmter Menge gefunden und hat im allgemeinen die Funktion . einer Verzögerung der Anlaßreaktion bei Anlaßtemperaturen von 316⁰C und darunter« Im allgemeinen wird das Silicium zugegeben, um den in der Schmelze enthaltenen Sauerstoff zu binden. Bei Anwendung spezieller Schmelzverfahren kann

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das Silicium jedoch gänzlich fortgelassen werden. Der Maximalwert des Siliciums von etwa 1,5 1° wurde aus dem Grunde gewählt, weil das Endprodukt mit steigender Siliciummenge dazu neigt, mehr und mehr spröde zu werden, selbst wenn andere Elemente zugegen sind, die zu einer Erhöhung der Toleranz der Legierung gegenüber spröde machenden Elementen führen· Bei Siliciumgehalten oberhalb von etwa 1,5 $ in den erfindungsgemäßen Legierungskombinationen wird dem Produkt eine unerwünschte Sprödigkeit verliehen«

Wie oben bereits ausgeführt, kann die Wirkung der Anwesenheit von Silicium nicht für sich allein gesehen werden, da die versprödende Wirkung des Silicums zu einem gewissen Maße aufgehoben bzw· das Silicium in beträchtlichen Mengen ohne übermäßige Versprödung des Endproduktes geduldet werden kann, wenn in der Legierung Nickel oder Kobalt oder beide dieser Elemente enthalten sind, da beide Elemente in dieser Beziehung dem gleichen Zweck dienen.

In dem höheren Kohlenstoffbereich oberhalb von etwa 0,3 fo verhindern Chrom und Molybdän sowie Niob und Vanadium ein Graphitisieren in den erfindungsgemäßen Stählen während der Wärmebehandlung. In dieser Beziehung wirken Chrom und Molybdän in ähnlicher Weise, und es ist für diesen Zweck lediglich erforderlich, daß eine zur Verhinderung dieser Erscheinung ausreihhende Menge eines oder mehrerer dieser Elemente in den Stahl einverleibt wird.Bs ist in diesem Zusammenhang zu erwähnen, daß das in diesen Stählen enthal-

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tene Nickel zu einer Erhöhung der Neigung zum Graphitisieren des Stahles führt«, Um daher das Graphitisieren zu verhindern, ist eine größere Menge eines oder mehrerer, dieser Elemente erforderlich als wenn kein Nickel zugegen wäre. Bei denjenigen der erfindungsgemäßen Stähle, bei denen der Kohlenstoffgehalt innerhalb des niedrigeren der obengenann-• ten Bereiche liegt, d.h« nicht oberhalb von etwa^O,.3 i° liegt, dienen das Chrom und/oder das Molybdän in erster Linie zu einer Verfestigung des Stahles durch Carb'idausscheidung, sodaß dem Stahl auf diese Weise eine sekundäre Härtung erteilt wird.

In dem höheren Kohlenstoffbereich oberhalb von etwa 0,3 $ dienen das Chrom und das Molybdän weiterhin zu einer Erhöhung der Härtbarkeit des Stahles, doch ist es in dieser Beziehung wünschenwert, die vorhandene Menge dieser Elemente auf ein Minimum zu begrenzen, da eine allzu große Menge zu · einer unerwünscht großen Menge an nach dem Abschrecken zurückbleibendem Austenit führt, was unerwünschte Eigenschaften in den Endprodukten hervorruft, d«.h. es wird ein Stahl erhalten, der weniger hart und im allgemeinen auch weniger fest ist«, Überschüssige Mengen an Chrom und/oder Molybdän können außerdem zu einer Phase führen, die dem Endprodukt Sprödigkeit verleiht« Chrom und Molybdän intensivieren weiterhin die Wirkung anderer Legierungsbestandteile, wie z.B. Nickel, Mangan und Vanadium, in bezug auf die Erhöhung der Härtbarkeit_o

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Aus allen diesen Gründen wird die erfindungsgemäß anzuwendende Menge an Chrom innerhalb des Bereichs von 0. bis etwa 2 fo und die. anzuwendende Menge an Molybdän innerhalb des Bereichs von etwa 0 bis 3,5 % gewählt· Mr Kohlenstoffgehalte unterhalb von etwa 0,30 beträgt der Chromgehalt vorzugsweise etwa 1/2 bis 1 1/2 %, während bei Kohlenstoffgehalten oberhalb dieser Menge der Chromgehalt vorzugsweise zwischen etwa 1/4 "und 1/2 $ liegt«, Die gleichen bevorzugten Bereiche gelten auch für das Molybdän«

Als mögliche Alternative wurde gefunden, daß ein Teil des anspnsten erforderlichen Molybdäns und/oder Chroms durch Wolfram auf der Grundlage von 3 Gewichtsteilen Wolfram je Gewichtsteil Chrom und/oder Molybdän ersetzt werden kann·

Schwefel und Phosphor stellen - wie bei vielen Stählen und aus den gleichen Gründen - unerwünschte Bestandteile der erfindungsgemäßen Stähle dar, da das eine Element eine versprödende Wirkung ausübt, wenn der Stahl heiß ist, und das andere, wenn er kalt ist. Aus diesen Gründen werden diese beiden Elemente nur bis zu. einem Ausmaß geduldet, in dem sie noch nicht übermäßig schädlich sind, wobei der Anwendungszweck in Betracht gezogen werden muß, für den das Endprodukt gedacht ist. Vorzugsweise sind die beiden Elemente nur in der kleinstmöglichen Menge enthalten· Aus diesem Grunde wird das Maximum für jedes dieser Elemente hier mit etwa 0,04 $ angegeben, obgleich es für viele Zwecke

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vorzuziehen ist, daß der Maximalgehalt 0,01 $ nicht überschreitet.

Vanadium ist in diesen Stählen in einer Menge von 0 bis etwa 0,5 % enthalten, wobei ein Bereich von etwa 0,05 - 0,15-$ bevorzugt wird, wenn die Stähle bei niedrigen oder Umgebungstemperaturen Anwendung finden» Dieses Element wirkt weiterhin als Kornverfeinerer für den Austenit und daher auch für den Martensit bzw« Bainit, in den der Austenit während der härtenden Wärmebehandlung umgewandelt wird. Das Vanadium steigert weiterhin die Härtbarkeit des Stahles, unterdrückt das Graphitisieren und intensiviert die Wirkung anderer legierungselemente, insbesondere des Chroms, Molybdäns, Mangans und Nickels«

Aluminium kann in diesen Stählen innerhalb des breiten Bereichs von etwa 0 - 2 $ enthalten sein, wobei die höheren Gehalte innerhalb dieses Bereichs für Hochtemperaturanwendungen gedacht sind, während für Anwendungszwecke bei normaler bzw„ Umgebungstemperatur nur Restmengen von maximal etwa 0,02 io vorhanden sein sollten. Das Aluminium. wirkt ebenfalls ähnlich wie das Vanadium als Kornverfeinerer für den Austenit und daher für den Martensit bzw* Bainit,

es in den der Austenit umgewandelt wird. Außerdem dient als

Desoxydationsmittel für den Stahl und erhöht unter gewissen Umständen seine Festigkeit_o Es sei jedoch darauf hingewiesen, daß mit steigendem Aluminiumgehalt zunehmende Schwierigkeit ten wegen der Anwesenheit von Blasen bzw« Rissen in den Guß-

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blocken auftreten. Aus diesem Grunde ist die obere Grenze des Aluminiumgehaltes von recht großer Bedeutung«,

Niob und/oder Tantal können in dem erfindungsgemäßen Stahl völlig fehlen oder in einer Menge von bis zu etwa 0,4 io Niob und bis zu 0,25 $ Tantal, bezogen auf das Gewicht der gesamten Legierung, vorhanden sein. Wenn diese Elemente verwendet werden, besteht ihr Zweck in der Verhinderung einer Kornvergröberung, in der Steigerung der Härtbarkeit des Stahles und in der Erhöhung seiner Streckgrenze und seiner Duktilität, wenn das Material Zugspannungen unterworfen wird« Ist der hergestellte Stahl für den Gebrauch bei höheren Temperaturen bestimmt, so verleihen diese Elemente weiterhin eine zusätzliche Festigkeit und Beständigkeit.

Es ist weiterhin möglich und liegt innerhalb des Erfindungsbereiches, einen Teil oder sämtliche der Elemente Vanadium, Aluminium und Silicium durch eines oder mehrere Elemente der aus Titan, Zirkonium und den seltenen Erdmetal· len bestehenden Gruppe zu ersetzen. Dabei dienen diese Elemente den gleichen Zwecken, die für die ersetzten Elemente oben angegeben worden sind. Titan führt weiterhin zu einer Steigerung der Alterungshärtbarkeit des Stahles·

Innerhalb des Erfindungsbereiches liegt es ferner, Bor in Mengen bis zu etwa 0,1 i° zu verwenden, um die Härtbarkeit des Stahles unter teilweisem Ersatz eines Teiles der Elemente Vanadium, Silicium, Mangan, Chrom, Molybdän und Nickel zu steigern.

