DE1483218B2

DE1483218B2 - Verfahren zum Herstellen eines warmfesten, ferritischen Cr-Mo-V-Stahles mit hoher Zeitstandfestigkeit und verbesserter Zeitbruchdehnung

Info

Publication number: DE1483218B2
Application number: DE1483218A
Authority: DE
Inventors: Robert Francis Schenectady Gill; Jack Schenectady Keverian; Louis Daniel Ballston Lake Tote
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1964-06-17
Filing date: 1965-06-03
Publication date: 1978-03-30
Also published as: DE1483218C3; US3291655A; DE1483218A1; CH458757A; FR1444988A; GB1107154A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines warmfesten, ferritischen Cr-Mo-V-Stahles mit hoher Zeitstandfestigkeit und verbesserter Zeitbruchdehnung durch Austenitisierungsglühen, Abschrecken unter Bildung eines überwiegend aus Bainit bestehenden Gefüges und Anlassen bei 620 bis 760 C unter Ausscheidung der Vanadiumcarbide in feinverteilter Form.

Aus der GB-PS 6 96 883 ist es bekannt, daß niedriglegierte perlitische Stähle, die neben Eisen höchstens 0,6% C, mindestens 0,7% Si und zusätzlich mindestens eine weitere Legierungskomponente in Form von 0,2 bis 6% Cr, 0,1 bis 3,0% Mo, 0,05 bis 3% V, 0,1 bis 3% W, Ti in einer Menge, die der 8- bis 30fachen Kohlenstoffmenge entspricht, und/oder Nb und/oder Ta in einer Menge, die bis zu 15mal höher ist als der Kohlenstoffgehalt, enthalten, eine verbesserte Warmfestigkeit aufweisen, wenn sie bei einer Temperatur von mindestens 900 C austenitisiert und anschließend derart abgekühlt werden, daß der Austenit im wesentlichen vollständig innerhalb eines Temperaturbereiches umgewandelt wird, der oberhalb des Martensitbildungsbereiches, jedoch unterhalb des Perlitbildungsbereiches liegt. Der Siliciumgehalt muß höher sein als der Kohlenstoffgehalt und mit steigendem Kohlenstoffgehalt stärker zunehmen als der Kohlenstoffgehalt, so daß der Siliciumgehalt mindestens 3% beim maximalen Kohlenstoffgehalt von 0,6% beträgt. Ein Stahl aus 0,15% C, 0,40% Si, 0,20% Mn, 2,0% Cr, 1,1% Mo, 0,8% V, Rest Eisen, dessen Siliciumgehalt also unterhalb der erforderlichen Mindestmenge von 0,7 % liegt, weist nach der vorgenannten Wärmebehandlung ein rein martensitisches Gefüge auf und besitzt auch eine geringere Zeitstandfestigkeit bei Beanspruchung bei einer Temperatur von 600 C.

Aus der US-PS 24 80 151 ist ein warmfester Stahl aus 0,05 bis 0,35% C, 0,40 bis 0,60% Mo, 0,40 bis 0,70% Cr, 0,10 bis 0,20% V, 0,005 bis 0,05% Ti, maximal 0,70% Mn, maximal 0,05% Al, maximal 0,60% Si, maximal 0,5% P, maximal 0,06% S, Rest Eisen, bekannt, der nach längerem Homogenisieren bei einer Temperatur von über 950 C, längerem Normalisieren bei einer Temperatur in der Größenordnung von 900 C sowie Anlassen bei einer Temperatur in der Größenordnung von 700 C eine Warmfestigkeit in der Größenordnung von 60 kg/mm² und eine gute Zeitstandfestigkeit bei Beanspruchung bei einer Temperatur von 540 C aufweist. Bei der Herstellung dieses Stahles.wird der Stahlschmelze Aluminium zugesetzt, um die Gießeigenschaften zu verbessern. Der Aluminiumzusatz rnuß jfedoch -so eingestellt werden, daß der Aluminiumrestgehalt im Gußstück unter 0,05% beträgt und hauptsächlich in Oxydform vorliegt.

