DE1483333B1

DE1483333B1 - Verwendung eines stahles als tieftemperaturzaeh/er werk stoff

Info

Publication number: DE1483333B1
Application number: DE19651483333
Authority: DE
Original assignee: Yawata Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Yawata Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 1964-06-22
Filing date: 1965-06-22
Publication date: 1971-08-26
Also published as: GB1116651A

Description

Die Erfindung betrifft die Verwendung einer wirtschaftlichen Stahllegierung mit ausreichender Zähigkeit und Festigkeit selbst bei tiefen Temperaturen und insbesondere von Stahllegierungen mit ausreichender Zähigkeit und Festigkeit selbst beim Siedepunkt von flüssigem Stickstoff (-196⁰C).

Der sogenannte 9%-Ni-Stahl ist schon als wirtschaftlicher technischer Stahl bekannt, der die Stelle des 18-8-Edelstahls einnehmen kann. Dieser Stahl zeigt bei richtiger Wärmebehandlung eine Zähigkeit von etwa 8 bis 11 mkg/cm² bei der Charpy-Schlagzähigkeit mit V-Kerbe bei -196° C, dem Siedepunkt von flüssigem Stickstoff, und hat so beträchtliche Festigkeiten wie eine Zerreißfestigkeit von 75 bis 85 kg/mm² und eine Streckgrenze von 60 bis 65 kg/mm² bei Zimmertemperatur. Obwohl 9%-Ni-Stahl die obenerwähnte Zähigkeit und Festigkeit hat, ist der Preis des Stahls hoch, da er eine große Menge, wie etwa 9% Nickel, enthält, das ein kostspieliges Legierungselement für Stahl ist. Insbesondere in einem Land mit geringen Nickellagerstätten hat ein Stahl mit hohem Nickelgehalt, selbst wenn er produziert würde, wirtschaftlich nur begrenzten Wert. Um daher den Preis und das Baugewicht herabzusetzen, ist heutzutage die Entwicklung von wirtschaftlicheren zähen Stählen erforderlich.

Ein Ziel der Erfindung ist ein wirtschaftlicher Stahl, der eine geringere Menge an teurem Nickel enthält und eine Zähigkeit und Festigkeit bei tiefen Temperaturen aufweist, die gleich oder höher sind als diejenigen von 9%-Ni-Stahl gemäß dem ASTM-Standard, so daß er als wirtschaftlicher Werkstoff für Gegenstände, die bei tiefen Temperaturen große Zähigkeit besitzen müssen. Dieses erläutert ein nachgebrachtes Beispiel, wonach der Werkstoff für Behälter für flüssiges Methan, Sauerstoff oder Stickstoff breite Anwendung finden kann. Dabei wird angestrebt, durch die später noch zu erwähnenden Legierungselemente, insbesonder Mangan, Wolfram (oder Molybdän), Chrom, die Verringerung des teuren Nickels auszugleichen. Dieser Stahl soll selbst beim Siedepunkt von flüssigem Stickstoff (—196°C) durch geeignete Wärmebehandlung des Stahls eine stabile Struktur aufweisen.

Weitere Ziele der Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung, den Beispielen und der Zeichnung ersichtlich. In den Zeichnungen bedeutet

Bild 1 eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Austenitisierungstemperatur und dem Wert a_k der Charpy-Schlagzähigkeit mit F-Kerbe bei —196° C, dem Siedepunkt von flüssigem Stickstoff, in dem Fall zeigt, wo Stähle (A, A' und B), die einer Diffusionsbehandlung unterworfen wurden, luftgekühlt (A') oder mit Wasser abgeschreckt (A und B), für 1 Stunde auf 600⁰C erhitzt und dann mit Wasser gekühlt werden;

Bild 2 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Anlaßtemperatur und dem Wert der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung mit F-Kerbe bei -196° C für den Fall zeigt, wo die in Bild 1 gezeigten Stähle nach Diffusionsbehandlung 1 Stunde auf 800⁰C erhitzt, luftgekühlt (A' und JS') oder mit Wasser abgeschreckt (B) und dann angelassen werden;

Bild 3 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Mangangehalt und dem Wert der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung mit F-Kerbe bei -196°C zeigt;

Bild 4 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Wolframgehalt und dem Wert der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung mit F-Kerbe bei -196°C zeigt;

Bild 5 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Chromgehalt und dem Wert der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung mit F-Kerbe bei -196° C zeigt.

Durch die österreichische Patentschrift 150 000 ist nun in ganz anderem Zusammenhang, nämlich auf der Suche nach geeigneten Schweißdrähten für Lichtbogenschweißung, ein Stahl bekanntgeworden, bei dem, obwohl früher als der heute gebräuchliche 9%-Ni-Stahl und nicht für kältetechnische Anwendungszwecke entwickelt, das teure Nickel in Verbindung mit Wolfram, Chrom, Molybdän und anderen Elementen in einer Relation vorkommt, die sich, wie näher noch erläutert werden wird, für die angestrebten Ziele der Erfindung eignet. Die erwünschte hohe Zähigkeit bei tiefen Temperaturen läßt sich jedoch nur bei richtiger Auswahl der Elemente aus den in der österreichischen Patentschrift angegebenen breiten Legierungsbereichen und bei geeigneter Strukturveränderung durch Wärmebehandlung, wie später beschrieben, erzielen.