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IM nun zu den Verfahrensphasen der Erfindung zurückzukehren, so v/erden in den Figo 2, 3 und 4 verschiedene TTT-Kurven (Zeit-Umwandlungs-Temperatur-Kurven) für verschiedene Legierungszusammensetzungen gezeigt, wobei jede Zusammensetzung ihre eigene charakteristische TTT-Kurve aufweist. Die Zusammensetzung der Stähle, für die diese Kurven gelten, werden in der "folgenden Tabelle angegeben:

Element	Mg. 2	Pi«. 3	Mg. 4·'
Kohlenstoff	0,51	0,44	0,42
pickel	5,26	8,00	8,25
Kobalt	—	3,86	3,80
Mangan	0,23	0,10	0,34
Silicium	0,17	0,23	0,10
Chrom	0,04	0,22	0,18
Molybdän	0,01	0,40	0,09
Vanadium	—	0,08	0,08
Schwefel	0,017	0,010	0,10
Phosphor	0,006	0,009	0,010

Der Rest besteht aus Bisen mit zufälligen Verunreinigungen«

Im einzelnen ist zu den Pig. 2, 3 und 4 zu bemerken, daß in Mg. 2 eine voll ausgezogene Kurve 10 gezeigt wird, die lediglich einen einzigen Buckel aufweist und die isotherme Umwandlungskurve für die in Präge stehende spezielle Legierung darstellte In Pig«, 3 weist die voll ausgezogene TTT-Kurve 11 zwei Buckel auf, d.h. einen unteren Buckel 12 und einen oberen Buckel 13_e In Pig. 4 wird ein weiterer Typ

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von TTT-Kurven gezeigt. Die in ihrer Gesamtheit mit 14 "bezeichnete Kurve weist einen unteren Buckel 15 und einen oberen Buckel 16 auf, die durch einen mit 17 "bezeichneten Einbuchtungsbereicli getrennt sind. In jeder der Fig. 2, 3 und 4 kennzeichnet die TTT-Kurve den Beginn der isothermen Umwandlung des Austenits in eines der mehreren Umwandlungsproduktee Der unter Buckel 12 von PIg₀ 3 und der Buckel 15 von !ig«. 4 kennzeichnen die Umwandlung in die niedrigeren Temperaturen entsprechenden Umwandlungsprodukte, wie ζ_βΒ_β Bainit, während der obere Buckel 13 von !ig· 3 und der Buckel 16 von !ig·, 4 die Umwandlung in höheren Temperaturen entsprechende Umwandlungsprodukte, wie Z₀B* !errit und Perlit, anzeigen.

In jeder der !ig. 2, 3 und 4 wird weiterhin eine mit ML "bezeichnete Linie gezeigt, die die Temperatur für den Beginn der Umwandlung von Austenit in Martensit kennzeichnet· Oberhalb dieser Linie befindet sich eine horizontale Linie A.. , die die untere Endtemperatur einer kritischen Zone anzeigt· Die obere Endtemperatur dieser kritischen Zone wird durch eine Linie A, angedeutete In dieser kritischen Zone können eine oder mehrere Phasen im Gleichgewicht mit Austenit vorliegen, während oberhalb der A,-Linie nichts außer Austenit existieren kann»

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird die Bearbeitung auf einer verhältnismäßig kalten Bearbeitungsgrundlage, jedoch noch bei verhältnismäßig hohen Temperaturen durchge-

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führt, sodaß man sie in geeigneter Weise durch, den Begriff "Heiß-Kalt-Bearbeitung'¹'umschreiben kann« Die erfindungsgemäße Bearbeitung wird vorzugsweise auf den Bereich oberhalb desjenigen Buckels der Kurve begrenzt, an dem eine Umwandlung des Austenits in die höheren Temperaturen entsprechenden Itowandlungsprodukte, wie z»B_o Ferrit und Perlit, stattfinden kann»

Es wurde gefunden, daß, wenn die Bearbeitung bei einer Temperatur wesentlich oberhalb Raumtemperatur und in den Temperaturbereichen durchgeführt wird, für die die verschiedenen TTT-Kurven von Fig. 2 bis 4 gezogen worden sind, die Bearbeitung selbst zu einer Verschiebung der Stellung der TTT-Kurven führt. Diese Verschiebung wird in den Zeichnungen ebenfalls erläutert, wie weiter unten ausführlicher beschrieben wird. Zur Erzielung eines Produktes, das nicht mit IMwandlungsprodukten, wie z.B«, Bainit, verunreinigt ist, sondern praktisch nur aus Martensit mit einer minimalen Menge an übriggebliebenem Austenit besteht, hat es sich als erforderlich erwiesen, nach den Lehren der vorliegenden Erfindung zu arbeiten,. In diesem Falle wird jedoch unter dem Begriff 'Martensit" das martensitähnliche Produkt verstanden, das aus den mechanisch verformten Austenit gebildet wird» -

Bei den Versuchen zu Figo 2 wurden die Stahlproben zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur in der Größenordnung von 760 - 816⁰O erhitzt. Im Anschluß an diese

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Austenitisierung, die zur Umwandlung praktisch des gesamten Materials in Austenit diente, wurden die Proben auf eine Bearbeitungstemperatur herabgekühlt· In den Fig. 2 bis wird die Bearbeitung in jedem Falle durch eine praktisch horizontal verlaufende Zickzacklinie angedeutet, womit angedeutet werden soll, daß sie bei praktisch konstanter Temperatur durchgeführt wurde. Die tatsächliche Bearbeitung kann jedoch auch unter fortschreitender Verringerung der Temperatur durchgeführt werden, was z.B« dadurch hervorgerufen wird, daß das bearbeitete Material vergleichsweise kälteren Bearbeitungswerkzeugen, wie sie je nach der Art der durchgeführten Bearbeitung erforderlich sind, ausgesetzt ist· In den Fig. 2, 3 und 4 wird die Bearbeitungstemperatur und -zeit in jedem Falle durch die Stellung und Länge der Zickzack-Bearbeitungslinie angezeigt, wobei die Zeit auf der logarithmischen Zeitskala der Abszisse aufgetragen ist« Die vor dem Bearbeiten vorgenommene Abkühlung, die durch eine von einer verhältnismäßig hohen Austenitisierungstemperatur her abfallende Linie, wie z«B· bei 18 von Fig. angedeutet, wiedergegeben wird, muß innerhalb ausreichend kurzer Zeit erfolgen, damit durch das bloße Abkühlen selbst keine Umwandlung wesentlicher Mengen des gehandhabten Materials in eines oder mehrere andere Umwandlungsprodukte als Austenit hervorgerufen wird.

Zunächst sei die Bearbeitung in Übereinstimmung mit Weg a von Fig· 2 betrachtet· Diese Bearbeitung wird bei einer Temperatur etwas unterhalb 482°G und beträchtlich unter-

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halb der Temperatur des Buckels 19 der Kurve 10 durchgeführt, der einer Temperatur von etwa 510⁰C entspricht· Es ■wurde gefunden, daß, wenn die Bearbeitung entsprechend Weg a durchgeführt wird, .die Stellung der Kurve 10 als Ergebnis der Bearbeitung in die Stellung verschoben wird, die zum Teil durch die gestrichelte Linie 20 angedeutet wird. So wird durch die Bearbeitung, die durch den Zickzackanteil der Linie von Weg a angedeutet wird, die für den Zustand des Prüfkörpers kennzeichnende Linie auf die gestrichelte Linie 20 und auf den Bereich rechts von ihr verschoben, was wiederum bedeutet, daß sich zumindest ein Teil des Materials des Prüfkörpers in irgendwelche anderen TMwandlungsprodukte als Martensit umgewandelt hat· Dies ist erfindungsgemäß unerwünscht, wo Martensit das gewünschte Endprodukt darstellte In Übereinstimmung mit Pig. 2 wird es daher bevorzugt, auf einem der oberen Wege b oder e zu arbeiten.

Weg b zeigt einen Weg zum praktisch isothermen Bearbeiten bei einer Temperatur innerhalb der kritischen -Zone zwischen den Temperaturen A- und A,. Beim Arbeiten innerhalb dieser Zone, die wesentlich oberhalb der-Temperatur des Buckels 19 der Kurve liegt, wurde gefunden, daß die infolge des Bearbeitens eintretende Verschiebung der Kurve viel geringer ist als wenn bei einer niedrigeren Temperatur gearbeitet wird (Weg a), sodaß die Kurve 10 in viel geringerem Maße verschoben wird, d.h· praktisch auf die durch

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die punktierte Kurve 21 angedeutete Stellung, Unter diesen anständen tritt, wenn die Bearbeitung in Übereinstimmung, mit Weg b bei einer Temperatur wesentlich, oberhalb derjenigen des Buckels 19 der Kurve 10 durchgeführt wird, beim nachfolgenden Abkühlen bzw. Abschrecken des Prüfkörpers kein Schneiden der punktierten Kurve 21 ein; und es ent_r stehen daher keine höheren Temperaturen entsprechenden TJmwandlungsprodukte, wie ζ·Β· Bainit, die den bei der Umwandlung des Austenits entstehenden Martensit verunreinigen würden. Der Arbeitsweg verläuft dann in Übereinstimmung mit dem Zickzackteil von Weg b, gefolgt von dem geneigten Teil 22, der das Abkühlen des bearbeiteten Prüfkörpers auf Raumtemperatur (etwa 24⁰C) und vorzugsweise darunter, damit eine größtmögliche Menge des Austenits in Martensit umgewandelt wird, andeutet. Hier erneut ist es nicht der ursprüngliche Austenit, der umgewandelt wird, sondern ein bearbeiteter Austenittyp, der die durch die Kaltbearbeitung

- die in diesem falle bei hoher Temperatur durchgeführt wird

- hervcrgerufensa Spannungen, Kristalldehnungen und Verformungen aufweist. Diese Heiß-Kalt-Bearbeitung verbraucht viel weniger Energie, als wenn die Bearbeitung bei niedrigeren Temperaturen durchgeführt werden würde, und ist daher weitaus wirtschaftlicher, Darüberhinaus wird die Verfestigungswirkung der Heiß-Kalt-Bearbeitung beim Abschrecken des bearbeiteten Materials zu Martensit nicht zunichte gemacht, aodaß die Verfeatigungswirkung der martensitisohen TMwand-

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lung auf diese Weise gesteigert wird. Das nachfolgende Anlassen des abgeschreckten Materials ruft in ähnlicher Weise keine Aufhebung der Verfestigungswirkung der Heiß-Kalt-Bearbeitung hervor, wie aus den weiter unten folgenden Prüfergebnissen hervorgeht.