Aus der US-PS 27 70 563 ist ein niedriglegierter Stahl aus 0,08 bis 0,20% C, 0,3 bis 1,20% Mn, 0,6 bis 5% Cr, 0,1 bis 0,5% Si, 0,15 bis 0,6% Al, bis zu 0,5% Mo, bis zu 0,5% V, bis zu 1 % Ni, bis zu 0,2% Ti, Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen bekannt, aus dem nahtlose Rohre gewalzt werden, die nach Normalisieren bei 950 C, Abschrecken sowie Anlassen bei 600 bis 700 C ein ferritisches Gefüge mit darin dispergieren Carbidteilchen aufweisen und die daher sehr widerstandsfähig gegen Spannungsrißkorrosion in einer Schwefelwasserstoff enthaltenden Umgebung sind.

Cr-Mo-V-Stähle werden hauptsächlich zur Herstellung von hochtemperaturbeanspruchten Bauteilen verwendet. Es hat sich herausgestellt, daß die Zeitbruchdehnung solcher Stähle abnimmt, wenn das Austenitisierungsglühen zur Erzielung einer möglichst hohen Zeitstandfestigkeit bei hohen Temperaturen durchgeführt wird. Für viele Anwendungszw.ecke ist es jedoch erwünscht, daß derartige Stähle neben einer möglichst hohen Zeitstandfestigkeit auch eine möglichst hohe Zeitbruchdehnung (Widerstandsfähigkeit gegen Versprödung) aufweisen. Zur Erzielung optimaler Zeitstandfestigkeit von Cr-Mo-V-Stählen müssen

■50 die Vanadiumcarbide durch entsprechende Wärmebehandlung vollständig gelöst werden, worauf schnell abgekühlt werden muß, damit ein überwiegend bainitisches Gefüge entsteht. Anschließend wird eine Anlaßbehandlung im Temperaturbereich von ungefähr 620 bis 760 C durchgeführt, um Vanadiumcarbid in einer feinen gleichmäßig dispergieren Phase auszuscheiden. Die fein dispergierten Vanadiumcarbide ergeben eine hohe Härte und Zeitstandfestigkeit, haben jedoch gleichzeitig eine Verringerung der Zeitbruch-

bo dehnung zur Folge. Cr-Mo-V-Stähle zum Einsatz auf Gebieten, bei denen eine gute Zeitbruchdehnung besonders wichtig ist, wurden daher bisher bei einer Temperatur austenitisiert. die geringer ist als die zur vollständigen Lösung des Vanadiumcarbids erforderliehe Temperatur. Die dadurch bedingte Verringerung der Zeitstandfestigkeit mußte bisher in Kauf genommen werden.
Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde,

ein Verfahren zum Herstellen eines Cr-Mo-V-Stahles zu schaffen, der neben einer hohen Zeitstandfestigkeit auch eine verbesserte Zeitbruchdehnung aufweist.

Gelöst wird diese Aufgabe durch ein Verfahren zum Herstellen eines warmfesten, ferritischen Cr-Mo-V-Stahles mit hoher Zeitstandfestigkeit und verbesserter Zeitbruchdehnung durch Austenitisierungsglühen, Abschrecken unter Bildung eines überwiegend aus Bainit bestehenden Gefüges und Anlassen bei 620 bis 760 C unter Ausscheidung der Vanadiumcarbide in feinverteilter Form, das erfindungsgemäß dadurch gekennzeichnet ist, daß zu einer aus 0,05 bis 0,6% C, 0,5 bis 3% Cr, 0,75 bis 1,75% Mo, 0,15 bis 1 % V, 0,2 bis 1,5% Mn, Rest im wesentlichen Eisen bestehenden Stahlschmelze Aluminium und Titan in solchen Mengen zugesetzt werden, daß der fertige Stahl 0,02 bis 0,2% Al und 0,04 bis 0,2% Ti enthält, und der gegossene und warmgewalzte Stahl bei über 980 C unter Auflösung von im wesentlichen der gesamten Vanadiumcarbidmenge austenitisiert wird.

Der Jiach dem Verfahren der Erfindung hergestellte Stahl weist neben einer hohen Zeitstandfestigkeit gleichzeitig auch eine verbesserte Zeitbruchdehnung auf.