Wenn die Bearbeitung bei einer !Temperatur oberhalb der A,-Iinie von Mg· 2, wie z.B. gemäß Weg c, durchgeführt wird, kommen andersartige Bedingungen zum Zuge, unter diesen Umständen wird keine wesentliche Veränderung der Stellung der Hauptkurve 10 hervorgerufen, da die Bearbeitung in der beständigen Austenitzone vorgenommen wird* Weiterhin rechnet die Zeitdauer für das Abkühlen in bezug auf diese Kurve 10, die bei der vorliegenden Art und Weise der Zeichnung der Kurven in horizontaler Richtung gemessen wird, von Null am Ende des BearbeitungsVorganges auf der rechten Seite in Richtung auf den Anfang des Bearbeitungsteils von Weg c auf der linken Seite, wie durch die gestrichelte Linie c-1 angedeutet wird. Das Abkühlen bzw· Abschrecken beginnt daher von dieser höheren !Temperatur . aus praktisch zu einem Zeitpunkt Null in bezug auf die ursprüngliche Stellung der Kurve 10 und kann daher in normaler Weise - ohne daß die Gefahr eines Schneidens irgendeines Teiles dieser Kurve gegeben ist - in der.durch den Kühl- bzw· Absohreckweg 0-2 angedeuteten Weise durchgeführt werden. Anders ausgedrückt, bei dieser Abkühlung besteht nicht die Gefahr einer Umwandlung irgendeines we-

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sentlichen Anteils des Austenits in irgendwelche der verschiedenen, den dazwischenliegenden Temperaturen entsprechenden TJmwandlungsprodukte, wie z.B· Bainit usw., wie aus der Zeichnung ersichtlich ist. Wird das Bearbeiten bei dieser hohen Temperatur vorgenommen, so ist es natürlich erforderlich, das Abkühlen bzw. Abschrecken unmittelbar naoh dem Bearbeiten durchzuführen, damit für eine Vernichtung der Wirkungen der Bearbeitung auf das Material des Werkstückes durch einen Normalisierungsvorgang oder einen gleichwertigen Vorgang keine ausreichende Zeit verbleibt. So muß das Abschrecken bzw. Abkühlen in normaler Weise unmittelbar nach der Beendigung des Bearbeitens geschehen· Weiterhin darf sich das Bearbeiten selbst nicht so lange ausdehnen, daß unerwünschte Ergebnisse hervorgerufen werden·

Es sei nunmehr auf die Fig. 3 eingegangen, in der eine zusammengesetzte Kurve 11 gezeigt wird, die einen oberen Buckel 13 und einen unteren Buckel 12 aufweist. Die kritische Temperatur in bezug auf das Bearbeiten ist hier die Temperatur des Umkehrpunktes des oberen Buckels, angedeutet durch die Bezugszahl 23· So erläutert in dieser Figur der Weg a die Wirkung einer Bearbeitung, die bei einer Temperatur unterhalb des Omkehrpunktes 23 der Kurve 13 durchgeführt wird· Eine Bearbeitung entlang dieses Weges führt zu einer Verschiebung der Stellung des unteren Buckels 12 der Kurve 11 auf die Stellung der gestrichelten

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Kurve 24. So wird der nach dem Ende des Bearbeitens gemäß Weg a beginnende Abschreckteil von Weg a,angedeutet durch die Bezugszahl 25, die Kurve 11 in der verschobenen Stellung 24 schneiden; und es wird eine gewisse Umwandlung des Materials des Werkstückes in niedrigeren Temperaturen entsprechende Umwandlungsprodukte, wie z.B. Bainit, eintreten· Diese teilweise Umwandlung in Bainit ist erfindungsgemäß unerwünscht, wenn - wie in diesem Falle '- Maitensit das gewünschte Endprodukt ist«

Wird jedoch die Bearbeitung in dem kritischen Temperaturbereich zwischen den horizontalen Temperaturlinien A- und A, (die die gleiche Bedeutung wie in Fig. 2 haben) durchgeführt, so /erfolgt die Bearbeitung gemäß Weg b , wodurch sich die Stellung des unteren Buckels 12 auf die durch die punktierte Linie 26 angedeutete Stellung verschiebt. Da diese Verschiebung wesentlich geringer als die durch das Bearbeiten bei niedrigerer Temperatur gemäß Weg b ' hervorgerufene Verschiebung ist, schneidet der Abkühl- bzw. Abschreckteil von Weg b, angedeutet mit der Bezugszahl 27, die punktierte Kurve 26 nicht, sodaß keine Verunreinigung des martensitischen Endproduktes durch irgendwelche, höheren Temperaturen entsprechenden Uinwandlungsprodukte - wie z.B. Bainit - auftritt.

Wird die Bearbeitung in der hohen Temperaturzone oberhalb der durch die linie A, angedeuteten Temperatur und in der beständigen Austenitzone durchgeführt, so verläuft

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sie entsprechend Weg ο ohne eine wesentliche Verschiebung der Stellung des Buckels 12 der Kurve 11. Weiterhin sind am Ende des Bearbeitungsvorganges die Bedingungen praktisch die gleichen wie-zur Zeit Null, sodaß - wenn die Bearbeitung nicht BU lange ausgedehnt wird und wenn das Abschrecken baw· Abkühlen ohne wesentliche Verzögerung erfolgt -' der Abkühlvorgang entsprechend dem Teil 28 des Arbeitqweges c verläuft, d.h. ohne irgendeine Verunreinigung des martensitischen Endproduktes durch irgendwelche, höheren Temperaturen entsprechenden TM-wandlungsprodukte, wie z«S· Bainit«.

» ■

In fig·.. 4 wird ein weiterer ITT-Kurventyp gezeigt, der eine Einbuchtung 17 zwischen oberen und unteren Buckeln 16 bzw· 15 aufweist* Auch hier ist es die Temperatur des umkehrpunktes des Kurvenbuokels 16, angedeutet duroh den . Funkt 29, die in diesem Falle kritisoh ist, und oberhalb .""Tieren die Bearbeitung durchgeführt werden muß, um die Bildung anderer Tieftemperaturprodukte als Martensit zu verhindern· Wird die Bearbeitung in der durch den Weg a angedeuteten Weise durchgeführt! so wird der untere Buckel 15 in der oben beschriebenen Weise von der Stellung der voll / ausgezogenen Kurte 15 auf die Stellung der gestrichelten ' linie 30 verschoben» Dies bietet im Falle von leichten bzw« verhältnismäßig dünnen Werkstücken keine ernsthaften Schwierigkeiten, kann jedoch bei verhältnismäßig schweren bzw· dioktA Wtrketüokea zu aehr großen Schwierigkeiten führen· Ltr Kurvenweg a und!die vtrsohAbene Stellung 30 deu-

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ten die Bedingungen an, die bei der Verwendung solcher verhältnismäßig schwerer Werkstücke vorliegen können. Hier ist ersichtlich, daß der Abkühlteil 31 des Arbeitsweges a den verschobenen Buckel 30 schneidet, was zu einer Verunreinigung des Werkstückes durch Umwandluhgsprodukte wie Bainit führt· Wie bei den anderen Figuren stellt auch bei Pig. 4 der Weg b einen Arbeitsweg innerhalb der kritischen Zone dar, d.h. zwischen den Temperaturen A, und A, · Dabei liegt der Bearbeitungsteil dfeses Weges gänzlich oberhalb der Temperatur des Umkehrpunktes 29 der oberen Kurve Unter diesen Umständen findet eine Verschiebung des unteren Buckels 15 von der voll ausgezogen gezeigten Stellung 15 auf die Stellung der punktierten Kurve 32 statt, sodaß die Bearbeitung in der in der Zeiohnung angedeuteten Weise beendet und das Produkt sodann entlang der linie 33 abgekühlt bzw. abgesohreokt werden kann, ohne daß irgendein Teil der punktierten Kurve 32 geschnitten wird. Daher entstehen keine Umwandlungsprodukte, die niedrigen Temperaturen ent-' sprechen, wie z.B. Bainit. Das Endmaterial besteht praktisch ganz aus Martensit mit einem Minimum an übriggebliebenem Austenit.