In der folgenden Tabelle I ist die Zusammensetzung von verschiedenen Legierungen angegeben. In der ■-> Tabelle II sind die Zugfestigkeit, die Streckgrenze, die Bruchdehnung und die Brucheinschnürung der Legierungen bei Raumtemperatur angegeben. In Tabelle I sind die in Klammern angegebenen Aluminium- und Titanprozentsätze die Mengen, die der geschmolzenen Legierung zugesetzt worden sind, während die nicht in Klammern stehenden Prozentsätze den in der endgültigen Legierung vorhandenen Gehalt an Aluminium und Titan angeben.
Die Legierungen 1 bis 21, 30 bis 35 und 41 wurden

i) in einem Induktionsofen hergestellt. Die Legierungen 22 bis 24 und 36 bis 38 wurden in einem elektrischen Ofen bereitet, während die Legierungen 26 bis 29 in einem Plasmalichtbogenofen hergestellt wurden. Die Unterschiede zwischen den in den verbleibenden Aluminium- und Titanmengen und den zugesetzten Mengen sind zum Teil auf die verschiedenen_Herstellungsverfahren -zurückzuführen..

Tabelle I

Legierung C	0,17	Mn <	Zr	Mo	V	Ti	Al
Nr.	0,22
1	0,23	0,68	1,32	1,03	0,59	0,001	0,038 (0,02)
9	0,24	0,74	,23	1,02	0,71	0,01	0,010')
10	0,24	0,77	1,28	1,00	0,70	0,074 (0,15)	0,011')
11	0,24	0,82	1,31	1,00	0,76	0,074 (0,15)	0,031 (0,03)
14	0,31	0,62	1,28	1,03	0,75	0,067	0,013')
15	0,31	0,61	,19	0,97	0,68	0,063	0,018
17	0,30	0,74	1,26	1,12	0,26	0,01	0,042. .
18	0,32	0,52	1,10	1,10	0,23	0,061 (0,15)	• 0,008') (0,03)
19	0,31	0,70	1,16	1,08	0,28	0,05	0,035'
20	0,13	0,75	,17	1,08	0,56	0,01	0,012')
21	0,17	0,81	1,18	1,08	0,60	0,075(0,15)	0,028 (0,05)
22	0,17	0,76	,30	1,00	0,48	0,063 (0,10)	0,027 (0,03)
23	0,14	0,64	1,28	1,07	0,46	0,069 (0,23)	0,012 (0,03)
24	0,13	0,68	,35	1,00	0,50	0,040 (0,17)	0,014 (0,03)
26	0,13	0,68	,26	0,97	0,48	0,003	0,005')
27	0,12	0,69	,28	0,97	0,49	0,003	0,017 (0,008)
28	0,17	0,66	1,24	0,97	0,47	0,003	0,063 (0,035)
29	0,16	0,66	1,25	0,96	0,46	0,15(0,10)	0,040 (0,035)
30	0,16	0,64	1,32	0,99	0,58	0,110(0,19)	0,009')
31	0,17	0,66	1,32	0,98	0,56	0,110(0,31)	0,024 (0,02)
32	0,16	0,64	[,30	0,99	0,57	0,100 (0,19)	0,054 (0,05)
33	0,17	0,63	,34	0,97	0,57	0,100 (0,19)	0,110(0,12)
34	0,22	0,67	,35	0,96	0,60 .	0,110(0,19)	0,20 (0,20)
35	0,21	0,64	1,35	1,00	0,56	0,12 (0,21)	0,013 (0,01)
36	0,19	0,63	1,41	0,98	0,64	0,037 (0,09)	0,025 (0,025)
37	0,16	0,65	,41	1,00	0,64	0,090 (0,26)	0,025 (0,025)
38	') Restliches Al -	0,65	,40	1,00	0,58	0,088 (0,26)	0,013')
41	0,59	,30	1,00	0,57	0,19 (0,36)	0,023 (0,02)
	nichts zugesetzt.

Tabelle!!

Legierung
Nr.