Wird die Bearbeitung wiederum bei einer Temperatur oberhalb des durch die linie A, angedeuteten Niveaus durchgeführt, d.h. innerhalb der beständigen Austenitzone, so läßt sich die Bearbeitung durch den Arbeitsweg ο charakterisieren. Der Arbeitsgang ist dabei ähnlich wie bei den Arbeitswegen ο von Pig« 2 und 3· Das Abschrecken hat unmittel-

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bar nach dem Bearbeiten und im Effekt zum Zeitpunkt Null zu "beginnen· Auch hier darf sich natürlich das Bearbeiten nicht übermäßig ausdehnen, und es darf kein übermäßiger Zeitabstand zwischen der Beendigung der Bearbeitung und dem Beginn des Abschreckvorganges liegen,

Nach dem Abschrecken der Werkstücke, das gewöhnlich in Luft oder in Öl bis mindestens auf Raumtemperatur durchgeführt wird, kann gegebenenfalls ein weiterer Teil des übriggebliebenen Austenits in Martensit umgewandelt werden, indem man das Werkstück weiter auf tiefe Temperaturen abkühlt. Dies kann z.B. in der Weise geschehen, daß man seine Temperatur mit Hilfe üblicher Kühlverfahren auf irgendeine erreichbare niedrige Temperatur verringert· Man kann z.B· das Werkstück in flüssigen Stickstoff eintauchen, wodurch sich die Temperatur des Werkstückes auf den Siedepunkt des flüssigen Stickstoffs, d.h. etwa -196⁰C, verringert. Für diese Kühlung können auch andere flüssige Gase verwendet werden, wie z.B. CO₂, He, H₂ oder O₂ ·

Soll die IMwandlung des Austenits in Martensit bis zum Äußersten, d.h. bis zum maximal Erreichbaren, vorangetrieben werden, kann man sich eines wiederholenden bzw. cyclischen Verfahrens bedienen, bei dem wie oben beschrieben auf tiefe Temperaturen abgekühlt, sodann auf etwa die Anlaßtemperatur erwärmt und sodann abgekühlt und erneut auf tiefe Temperaturen gebracht wird. Gewöhnlich wird mit zwei derartigen Zyklen ein optimales Ausmaß an Umwandlung erreicht«

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Es wurde gefunden, daß als Ergebnis der oben durehge-. führten Heiß-Kalt-Bearbeitung bestimmte der physikalischen bzw. mechanischen Eigenschaften der Produkte zu einem sehr beträchtlichen Ausmaß verbessert werden, wie aus den weiter unten folgenden Beispielen hervorgeht. Es wurde weiterhin gefunden, daß der Effekt der mechanischen Verformung bzw. Bearbeitung bis zu einem gewissen Grade dem Ausmaß dieser • Verformung bzw. Bearbeitung proportional ist, deal' das Werkstück unterworfen worden ist. IM ein Mindestmaß an Verbesserung zu erzielen, muß eine mindestens etwa 10 $ige Verformung, bezogen auf die physikalischen Abmessungen des Werkstückes vor der Verformung, vorgenommen werden· Das Maximum liegt viel höher· Vorzugsweise liegt die Verformung in der Größenordnung von etwa 50 - 90 $· Die gemäß diesem Aspekt der Erfindung durchgeführte

mechanische Bearbeitung kann auf den verschiedensten Wegen

"ti erfolgen, die sämtlich allgemein für die mechanische Bear- · beitung von Stahl und Stahllegierungen unter anderen Bedingungen bekannt sind, wie z.B. durch Schmieden, Walzen, Strangpressen, Ziehen oder andere bekannte Metallbearbeitungsverfahren, die für einen gegebenen Zweck erwünscht bzw. erforderlich sein können. Ein erwünschtes Markmal der Erfindung ist es, daß die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Produkte eine sehr hohe Zähigkeit aufweisen, wie sich an ihren Kerbzugfestigkeiten zeigt.

Die erfindungsgemäßen Stähle können nach irgendeinem

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der oben diskutierten drei verschiedenen typisohen Wege behandelt werden, um ihnen die verschiedensten Kombinationen von !Festigkeit, Duktilität und Zähigkeit zu verleihen. Die Wahl richtet sich nach der jeweils gewünschten Kombination von Eigenschaften· So können die Stähle der oben beschriebenen einfachen martensitisohen Wärmebehandlung unterworfen werden, die in einem Austenitisieren, Abschrecken zu Martensit und naohfolgenden Anlassen und Altern besteht. Alternativ können die Stähle austenitisiert und anschließend unter Bedingungen, die die teilweise Umwandlung in Iwisohenprodukte - wie Bainit - ausschließen, mechanisch bearbeitet und abgeschreckt werden, um eine bearbeitete, vollständig martensitisohe Struktur zu erhalten, die sodann angelassen oder gealtert werden kann, Gemäß dem dritten Weg können die Stähle austenitisiert und auf eine Zwischentemperatur abgekühlt bzw· abgeschreckt werden, bei der sich durch isotherme Umwandlung eine bainitische Struktur auszubilden vermag. Bei dieser Temperatur wird dann solange gehalten, bis siqh der Austenit in eine vollständige bzw, praktisch vollständige Bainitstruktur umgewandelt hat.

Es sei jedoch bemerkt, daß auch bei der zuletzt erwähnten Behandlungsweise mit Vorteil zusätzlich eine mechanische Bearbeitung in der an Hand der Pig· 2 ~ 4 beschriebenen Weise vor der naohfolgenden Umwandlung des Austenits in Bainit durchgeführt werden kann·

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In der folgenden Tabelle I sind Beispiele typischer Stahllegierungen der Erfindung angegeben, die in der oben beschriebenen Weise mit oder ohne die bei erhöhter Temperatur durchgeführte mechanische Bearbeitung wärmebehandelt werden können· In den folgenden Tabellen II und III sind die mechanischen Eigenschaften dieser Stähle bei Raumtemperatur angegeben, die bei der Wärmebehandlung durch Austenitisieren, Abschrecken zu Martensit und nachfolgendes Anlassen - jedoch ohne die mechanische Bearbeitung bei erhöhter Temperatur - erzielt werden. Die in den Tabellen II und III angegebenen Prüfergebnisse wurden unter Verwendung flacher Prüfkörperstreifen durchgeführt, die eine Dicke von etwa 2,03 mm, eine Breite von etwa 7,62 mm und eine solche länge aufwiesen, daß der mittlere Prüfteil (zwischen den Einspannenden) etwa 50,8 mm betrug·

Die Prüfkörper für die Messung der Kerbzugfestigkeit wurden nach dem Verfahren hergestellt, das in der· obengenannten schwebenden Patentanmeldung von Tarwater ausführ-' lioh beschrieben wird» Die Prüfung dieser Prüfkörper wurde ebenfalls wie in der genannten Patentanmeldung durchge- ■-führt.

Die Wärmebehandlung der Prüfkörper bestand in jedem !alle aus den folgenden Stufen: ·

(a) Es wurde bei der in den Tabellen II und III angegebenen Temperatur austenitisiertj

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*(b) die Prüfkörper wurden sodann in öl auf etwa Raumtemperatur (24⁰O) abgeschreckt 5

(c) die Prüfkörper wurden sodann 2 Stunden auf eine Temperatur von etwa -84,4⁰G abgekühlt;

(d) die Prüfkörper wurden dann bei 204⁰C -(Tabelle II) bzw, 316°G (Tabelle III) jeweils eine Stunde angelassen; sodann in Luft auf Raumtemperatur abgekühlt; sodann erneut

eine Stun'de auf die gleiche Temperatur angelassen; und söge dann erneut an der Luft auf Raumtemperatur abcühlt;

(e) die Prüfkörper wurden dann durch Abschleifen auf die endgültigen genauen Abmessungen gebracht, die oben für die Prüfkörper angegeben worden sind;

(f) die durch das Abschleifen hervorgerufenen Spannungen wurden durch Anlassen bei einer Temperatur ausgeheilt, die um 28⁰C unterhalb der oben für die einzelnen Prüfkörper angegebenen Anlaßtemperatur lag;

(g) die Prüfkörper wurden sodann in der üblichen Weise geprüft, wobei die in den Tabellen II und III angegebenen Ergebnisse erhalten wurden.

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Tabelle I

" Stahl C_ Ni Co Mn Si Cr Mo _J Al Nb

a 0,23 9,5 2 0,20 0,20 0,25 0,30 0,10 Q,01 0

b ' 0,40 9 3 0,20 0,20 0,20 0,25 0,10 0,01 0

c 0,62 7,7 5 0,20 0,20 0,10 0,20 0,10 0,01 0

d 0,15 8,75 3,50 0,30 0,20 0,32 0,35 0,008 0 0

e 0,65 8,82 6,80 0,46 0,21 0,30 0,31 0,11 0 0

f .0,42 7 0,48 0,33 0,15 0,10 0,23 0,13 0,3 0

g 0,45 12 5 0,14 0,005 0,30 0,34 0,15* 0 0

h 0,31 7,9 0,2 0,21 0,01 0,27 0,46 0,10 0 0.

i 0,53 8 7 0,32 0,25 0,37 0,14 0,08 0,01 0

J 0,48 ■ 9,2. 5,5 0,38 3 0 0,46 0,34 0,02 0

k 0,25 10 1,25 2 0,23 0,35 0,29 0,07 0,09 0

1 0,40 8,95 3,87 0,20 0,17 1 0,14 0,11 0 0

m 0,38 8,72 1,94 0,20 1,94 0,61 0,6 0,005 0 0

η 0,50 8,2 2,3 0,4 0,23 0,08 0,05 0,20 0,1 0

ο 0,40 9 3 0,20 0,20 0,20" 0,25 0,10 0,01 0,4

ρ 0,40 9 3 0,20 0,20 0,20 0,25 0,10 0,01 0,04

q 0,40 9 3 0,20 0,20 0,20 0,25 0,10 2 0

r 0,40 1,73 — 0,68 0,30 0,84 0,25 — — - —

s 0,40 1,11 —' 1,13 1,82 2,14 0,33

t 0,30 5,14 — 1,16 1,57 2,36 0,35 0,07 —

u 0,65 5,26 — 0,i7 0,19 0,18 0,28 — 0,19

Tabelle II

Sämtliche Prüfkörper wurden bei 788-871⁰O austenitisiert, abgeschreckt und 1 Stunde bei 204⁰C angelassen·