■ Zugfestigkeit

kg/mm²

0,2-Dehngrenze

kg/mm²

Bruch- Brucheindehnung schnürung

1	77,5	64,5	21,0	58,6
9	96,4 .	84,7 .	21,0	62,0
10	97,2	87,2	21,0	62,0
11	96,6	89,6	21,0	63,0
14	96,0	84,7	19,0	58,0
15	95,4	84,3	21,0	62,0
17	95,6	82,6	16,0 .	40,0
18	97,4	83,5	14,0	38,0
19	99,3	87,2	14,0	37,0
20	95,0	79,4	18,0	50,0
21	98,4	85,7	17,0	53,0
22	78,4	65,4	19,0	61,3
23	94,8	66,8	■ 18,5	50,0
24	96,3	67,8	19,5	51,4
26	'70,2_	52,4	21,9	64,5
27-	■ 71,7	54,1	•22,8	63,7
28	68,6		17,8	38,1
29	64,5	43,1	22,8	69,9
30	76,4	64,2	18,5	48,4
31	75,6	63,4	11,0	18,8
32	76,5	64,9	22,0	63,5
33	77,3	65,5	20,5	56,0
34	72,4	61,0	10,5	18,4
35	75,6	62,8	17,0	44,9
36	71,5	53,8	22,0	60,8
37	74,8	54,8')	21,0	59,6
38	73,2	42,8')	24,0	64,0
41	74,8	64,4	21,5	61,3
')	0,02-Dehngrenze.

Die Legierungen 1, 22 bis 38 und 41 wurden gegossen, während die Legierungen 9 bis 21 geschmiedet wurden. Die Legierung 1 wurde sechzehn Stunden lang bei einer Temperatur von 1025 bis 1050 C austenitisiert, luftabgekühlt, 15 Stunden lang bei 720 C angelassen und luftabgekühlt. Die geschmiedeten Legierungen 9 bis 15 wurden vierStunden lang bei 1040 C austenisiert, luftabgekühlt und bei einer Temperatur von 705 C viermal ungefähr sechs bis acht Stunden ■-> lang angelassen. Die geschmiedeten Legierungen 17 bis 21 wurden vier Stunden auf 1065 C erwärmt, innerhalb eines Zeitraumes von acht Stunden langsam in Luft abgekühlt, zwanzig Stunden lang auf 1010 C erwärmt und innerhalb eines Zeitraumes von acht

κι Stunden dann wieder langsam in Luft abgekühlt. Die Legierungen 17 und 19 wurden zusätzlich siebzig Stunden lang auf 650 C erwärmt. Die Legierungen 18 und 20 wurden nach der obigen Wärmebehandlung zweiundzwanzig Stunden lang auf 650 (. wieder erwärmt.

ij Die Legierung 21 wurde vierzig Stunden lang bei 650 C angelassen. Die gegossene Legierung 22 wurde zur Austenitisierung zwölf Stunden lang auf 1052 bis 1060 C erwärmt, luftabgekühlt und achtundzwanzig Stunden lang auf 716 bis 720 C erwärmt. Die gegossene

2» Legierung 23 wurde vierzehn Stunden lang bei einer Temperatur von 1036 bis 1060 C austenitisiert, luftabgekühlt und zw_anzig Stunden lang bei 705 bis 716 t angelassen. DietegiSrung 24 wurde zwanzig Stunden lang bei 1052 bis 1055 (. austenitisiert, luftabgekühlt

2^r> und dreiundzwanzig Stunden lang bei 710 bis 720 C angelassen. Die Legierungen 26 bis 29 wurden zwölf Stunden bei 1025 bis 1050 C austenitisiert, luftabgekühlt und fünfundzwanzig Stunden bei 705 C angelassen. Die Legierungen 30 bis 35 wurden fünfundzwanzig Stunden lang bei 1050 C austenitisiert, ofenabgekühlt, weitere Fünfzehn Stunden bei 740 C angelassen und luftgekühlt. Die Legierungen 36 bis 38 wurden alle zunächst zwölf Stunden lang bei 1065 C austenitisiert und dann ofenabgekühlt. Die Legierung

jj 36 wurde zwanzig Stunden lang bei 732 C angelassen und dann luftabgekühlt. Die Legierung 37 wurde sieben Stunden lang bei 732 C angelassen, während die Legierung 38 acht Stunden bei 732 C angelassen wurde. Die gegossene Legierung 41 wurde sechzehn Stunden lang bei 1025 bis 1050 C austenitisiert, luftabgekühlt und Fünfzehn Stunden lang bei 740 C angelassen und schließlich luftabgekühlt.

In der folgenden Tabelle III sind die Zeitstandfestigkeitseigenschaften der obigen Legierungen angegeben.