Streck- Zugfestig- $ Kon- Härte Kerbzug-Stahl. grenze keit Dehnung trak- (Hockwell festigkeit

kg/mm² kg/m² ■ in 5,08 cm ^ti|ⁿ "^G"' ^Nr*^} kg/mm²

a 137 162 8

b 172 204 7

c 208 232" . 5

d 116 137 8

e 210 236 6

f 166 197 7

g 176 204 7

h 144 162 7

i 187 225 6

I^ 206 . 232 5

k 148 169 7

1 176 208 7

m 173 204 7

η 180 218 6

Ό 176 208 7

P. 174 205 7

q 173 204 6

48	46,	VJl	137+
35	54		211
25	56		70,3
60	41		116+ .
30	56,	5	70,3
40	54		183
40	54,	5	180
48 30	46 56,	5	211+ 106
35	57		70,3+
50	46		148+
40	54,	5	176+
45	53,	5	183+
	55,	5	176+
40	54,	5	211
37	54		211+
35	54,	5	162

809813/0582

Tabelle III

Sämtliche Prüfkörper wurden bei 788-871⁰C austenitisiert, abgeschreckt und 1 Stunde bei 316°C angelassen.

Streck- Zugfestig- $ Den- Kontrak- Härte Kerbzug-Stahl grenze keit nung in tion (Rockwell festigkeit kg/mm² kg/mm² ^^{08 om} * "C",.Nr.) _kg/mm2

a b c d e f

137	155	8	50	46	137+
162	176	7	51	51	183+
180	197	6	53	53	141
11.6	127	8	63	40	116+
183	190	6	40	53,5	141
162	183	7	50	51	183+
168	190	7	45	52	183+
137	148	7	55	46	137+
176	194	6,5	53	45	176+
197	229	5,5	40	55	106
152	162	7	53	45	152+
169	183	7	53	50	169
165	183	7	55	51 . ■	169
165	183	7	40	51,5	176 ·
165	190	7	45	51,5	176
162	183	7	42	51 "	176
190	211	5	35	54	106.

809813/0582

Die Wirkungen, die erzielt werden, wenn vor dem Abschrecken zu Martensit und dem sich an das Abschrecken anschließenden Altern bzw. Anlassen eine mechanische Bearbeitung gemäß den oben in Zusammenhang mit den Mg· 2, 3 und 4 beschriebenen Verfahren durchgeführt wird, werden durch die-Prüf ergebnisse der folgenden Tabelle IV erläutert, die sich ebenfalls auf die Stähle der in Tabelle I angegebenen Zusammensetzung bezieht. Bei den Versuchen zu Tabelle IV wurden sämtliche Stahlprüfkörper innerhalb des Temperaturbereichs von 788 - 954⁰C austenitisiert. Nach dem Abschreoken wurden sämtliche Prüfkörper, für die ein Anlassen angegeben worden ist, 1 Stunde bei der angegebenen Temperatur angelassen.

Zusätzliche Daten sind in der Tabelle IVa für den Stahl b enthalten, der wie folgt behandelt wurde : Es wurde gemäß den oben in Zusammenhang mit den Pig· 2-4- beschriebenen Verfahren mechanisch bearbeitet, sodann auf eine Zwischentemperatur von 26O⁰G abgeschreckt und praktisch vollständig in Bainit umgewandelt, sodann auf Umgebungstemperatur abgekühlt und schließlich 1 Stunde bei 260⁰G gealtert·

	sie-	T a .b	*	Anlaß	eile	-	IV	■	U58470	ι7μ /■(■__,	155 .	Deh	*	Hörte	Kerb-	"C".	festi	-—
	rungs-	Eigenschaften von .	10	tempe			*/ι \j(_fJ***** festig	177	nung	Kon-		(Ro*k- zug-	ffr.)	keit	156+
	temp.		80	ratur		keit	168			trak- well		(kg/m	162+
	⁰C		. 80		heiß-kalt-bearbeiteten Stählen		176		tion	47	-	MM
Mechanische ]	871		90		-	ρ Ο (kg/mm )(kg/mm \	' 210	7		53		56,3
	It		10		Streck	148	274	5		50	106
Auste-	ff	Verformung	80 ·	204		169	267	5	40	50	211+
Stahl niti-	ff		80	As Q**	grenze	155·	229	6	22	55	208+
	788·		■ 80	204		162	239	7 ·	31	.MM	35,2
	it	⁰C	90	If	180	317	—	36	MM	183
	It	732	80	ft	178	289	—	36	MM	183
	ft	ti	80	As Q	183	253			56	187+
a	Il	ti	80	121	197	296	6		67	35,2
	843	tt	90	204	208	303	6	—. - -	61	176
	If	ti	80	»	208	275	5	40	59	M—
	fl	704	80	As Q	218	239	5	...	62	MM
b	ft	ti	—	204	211	267	6	__	63	MM
	816	fl	55	316	232	208	6		59	MM
	it	732	—	204	211	232	5	Μ —	60	MM
	843	Il	55	As Q	218	253	4	M.	63	M.
	ti	tl·		316	243 .	215	6	M.	54	MM
C	It	Il	—	R.T.*	159	204	6	MM	56	MM
	ff	ti*	—	R.T.	171	282	6	MM	59	*mmtm'*
	954	It	75	204	178	253	2	MM	57	MM -
	If	If	75	204	169	232	6	MM	55	MM
j	ft	MM	75	R.T.	171	274	7	MM	63	183
	ff	732	80	204	173	227	6	MM	62	176
r	ti	MM	80	316	138	217	6	MM	59	—
	Il	732	80	E.T.	183	236	5	MM	62	MM
	ft	——	80	204	208	234	7	M.	61	MM
	ft		80 .	316	141	306	6	M_M	56 .	MM
S	ft		80	E.T.	186	317	4	MM	62	MM
	871	621	80	204	193	264	6	MM	60
	If	tr	80	371	145		7	«■·	67
	843	ti	E.T.	137		6	Μ*·	67
	ti	954	121	198	7 .	MM	64
	If	ti	121	197	5	MM
		If	e;t.	218	MM
		704	204	MM
		tt
t		732
		If
U	tr

* R.T. bedeutet Raumtemperatur (etwa 24 C). ** kein Anlassenj Werte gelten für das beim Abschrecken er* haltene Produkt.

Tabelle IV a

704

10
80

260*
260*

162
176

7,5 8,5

54 57

211+ 225+

* Isotherme lÄmandlungstemperatur,

9813/0582

COPY

Aus einem Vergleich der Ergebnisse der Tabellen II und III mit denjenigen der Tabelle IV ist ersichtlich, daß die mechanische Bearbeitung die festigkeit und Zähigkeit der auf diese Weise behandelten Stähle stark verbessert»

In der folgenden Tabelle V sind die Zugbeanspruchungseigenschaften für eine Reihe von erfindungsgemäßen Stählen angegeben, die einen niedrigen Kohlenstoffgehalt aufweisen. Bei jedem dieser Versuche bestand die Wärmebehandlung aus einem Austenitisieren, Abschrecken und Anlassen· Im falle der mit einem Sternchen versehenen Versuche wurde außerdem vor dem Anlassen 2 Stunden- auf -84,4⁰C abgekühlt, obgleich dies bei diesen Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt gewöhnlich nicht erforderlich ist_e Die Anläßzeiten betrugen je 2 Stunden, und die Anlaßtemperaturen befanden sich sämtlich innerhalb des Bereichs von 204 ~ 538⁰C. Sie wurden so gewählt, daß bei jedem Versuch etwa die optimale Kombination von hoher festigkeit mit hoher Duktilität - gemessen als prozentuale Kontraktion und prozentuale Dehnung bei Zugbeanspruchung erzielt.wurde. Die Mangan- und Vanadiumwerte dieser Stähle (die in der Tabelle nicht angegeben .sind) lagen· innerhalb der Grenzen von etwa 0,1 - 0,5 $ für Mangan und etwa 0*1 - 0,2 fo für Vanadium.

80 9813/0582 ^G0Pt

809813/0582

Tab eile V

üharge
ffr·

Zusammensetzung In JL, Rest Fe C Si Hi Gr Mo Co

0,1

0,2

0,15

0,2

0,26

0,2

0,24

0,25

0,20

0,15

0,1

0,2

0,27

0,3

0,33

0,22

0,1 o,3 1,0 0,5 0,3 0,1

0,12 0,2

1,0 0,1 0,1 1,0 1,0 0,1

0,1 0,1 1,0 0,1

0,2

9 ,

7,1

8,7

7,5

7,4

9,0

7,3

8,1

7,5 7,4 8,7

0,1 0,3 1,5 0,1

0,9 0,2

0,3 0,3 0,9 1,5 0,3 0,3 1,0

0,9 0,1 0,9 1,5

3 1 1 1 1 1 3

0,2 1 1 1

0,3 0,3 3

3·, 0,2 1 ■1,0

2,1

2,3

4,4

3,0

2,0

1,9

4,4 3,0

andere Elemente

0,07 Al

0,2 Nb 0,1 Ta

0,07 Al 0,07 Al

0,07 Al

0,07 Al 0,2 Nb

Durch die Wärmebehandlung erzielte optimale Zugbeanspruchungseigenschaften kg/mm'

0,24 ' 0,2' 7,6 2,0 2,0 3,1 -

0,1 Ta

Streckgrenze

125
136
138
139
141
135
138

151
131
143
144
150
133
131
148
149
133
145
■

Zugfestigkeit

138

141

147

146,5

145,5

151

149

154
156

154
161
156
155
158
161

157
162
163

155

161

Kontraktion

62 •67 59 54 65 54 53

54 60 64 52 58 60 48 55 63 60 52 59

54

nung

Härte

Rockwell "C" Nr.