Tabelle III

Legierung Temperatur Belastung
C kg/mm²

Zeit bis Bruchdehnung Bruch-

Bruch einschnürung

Stunden % %

10

593	26,7	87,4	6,75	30
593	23,9	292,3	3,35	12
593	22,5	503,5	2,80	13
593	22,5	466,2	2,50	9,9
593	42,2	12,0	10,0	52
593	31,3	350,0	4,1	10
593	25,3	1370,0	2,3	7,8
648	17,6	566,0	9,7	19
593	42,2	8,4	11,0	55
593	31,3	217,0	3,9	17
593	23,9	1237,0	2,9	14
648	17,6	66,0	8,2	24

	7	14	83218	Bruchdehnung	8	Bruch-
						einschniirung
(Fortsetzung)	Temperatur			%	% ■ ■.
Legierung		Belastung	Zeit bis	13,0	76
Nr.	C		Bruch	13,0	58
	593	kg/mm²	Stunden	16,0	30
11	593	42,2	4,7	18,0	61
	593	31,3	246,0	4,4	8,5
	648	23,9	1750,0	4,5	7,8
	593	17,6	308,0	3,1	7,8
14	593	42,2	75,0	5,0	27
	593	31,3	650,0	10,0	72
	648	28,2	1454,0	4,0	10
	593	17,6	956,0	4,4	23
15	593	42,2	14,0		47
	593	31,3	881,0	■ 3,2 " ~ ^	9,9
	648	29,5	1103,0	3,7	8,5
'. -	593	17,6	650,0	2,4	8,5
17	593	36,6	86,0	4,3	12
	593	" 31,3	170,0	9,4	34
	648	20,4	1293,0	3,1	13
	593	17,6	130,0	2,9	7,2
18	593	36,6	72,0	8,4	26
	593	31,3	128,0	12,0	59
	648	20,4	1585,0	12,0	50
	593	17,6	141,0	6,6	39
19	593	36,6	121,0	22,0	74
	593	31,3	407,0	3,5	15
	648	23,9	1584,0	5,2	17
	593	17,6	230,0	4,5	12
20	593	36,6	84,0	14,0	41
	593	31,3	312,0	16,0	77
	648	22,5	1769,0	13,0	73
	593	17,6	197,0	18,0	70
21	593	36,6	74,0	14,0	81
	593	31,3	233,0	13,7	79
	648	21,1	2320,0	14,2	76
	593	17,6	152,0	14,7	76
22	593	26,7	407,6	12,9	80
	593	24,6	1410,1	21,7	92
	648	23,2	3332,4	9,3	60
	704	18,3	480,9	12,0	57
	593	7,75	266,3	7,4	44
23	593	27,1	804,6	13,2	73
	648	26,7	1328,3	10,5	67
	704	19,7	484,7	7,9	41
	593	9,85	417,2	8,1	38
24	593	27,4	350,2	8,3	42
	593	25,7	1040,0	7,8	29
	593	25,3	1387,2	10,5	54
	648	• 25,3	1465,0
	704	19,7	407,4
	9,15	408,4

	(Fortsetzung)	Temperatur	14	83218	Bruchdehnung	10
	Legierung
	Nr.	C			%	Bruch
9		593	Belastung	Zeit bis	12,3	einschnürung
26	593		Bruch	13,3	%
	593	kg/mm²	Stunden	13,3	73
	593	24,6	269,9	12,8	63
27	593	23,2	405,2	13,2	' 55
	593	22,5	849,7	9,0	69
	593	24,6	196,9	9,4	60
	593	22,5	445,1	6,5	44
28	593	21,1	1132,9	12,9	28
	593	19,7	1546,6	7,1	41
	593 '	24,6	70,3	20,4	59
29	593	22,5	407,7	20,-3^- ^	32
""	593	21,1	973,6	16,0	.88
	593	21,1	105,5	19,1	88 ·
30	593	19,0	504,3	23,0	88
	593	17,6	1030,7	23,0	84
	593	26,7	34,8	10,3	86
	593	24,6	126,8	25,8	84
31	593	22,5	400,7	26,5	53
	593	21,1	1036,5	14,1	83
	593	26,7	33,2	15,1	84
	593	24,6	170,0	23,7	80
32	593	22,5	371,1	22,2	67
	593	21,1	845,1	22,2	83
	593	26,7	36,7	22,8	83
33	593	24,6	138,1	14,5	78
	593	22,5	443,0	33,4	82
34	593	26,7	96,3	16,5	71
	593	22,5	972,0	17,6	81
35	593	26,7	44,6	11,9	75
	593	20,4	766,5	24,8	81
36	593	24,6	168,2	23,8	56
	593	22,5	297,7	20,9	88
	593	24,6	17,2	21,3	87
37	593	21,1	72,5	16,1	41
	593	16,2	1314,3	17,2	86
	593	24,6	45,0	14,9	84
38	593	21,1	200,8	15,5	83
	593	17,6	2419,9	9,5	79
	593	26,7	7,5	15,9	79
41	593	23,9	57,1	15,8	47
	676	20,4	2144,6	19,0	81
	24,6	99,8		83
22,5	293,0	82
13,4	133,6

Aus den vorstehend angeführten Meßwerten ist ersichtlich, daß durch Zusatz von Aluminium und Titan in den erfindungsgemäßen Mengen zu Legierungen

der eingangs genannten Zusammensetzung Werkstoffe entstehen, die sich nicht nur durch eine hohe Zeitstandfestigkeit, sondern gleichzeitig auch durch gute

Zeitbruchdehnung auszeichnen, wie die im Rahmen der Erfindung liegenden Beispiele Nr. 11, 15, 19 bis 23, 29, 31 bis 34, 36, 37 und 41 zeigen. Bei Betrachtung der Meßwerte für die Legierung 1, der nur Aluminium zugesetzt worden ist, ergibt sich, daß das Zeitbruchdehnungsverhalten zu wünschen übrig läßt, wie die Brucheinschnürung bei hohen Temperaturen zeigt. Beispiel 17 zeigt, daß das gleiche auch für geschmiedete Legierungen gilt, denen nur Aluminium zugesetzt worden ist. Die Legierung 38 enthält zwar Titan, jedoch nur eine unter dem vorgeschriebenen Aluminiumbereich liegende Aluminiummenge. Es ist ersichtlich, daß dadurch das Zeitbruchdehnungsverhalten bei hohen Temperaturen herabgesetzt wird. Der gleiche Effekt tritt auch bei der geschmiedeten Legierung 18 auf. Bei der Legierung 24 handelt es sich um ein gegossenes Material, bei dem zwar Aluminium und Titan vorhanden sind, der Aluminiumgehalt jedoch unter der vorgeschriebenen Grenze liegt, wodurch sich eine mangelhafte Zeitbruchdehnung ergibt. Bei der geschmiedeten Legierung 14 tritt der gleiche Effekt auf Grund der zu geringen Aluminiummenge auf.

In der Legierung 27 ist zwar eine wesentliche, jedoch unter 0,02% liegende Aluminiummenge vorhanden, jedoch fehlt es an Titan, wodurch sich wiederum eine unzureichende Zeitbruchdehnung ergibt. Anhand von Legierung 28 ist ersichtlich, daß man durch Erhöhung des Aluminiumgehalts unter Beibehaltung des Titangehalts auf dem niedrigen Wert keine entscheidende Verbesserung erzielt.

Die zur Verbesserung der Härtbarkeit 0,0016% Bor enthaltende Legierung 15 besitzt die gewünschte Zeitbruchdehnung, da sowohl ihr Aluminiumgehalt als auch ihr Titangehalt innerhalb des vorgeschriebenen Bereiches liegt. Auch die Legierungen 19, 22 und 34 liegen im Rahmen der Erfindung.

Die Legierung 26 weist sowohl einen zu geringen Al- als auch Ti-Gehalt auf. Bei den Legierungen 30 und 35 ist der Al-Gehalt zu niedrig.

Die Legierungen 26, 27, 28 und 29 wurden dadurch hergestellt, daß zunächst zunehmende Aluminiummengen und schließlich 0,15% Titan zur gleichen Grundschmelze zugesetzt wurden, von der dann nach jedem Zusatz ein Block gegossen wurde. Es ist er-■ sichtlich, daß die Zeitbruchdehnung mit zunehmendem Aluminiumgehalt abnimmt, so daß also Aluminium allein das hohe Zeitbruchdehnungsverhalten nicht zu bewirken vermag. Durch Zusatz von 0,15% Titan zur Legierung 29 ergibt sich jedoch ein Material, das keine Abnahme der Zeitbruchdehnung aufweist.