16	Ύ\	«ρ* Cn OO -Ο· -<] O
18	43
15	44
15	43
16	46
14	43
14	41
14	45
14	43
17	46
14	48
12	44
14	45
14	46
15	46
16	46
15 15 16 14	■'■■4$.··^;.. 37 . 44

809813/0582

	Charge Nr.	Zusam	lens «taxing	Ni	in #,	T a	b e	Co	lie	Y	Al
	119*	C	Si .	TJ	Cr	Best Fe	^o			Al
	121*	0,41		7,2	_	Ho	2,5	andere Elemente	Al
	124*	0,25	0,1	8,6	1,0	3T2	2,0	0,07	Al
	118*	0,25	0,1	7,0	1,8	1,4	4,1	0,07	Al
	117*	0,29	0,1	6,4	1,0	3,3	2,0	0,07	Al
	120*	0,27	0,1	6,4	0,9	3,5	3,8	0,1
	162*	0,30	0,1	7,6	1,8	2,7	3,1	0,07	Al
	122*	0,25	1,0	8,0	1,0	3,3	2,0	0,07
	157	0,28	0,1	7,3	0,6	1,0	2	—
	158*	0,23	—	7,3	2	3,2	4	0,1
	199*	0,24	—.	9	2	3	3.	mm
	160*	0,2	0,5	7,6	0,3	3	3,1	' mm	Nb
	' 607	0,18	0,2	7,2	2	1	3,3	mm	Nb
	'609	0,22	0,1	7,3	0,7	1	3,2		Nb
	'611	0,21	—	7,3	0,7	0,8	3,3	0,05	Nb
	'612	0,14	0,1	8,2	0,7	1,5	3,8	0,05	Nb
	'613	0,28	—	8,6	0,4	3,0	4,0	0,09
>	•614	0,24	—	8,1	0,4	0,5	3,7	0,11	Nb
§	'615	0,24	—	8,2	0,4	0,4	4,0	0,04
	A355	0,27	—	" 8,0	0,4	0,5	2,7	—
>		0,26	0,1		1,0	0,5	0,08
		1,0

T (Portsetzung)

Durch die Wärmebehandlung erzielte optimale Zugbeanspruchungseigenschaften

kg/mm jo

Streckgrenze

138
134
141
145
142
158
144
144
140
144
149
137
129
137
125
131
133
128
88
141

ISugf^stigkeit

164 166 169 171 173 173 176 174 174 175 177 .195 142 151 141 137 140 136 130 152

Kontraktion

55 59 55 50 53 55 49 50 47 53 60 55 67 62

55 51 61 65 59 51

Dehnung

14 15 14 12 13 14 13 12 12 14 13 15

Härte

Rockwell "C" Nr.

47 47 48 47 48

49 47 49 49 46

49 47

Bi e Charpy-Kerbschlagenergien (V-Kerbe) für die obigen Stähle '607 bis A355 waren wie in der folgenden Tabelle Va angegeben, wobei jeweils die Prüftemperaturen angegeben sind.

T a b e 1 1 e Va

	Charpy-Kerbschlagenergie (m*kg)	-18⁰C	-73⁰C	, gesessen bei
Charge Fr.	21⁰C	10,1	9,4	-196⁰C
'607	8,29-9,67	7,05	7,45	6,5
• 609	6,21-6,90	4,97	3,87	6,15
'611	5,52	6,22	6,22	1,38
«612	4,84-5,80	8,56	7*74 .	5,66
•613	6,63-7,87	9,25	8,84	6,77
«614	81,5	9,4	8,84	6,5
'615	81,5		_ι—	6,56
Ά355	81,5	5,8

Aus den PrüfÖaten der obigen Tabellen V und Va ist ersichtlich, daß sowohl die Streckgrenzen als auch die Zugfestigkeiten dieser Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt mit zunehmendem Gehalt an Chrom und Molybdän ansteigen, ohne daß ein merklicher Verlust an Duktilität eintritt. Weiterhin ist ersichtlich, daß diese Stähle ausgezeichnete Zähigkeitseigenschaften aufweisen.

Aus der Tabelle V geht weiterhin hervor, daß die Festig-

809813/0582

keit mit dem Kohlenstoffgehalt zunimmt, -wobei die gleichen Effekte in bezug auf Festigkeit, Duktilität und Zähigkeit wie bei der oben diskutierten Erhöhung des Ohrom- und Molybdängehaltes eintreten.

Die Kombination von Festigkeit, Buktilität und Zähigkeit ist bei diesen Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt derart, daß sie besonders für Anwendungszwecke geeignet sind, bei denen es auf eine Gewichtsverminderung ankommt, v/o jedoch auf Zuverlässigkeit nicht verzichtet werden kann. Diese Stähle besitzen extrem hohe Zähigkeitswerte, wie sieh bei der Messung an Hand von scharf gekerbten Prüfkörpern zeigt. Sie sind zäher als sämtliche anderen Stähle von vergleichbarer Festigkeit, die zur Zeit bekannt sind» Sie können ferner in wärmebehandeltem Zustand geschweißt werden, ohne vor- oder nacherhitzt werden zu müssen. Zur Zeit sind keine anderen Stähle bekannt, die bei Festigkeitswerten oberhalb von 120 kg/mm ohne Vorerhitzung und/oder nach dem Schweißen durchgeführte Wärmebehandlungen in zufriedenstellender Weise geschweißt werden können. Aus den vorstehend genannten Gründen sind diese erfindungsgemäßen / Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt besonders für Anwenduhgszwecke wie Festbrennstoffraketen-Motorengehäuse und für Druckgefäße brauchbar, die beim Gebrauch hohe« äußerem Druck und starken Stoßbeanspruchungen ausgesetzt sind.

Wie oben ausgeführt, besitzen die erfindungsgemäßen Stähle eine größere Zähigkeit, wenn bei der Wärmebehandlung bainitische Strukturen erzeugt worden sind, als wenn eine Wär-

609813/0582

mebehandlung zu martensitischen Strukturen durchgeführt worden ist. Dieser Vergleich gilt für vergleichbare Festigkeit sw erte und außerdem natürlich auf der Grundlage einer Stahllegierung praktisch der gleichen Zusammensetzung· Z.B. haben die erfindungsgemäß durchgeführten Prüfversuche gezeigt, daß die Charpy-Kerbschlagzähigkeit (V-Kerbe) eines erfindungsgemäßen Stahles, der im wesentlichen 9 $ Nickel und 4 % Kobalt enthält, bei bainitischen Strukturen um 100 $ besser ist als bei angelassenen martensitischen Strukturen* Die höhere Zähigkeit der bainitischen Strukturen ließ sich ebenfalls feststellen, wenn die Materialien unter Verwendung scharf gekerbter Prüfkörper untersucht wurden« Bei bainitisehen Strukturen werden K_IC-Werte in der Größenordnung von 63,3 kg/mm «2,54 cm erhalten, während bei martensitischen Strukturen Ky_C-Werte von nur 45,7 kg/mm »2,54 cm gemessen werden. Beide Werte gelten für

Stähle, die zur Erzielung von Streckgrenzen von 158 kg/mm

κ wärmebehandelt worden wa^n.

Zur Bestätigung der obigen Ergebnisse und um einen direkten Vergleich der Zähigkeitseigenschaften von bainitischen und angelassenen martensitischen Strukturen bei erfindungsgemäßen Stählen praktisch gleicher Zusammensetzung-zu ermöglichen, wurden Chargen der in der folgenden Tabelle VI angegebenen Endanalysenwerte erschmolzen* Alle diese Legierungen enthielten ■ im wesentlichen 8 - 9 % Nickel, 3 - 4 $ Kobalt und etwa 0,4 # Kohlenstoff, während der Rest aus Elsen bestand, abgesehen von äußerst kleinen Mengen Mangan, Silicium, Chrom, Molybdän, Vanadium und Aluminium·

809813/0582

U5847O

-55-a la β 1 1 e VI

Zusammensetzung (Gewichtsprozent)

Charge

Nr. C Mn Si Nl Cr Mo V Co Al

3352127 0,41 0,22 0,26 8,25 0,26 0,13 0,10 3,60 0,02

3950701 0,40 0,11 0,01 8,84 0,32 0,52 0,08. 3,82 -

3950704 0,39 0,12 0,01 8,72 0,29 0,31 0,08 3,80 -

3950831 0,43 0,02 0,01 8,00 0,09 0,08 0,09 3,80 0,01

Alle diese Chargen wurden in 70-t-Lichtbogenöfen an der Luft erschmolzen· Bei der Charge ·127 erfolgte die Desoxydation mit Hilfe von Aluminium und Silicium, bei den Übrigen Chargen mit Hilfe von Kohlenetoff, wobei im letzteren Falle außerdem ein Umschmelzen unter Vakuum unter Verwendung von Abbrandelektroden erfolgte·

Di· Festigkeits- und Kerbzihigkeitswerte dieser verschiedenen Chargen nach der Wärmebehandlung zu angelassenen martensitischen bzw· zu bainitischen Strukturen sind in der folgenden Tabelle VII angegeben· Weitere Festigkeits- und Schlagfestigkeitswerte dieser Stähle sind in der anschließenden Tabelle VIII angegeben.