Aus den Legierungen 9, 10, 11, 14 und 15 ist die Wirkung verschiedener Titanmengen und Aluminiummengen ersichtlich. Der Legierung 9 wurde absichtlich weder Aluminium noch Titan zugsetzt. Die Legierung 9 weist daher eine geringe Zeitbruchdehnung auf. Die Legierung 10 enthält lediglich zusätzlich Titan, weist jedoch keine wesentliche Änderung in ihrem Dehnungsverhalten auf. Die darüber hinaus noch Aluminium enthaltenden Legierungen 11 und 15 zeichnen sich jedoch durch eine wesentlich höhere Zeitbruchdehnung aus.

In ähnlicher Weise ist auch aus den Legierungen 17, 18, 19 und 21 die günstige Wirkung von Titan- und Aluminiumzusätzen ersichtlich. Die Legierung 21 enthält sowohl Titan als auch Aluminium, die Legierung 17 nur Aluminium allein und die Legierung 18 nur Titan allein.

Die in Tabelle I angeführten erfindungsgemäß behandelten Legierungen können für die verschiedensten Zwecke verwendet werden. Die Legierungen 19 bis 21 sind nach Vornahme der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung beispielsweise zur Herstellung schwerer Schmiedestücke geeignet, beispielsweise von warmfesten Turbinenläufern. Die Legierungen 11 und 15 sind in Verbindung mit der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung zur Herstellung von kleineren Schmiedestücken und Walzprodukten, beispielsweise Platten und Blöcken geeignet, die zur Herstellung von hohen Temperaturen ausgesetzten Druckbehältern verwendet werden. Die restlichen Tm Rahmen der Erfindung liegenden· Legierungen ergeben nach Vornahme der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung hochwarmfeste Gußstücke, Schmiedestücke oder Walzprodukte, bei denen aus Gründen der Schweißbarkeit ein niedriger Kohlenstoffgehalt erwünscht ist.

Es hat sich herausgestellt, daß die Reihenfolge, in welcher Aluminium und Titan zugesetzt werden, nicht kritisch ist. Es wurden brauchbare erfindungsgemäß zu behandelnde Stahllegierungen hergestellt, indem entweder Aluminium oder Titan zuerst oder sowohl Aluminium als auch Titan gleichzeitig zugesetzt wurden. Man kann jedoch in manchen Fällen nicht voraussagen, welcher Anteil der zugesetzten Elemente in der Legierung schließlich verbleibt. Man glaubt jedoch, daß man die am besten übereinstimmenden Schmelzergebnisse erzielt, wenn man Aluminium zuerst oder gleichzeitig mit Titan zusetzt. Man kann auch Aluminium und Titan in Form einer Vorlegierung zusetzen, in welcher die kritischen Bestandteile in den angegebenen Mengen vorhanden sind. Der Zusatz von Aluminium und Titan sollte vorzugsweise nach der üblichen Desoxydationsbehandlung und kurz vor dem Abstich erfolgen, falls Aluminium und Titan im Ofen zugesetzt werden. Aluminium und Titan können auch während und nach dem Abstich der Gießpfanne zugesetzt werden. Alle beschriebenen Verfahren wurden mit gleichem Erfolg praktiziert.

Es hat sich auch herausgestellt, daß sich durch Vakuumentgasung teilweise die durch Zusatz der beschriebenen Stoffe erzielten günstigen Ergebnisse verwirklichen lassen, so daß in Verbindung mit einer Vakuumentgasung geringere Mengen an Zusätzen erforderlich sind.

Claims

Patentanspruch:

Verfahren zum Herstellen eines warmfesten, ferritischen Cr-Mo-V-Stahles mit hoher Zeitstandlestigkeit und verbesserter Zeitbruchdehnung durch Austenitisierungsglühen, Abschrecken unter Bildung eines überwiegend aus Bainit bestehenden Gefüges und Anlassen bei 620 bis 760 C unter Ausscheidung der Vanadiumcarbide in feinverteilter Form, dadurch gekennzeichnet, daß zu einer aus 0,05 bis 0,6% C, 0,5 bis 3% Cr, 0,75

bis 1,75% Mo, 1,15 bis 1% V, 0,2 bis 1,5% Mn, Rest im wesentlichen Eisen bestehenden Stahlschmelze Aluminium und Titan in solchen Mengen zugesetzt werden, daß der fertige Stahl 0,02 bis 0,2% Al und 0,04 bis 0,2% Ti enthält, und der gegossene und warmgewalzte Stahl bei über 980 C unter Autlösung von im wesentlichen der gesamten Vanadiumcarbidmenge austenitisiert wird.