80 9813/0582 ^6AE>

H-5847Q

Tabelle VII

Festigkeit	und Kerbzähigkeit verschiedener .Chargen	Streck	163,5	232⁰C	139	204⁰C	173	Zugfestig	fo Deh	Härte	t=2,03 mm	'"■-■-
Charge 3352127	grenze	—	26Q⁰C	138	260⁰C	163,5 _x	keit	nung	(Rock	Kerbfe	t=4,57 ι
	(kg/mm²)	_	,316⁰C	116	316⁰C	154	p (kg/mm )	(Meß länge 5,08 cm)	well "C ", ITr.)	stigkeit (kg/mm²)	Kerbfe-
ς-f-Ti₁	165,5		Charge 3950831	260⁰C	157,5	206,5	6,5	54	101,5	stigkei¹ p (kg/mm
οΐΠ	162	- -	MT ,	316⁰C	132	186,5	6,5	50 ·		44,2
MT*	158	Charge 3950704	MT ,	371⁰C	97,5	174	6,0	47	131,5	51,9
MT	142	BF ,	MT ,		150	7,0	44	_	53,4
MT ,	• 144,5	BF ,	BF ,	183	6,5	48,5	130,5	96
MT ,	140,5	BF ,	BF ,	169	7,0	47	139,5	—
BF* *	12.1,5	BF ,	144,5	7,0	40	124	105,2
BF ,	Charge 3950704					—
BF ,	MT ,	205	6,5	49	107,5
	MT ,			49	103,5	64,6
	MT ,	_		46,5	112	79
iktur	MT ,	_		42	112,5	102,3
» 204°C	MT ,	- ■	-	42.	126	127
, 26O⁰C	, 204⁰C					-
, 316 C	, 260⁰C	182	6 _	46,5	139
, 427⁰C	> 316⁰C	169	6	46		104
%232°C	427°C	137,5 ,	7	39,5.	-	131
, 26O⁰C	538⁰C					120,5
, 316⁰C	203,5	6	53	107,5
182,5	5,5	50	129	59,2
166,5	5 .	46	129	80,4
175	7 "	50		121
142	9,5	44	_	142,5
111,5	12	36		120,5
				110

t bedeutet Dicke des in der Mitte gekerbten Prüfkörpers. MT * bedeutet Martensit, angelassen bei der angegebenen Temperatur· ** BF bedeutet Bainit, gebildet bei der angegebenen Temperatur·

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- '-=.'- "S T-"^vr'^^e^f^ry

Tabelle VIII

U5847O

Festigkeit und Schlagbeständigkeit verschiedener Chargen Charge 3352127 ...

Struktur

Streck- Zugfestig- '$> Dehnung Härte Schlaggrenze keit (Meßlänge (Rockwell energie

	204⁰C	204⁰C	204⁰C	(kg/mm²)	(kg/mm²)	5,	08 cm;	»0»	,1Tr.)	(m»kg; . ■ bei 21⁰C
MT* ,	260⁰C	316⁰C	260⁰C	165,5	206,5	6	,5	54		• -
MT ,	26O⁰C	232⁰C	316⁰C	158	174	6	,0	47		-
BF**,	Charge 3950701	26O⁰C	427⁰C	141 -	169	7	,0	47		6,50
	MT ,	Charge 3950831	232⁰C
MT ,	MT ,	260⁰C	176	207,5	7	,5	50		2,76
BF ,	. MT ,	288⁰C	162	179,5	7	,5	47	,5	3,04
BF ,	MT ,	316⁰C	-	-		-			5,12
MT ,	371⁰C	144	176		-	48		5,53
BF ,
/bf ,	173	203,5	6		53		2,90
BF ,	164,5	183	6		50		2,90
BF ,	153,5	166,5	5		46		3,59
BF ,	135,5 ·	141,5	8	,5	44		5,12
165,5	193,5 ■	-		-"		3,87
157	175 ;	7		50		6,36 .
144	158,5	-		47	,0	8,70
132	142	9	,5	44	,0	9,12
97,5	111,5	12		36	fO	10,37 .

* MT bedeutet Martenait, angelassen bei der angegebenen Temperatur ** BF bedeutet Bainit, gebildet bei der angegebenen Temperatur·.

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Typische Raumtemperatur-Zugbeanspruehungseigenschaften für die Stähle von Tabelle VI bei einer Bainitbildung bei verschiedenen Temperaturen werden in Pig. 5 gezeigt· Wie ersichtlich, sind die Festigkeit und die Duktilität stark von der Temperatur abhängig, bei der die Umwandlung von Austenit in Bainit erfolgt. Z.B. wurden bei 371⁰C Streckgrenzen in der Größenordnung von 98,5 kg/mm erhalten, während bei 232⁰C Streckgrenzen in der Größenordnung von 165 kg/mm erzielt wurden. Wie aus der starken Abhängigkeit der Festigkeit von der Umwandlungstemperatur zu erwarten ist, variiert die Schlagbeständigkeit von isotherm umgewandelten Prüfkörpern ebenfalls bedeutend mit der Bildungstemperatur, wie in der Fig. 6 gezeigt wird.

Wie oben erwähnt, liefern die bainitischen Strukturen die beste Kombination von Schlagbeständigkeit und Festigkeit« In den Figo 7 und 8 sind die Kerbsehlagenergiewerte gegen die Werte der Streckgrenze bzw. der Zugfestigkeit aufgetragen, und zwar für bainitische und mart ens it is ehe Strukturen der im wesentlichen 9 $ !Nickel, 4 <fo Kobalt und etwa 0,4 # Kohlenstoff enthaltenden Stähle von Tabelle VT sowie für eine im wesentlichen 9 # Nickel, 4 ^ Kobalt und 0,25 $> Kohlenstoff enthaltende Stahlcharge, die zu Martensit wärmebehandelt worden war. Diese Stähle sind in den Figuren mit "HP 9-4-40"' bzw. "HP 9-4-25" bezeichnet. Aus diesen graphischen Darstellungen ist ersichtlich, daß bei dem "9-4-40"-Stahl mit bainitischen Strukturen Kerbschlagenergiewerte in der Größenordnung von 6,9 m*kg bei einer Streckgrenze von 158 kg/mm und einer

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ι .

Zugfestigkeit yon 176 kg/mm erhalten werden können· Auf der anderen S,eite -wurden bei diesem Stahl bei angelassenen martensitischen Strukturen für vergleichbare Festigkeitswerte nur Kerbschlagenergiewerte von etwa 3_f46 m«kg gemessen. Bei der Herstellung einer bainitischen Struktur anstelle einer angelassenen martensitischen Struktur läßt sich daher eine 100 $ige Verbesserung der Schlagbestandigkeitseigenschaft en erzielen.

Die Zähigkeits- und Ermüdungseigenschaften von erfindungsgemäßen Stählen im Vergleich zu verschiedenen bekannten Stählen sind in den Figuren 9 - 11 aufgetragen, und zwar hier als Punktionen der Streckgrenze bzw· Zugfestigkeit« Aus den Figuren 9 und 10 ist ersichtlich, daß die Bruchzähigkeit der "HP 9-4-Xⁿ-Stähle der Erfindung Im Vergleich zur Mehrheit der angegebenen bekannten Stähle bei sämtlichen Streckgrenzen und Zugfestigkeiten weit Überlegen ist«, Nur die stark legierten "18 Hi-Oo-Mo"-Stähle sind bei dem Vergleich der Bruchzähigkeitewerte in Abhängigkeit von der Streckgrenze (Pig· 9) überlegen» während beim Vergleich der Bruchzähigkeitswerte in Abhängigkeit von der Zugfeetigkeit (Pig. 10) die erfindungsgemäßen Stähle bei den höchsten Festigkeitswerten eine überlegene Bruchzähigkeit und bei niedrigeren Festigkeiten eine vergleichbare Festigkeit aufweisen· Der Grund für die scheinbare Überlegenheit der bekannten "18 Ni-Co-Mo"Stähle beim Vergleich auf der Grundlage der Streckgrenze liegt darin, daß bei diesen Stählen das Verhältnis von Streckgrenze zu Zugfestigkeit nahezu 1 beträgt, während dieses Verhältnis bei den

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-⁶⁰- . . U58470

"HP 9-4-X"-Stählen der vorliegenden Erfindung viel geringer ist. Daher stellt der Vergleich auf der Grundlage der Zugfestigkeit (gemäß Fig. 10) einen wirklichkeitsgetreueren Vergleich dieser Stähle in bezug auf die Bruchzähigkeit dar.

Wie aus Pig· 11 sofort ersichtlich ist, sind die ,erfindungsgemäßen "HP 9-4-X"-Stähle den besten bekannten Stählen in bezug auf die Ermüdungsfestigkeit bei sämtlichen Festigkeitswerten bei weitem überlegen.

Aus Fig. 12 ist weiterhin ersichtlich, daß die erfindungsgemäßeh Stähle gegenüber der Rißbildung bei Spannungs- . beanspruchung unter korrodierenden Bedingungen mindestens ebenso beständig sind wie die besten bekannten, vergleichbaren Stähle. -

Abgesehen von der Tatsache, daß die bainitischen Strukturen — wie aus den obigen Daten ersichtlich - eine bessere Zähigkeit als die angelassenen martensitischen Strukturen aufweisen, bietet die Wärmebehandlung der Stähle zu bainitischen Strukturen insofern einen weiteren bedeutenden Vorteil gegenüber herkömmlichen Behandlungsverfahren, als die verbleibenden IMwandlungsspannungen sehr gering sind, was zu einer Verminderung der Neigung zur Rißbildung beim Abschrecken und der Neigung zum unerwünschten Verformen und Verziehen führt· Weiterhin bleibt bei der Wärmebehandlung zu vollständig bainitischen Strukturen kein Austenit zurück, sodaß keine Notwendigkeit für ein Abkühlen auf tiefe Temperaturen und ein doppeltes Anlassen besteht. Die zur Erzielung von bainitischen Strukturen wärmebehandelten Stähle der Erfindung sind für Anwendungszwecke wie Flugzeugfahrwerke, Flugzeuggerippe und kleine, höhen Spannungen unterworfene Teile geeignet·

_Λ ' - Patentansprüche -

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Claims

-61-Patentansprüche :

1. Hochfeste Stahllegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie im wesentlichen aus den folgenden Elementen in etwa den folgenden prozentualen Gewichtsanteilen besteht:

Kohlenstoff 0,1-0,65

Kobalt 0,2 - 7,0

Mangan . 0-2,0

Chrom 0-2,0

Aluminium 0-2,0

Silicium 0-1,5

Molybdän 0-3,5

Vanadium 0-0,5

Niob 0 - 0,4 '

Tantal 0 - 0,25

Wolfram 0-0,75

Bor 0-0,1 ,

wobei der Best im wesentlichen Eisen ist und eine Gesamtmenge von 3 - 12 # Nickel und gegebenenfalls Kupfer vorliegt, wobei das Kupfer, falls zugegen, nicht mehr als die Hälfte des Nickelgehaltes ausmacht, und wobei mindestens 0,1 $> mindestens eines Elementes der aus Chrom, Molybdän, Vanadium und Niob bestehenden Gruppe für Kohlenstoffgehaltβ oberhalb von etwa 0,3 # enthalten sind«

2. Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Austenitisieren, Ab-

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schreoken zu Martensit und Anlassen für etwa eine Stunde bei etwa 204 bis 316⁰O eine Streckgrenze von mindestens

106 bis 137 kg/mm , eine Zugfestigkeit von mindestens 123

bis 16>2 kg/mm und eine Dehnung bei Zugbeanspruchung von mindestens 5 °ß> aufweist·

3· Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl eine martensitische Mikrostruktur, eine Dehnung bei Zugbeanspruchung von mindestens

5 $, eine Streckgrenze von mindestens 106 kg/mm und eine

Zugfestigkeit von mindestens 123 kg/mm aufweist·

4· Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl eine bainitische (troostitische) Mikrostruktur, eine Dehnung bei Zugbeanspruchung von mindestens 5 fi, eine Streckgrenze von mindestens 106 kg/mm , eine Zugfestigkeit von mindestens 123 kg/mm und eine Charpy-Kerbschlagenergie (V-Kerbe) von mindestens 4,15 m«kg aufweist· -

5· Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt 0,2 bis 0,65 $> beträgt, wobei der Stahl nach dem Austenitisieren , Abschrecken zu Martensit und Anlassen für etwa eine Stunde bei etwa 204 bis 316⁰C eine Dehnung bei Zugbeanspruchung von

mindestens 5 $>_t eine Streckgrenze von mindestens 137 kg/mm und eine Zugfestigkeit von mindestens 162 kg/mm² aufweist·

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6. Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Kohlenstoffgehalt 0,2 bis 0,65 # beträgt, wobei der Stahl eine praktisch bainitische Mikrostruktur, eine Dehnung bei Zugbeanspruchung von mindestens 5 #> eine Zugfestigkeit von mindestens 141 kg/mm und eine Charpy-Kerbs chlag energie (V-Kerbe) von. mindestens 6,9 m»kg aufweist·

7· Hochfeste Stahllegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß ein Teil ο deys amtliche der Elemente Vanadium, Aluminium und Silicium durch mindestens ein Element der aus Titan, Zirkonium und den seltenen Erdmetallen bestehenden Gruppe ersetzt sein können·

8· Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,25 bis 2 $> Chrom und 0,25 bis 3,5 ?6 Molybdän enthält.

9* Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,1 bis 0,3 $ Kohlenstoff und je 0,5 bis 1,5 # Chrom und Molybdän enthält.

10· Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,3 bis 0,65 $ Kohlenstoff und je 0,25 bis 0,5 ^ Chrom und Molybdän enthält«

11. Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,1 bis 0,65 i° Kohlenstoff, 6,5 bis

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• U58470

9,5 # Nickel, 1 bis 4 & Kobalt, je 0,25 bis 1,5 $> Chrom und Molybdän, Je bis zu 1 ^ Mangan und Silicium und bis zu 0,5 $> Vanadium enthält, wobei der Rest im wesentlichen aus Eisen besteht·

12· Hochfeste Stahllegierung naoh Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,1 bis 0,65 # Kohlenstoff, 6,5 bis 9,5 $> Nickel, 1 bis 4 # Kobalt, je bis zu 1 $> Mangan und Silicium, je bis zu 1,5 # Chrom und Molybdän und bis zu 0,5 $> Vanadium enthält, wobei der Rest im wesentlichen aus Sis en besteht«

13· Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch

gekennzeichnet, daß sie 0,1 bis 0,5 # Kohlenstoff, 8 bis 10 $ Nickel, 3,5 bis 4,5jfeobalt, je bis zu 1 ^ Mangan und Silicium, bis zu 0,5 $ Vanadium, und je bis zu 1,5 # Chroa und Molybdän enthält, wobei der Rest im wesentlichen aus Eisen besteht·

14· Hochfeste Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,1 bis 0,5 $ Kohlenstoff, 7 bis 9 # Nickel und 2 bis 4 # Kobalt enthält, wobei der Rest im wesentlichen aus Eisen besteht.

15· Verfahren zur Verfestigung eines legierungsstahles, der beim Abschrecken aus dem Austenitzustand in den Martensitzustand übergeht, jedoch eine angemessene Duktilität für Konstruktionszwecke beibehält, dadurch gekennzeichnet, daß man den Stahl solange auf eine solche Temperatur erwärmt,

daS der Stahl Töllig auetenitisiert wird, worauf man die Quereohnltteabmeseungen das Stahles durch plastische Verformung - die man. bei einer Temperatur oberhalb des Umkehrpunkt ea der ΪΪΤ-Kurve des Stahles, der den Beginn der Umwandlung TQB Austenitzustand in höheren Temperaturen entsprechende Umwandlungsprodukte kennzeichnet, durchfuhrt »um mindestens 10 $> vermindert, um dem Stahl eine bearbeitete äuetenitisohe Struktur zu verleihen, und daß man die plastische Verformung vervollständigt und den Stahl rechtzeitig isu Martensit abschreckt, um eine Rekristallisation und Umwandlung eines merkliohen Anteils des Stahles in die höheren Temperaturen entsprechenden ttowandlungsprodukte zu verhindern·

16« Verfahren nach Anspruch. 15, dadurch gekennzeichnet, daß der auf diese Weise behandelte Stahl danach bei einer Temperatur innerhalb des Bereiches von etwa 204 - 538⁰O angelassen wird, damit eine verbestimmte Kombination von Festigkeit, Duktilität und Zähigkeit erzielt wird.

17· Verfahren nach Anspr.u ch 15 oder 16, daduroh ge-( kennzeichnet, daß der Legierungsstahl etwa 0,1 bis 0,65 % Kohlenstoff, 3 bis 12 i» der Metalle Nickel und Kupfer - wobei das Kupfer, falls zugegen, nicht mehr als die Hälfte des Nickelgehaltes ausmacht -, 0,2 bis 7 # Kobalt, je bis . zu 2 io Hangan, Chrom und Aluminium, bis zu 3,5 # Molybdän, je bis IU 1 ^ Mangan und Silicium, bis zu 0,5 $> Vanadium, . bis zu 0,75.1» Wolfram und bis zu 0,1 $> Bor enthält·

BAD ORKaJNAL

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18« Verfahren nach Anspruch 15» dadurch gekennzeichnet, daS der Legierungsstahl 0,1 bis 0,65 # Kohlenstoff, 3 bis 12 ^ Hiokel, bis zu 7 ^ Kobalt, je bis zu 2 ^ Mangan, Chrom und Aluminium, bis zu 1,5 $ Silicium, bis au 3,5 # Molybdän und bis zu 0,5 fi Vanadium enthält,

19· Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß man den Stahl solange auf eine solche Temperatur erwämt, daß er praktisch vollständig austenitisiert wird, worauf man auf eine Temperatur abkühlt, bei der sich bei der Umwandlung Bainit zu bilden vermag, und solange bei dieser Temperatur hält, bis die Umwandlung in diese Struktur beendet ist.

20· Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet,.. daß man den Stahl solange auf eine solche Temperatur erwärmt, daß er eine praktisch vollständig austenitische Mikrostruktur annimmt, daß man den Stahl sodann auf eine · Temperatur abkühlt, bei der sich Martensit zu bilden vermag, und zwar mit einer solchen Geschwindigkeit, daß die Umwandlung des Austenits in Zwischenprodukte verhindert wird, und daß man danach bei einer Temperatur innerhalb des Bereichs von etwa 204 bis 538⁰C anläßt.

- Zeichnungen -

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