Anders als bei dieser bekannten Stahllegierung mit breiten Legierungsbereichen der Zusatzelemente besteht nun die Erfindung unter selektiver Auswahl der Legierungsbereiche in der Verwendung eines Stahls mit 0,01 bis 0,15% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,4% Silizium, 0,5 bis 4,5% Mangan, 4,5 bis 7,5% Nickel, weniger als 0,05% Stickstoff, weniger als 0,05% säurelösliches Aluminium und 0,05 bis 2% Wolfram oder 0,10 bis 1,50% Chrom, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, der nach der Austenitisierung abgeschreckt und bei 525 bis 650⁰C angelassen ist, als Werkstoff für Gegenstände, die bei tiefen Temperaturen eine hohe Zähigkeit aufweisen müssen.

Zweckmäßigerweise wird der Anteil an Wolfram ganz oder teilweise durch Molybdän ersetzt.

Der Stahl wird erhitzt und abgeschreckt oder luftgekühlt und dann angelassen, um eine Ferritstruktur darin zu bilden und gleichzeitig feinen Austenit auszuscheiden, der teilweise erforderlichenfalls in Martensit übergeführt werden kann.

Daher besteht die grundlegende metallurgische Struktur des erfindungsgemäßen Stahls, wie oben erwähnt, aus einem Ferrit und ausgeschiedenem Austenit (oder teilweise Martensit). Insbesondere hat er eine Ferritstruktur, worin ein Austenit, der selbst bei der Temperatur des flüssigen Stickstoffs (—196°C) beständig ist, auf einer alten Martensitkristallkorngrenze durch eine solche geeignete Wärmebehandlungsmcthode, wie sich nachfolgend zur Erzielung einer solchen Struktur beschrieben wird, ausgeschieden wird. Weiterhin wird, falls ein Keimbildungsmittel, das eine feine Verteilung der Ausscheidungen bewirkt und das hauptsächlich aus einem Nitrid besteht, zur Verbesserung der Zähigkeit durch Kornverfeinerung und zur Erhöhung der Festigkeit durch einen Dispersionshärtungsmechanismus zugegeben wird, die obenerwähnte Grundstruktur eine Struktur, worin zusätzlich diese keimbildende Ausscheidung verteilt ist.

Im folgenden sei die Herstellung des erfindungsgemäß zu verwendenden Stahls beschrieben. Bei der Schmelz- und Herstellungsstufe zur Bildung des Stahl kann das Schmelzen leicht in Stahlöfen, wie

Konvertern, Siemens-Martin-Öfen, Elektroöfen oder Hochfrequenzofen durchgeführt werden. Bezüglich dieses Punktes besteht kein besonderes Problem. Der geschmolzene Stahl, der die obenerwähnten Legierungselemente enthält, wird in einem obenerwähnten Ofen geschmolzen, gegossen und warmgewalzt. Auch bei der Gieß- und Warmwalzstufe ist keine besondere Beschränkung erforderlich. Je nach dem Ziel können solche Stufen jedoch unter Begrenzung der Atmosphäre der Wärmebehandlung durchgeführt werden. Wenn der warmgewalzte Stahl richtig wärmebehandelt wird, kann man die oben beschriebene Grundstruktur erhalten. Diese Wärmebehandlung besteht darin, daß nach der Austenitisierung eine Abschreckbehandlung (oder Luftkühlung) und Anlaßbehandlung(en) durchgeführt werden. In einem Stahl, der normalerweise in einem Stahlofen erschmolzen wird und bei dem Stickstoff nicht eigens zugegeben wird, wird die Menge an Aluminium, die zur Bindung von Stickstoff erforderlich ist, zugegeben, und die Austenitisierung und das anschließende Abschrecken (oder Luftkühlen) und die Anlaßbehandlungen werden durchgeführt. Die Erhitzungstemperatur in einem solchen Fall ist die Austenitisierungstemperatur, welche der Zusammensetzung des Stahls entspricht. Wenn sie höher wird als die Kornvergröberungstemperatur, neigt die Tieftemperaturzähigkeit dazu, geringer zu werden. Weiterhin liegt die Anlaßtemperatur im Bereich von 525 bis 650⁰C, in welchem der stabile Austenit in der richtig angelassenen Ferritmatrix ausgeschieden wird. Dies ergibt sich deutlich aus der Beziehung der Zähigkeit im Fall der Behandlung des Stahls mit der in Tabelle I gezeigten Zusammensetzung von der Austenitisierungstemperatur, wie sie in Bild 1 gezeigt ist, und der Beziehung der Zähigkeit im Fall des Abschreckens des Stahls auf die Temperatur, wie in B i 1 d 2 gezeigt.

Tabelle I
Chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent)

Probe	C	Si	Ni	Mn	W	Cr	Λ1	N
A, A' B, B'	0,07 0,07	0,23 0,20	6,00 6,00	1,70 1,70	0,47	0,17	0,015 0,007	0,0012 ■0,0015

Jeder der obenerwähnten Stähle A, A', B und B' in Bild 1 und 2 ist für 12 Stunden bei 1150⁰C diffusionsgeglüht, abgekühlt und dann angelassen. In Bild 1 ist der Stahl A' nach 1 stündigem Erhitzen bei der in dem Bild gezeigten Austenitisierungstemperatur luftgekühlt, und die Stähle A und B sind mit Wasser abgeschreckt, die Stähle A und A' sind bei einer Temperatur von 600⁰C angelassen und dann mit Wasser abgeschreckt, und der Stahl B ist bei einer Temperatur von 625° C angelassen und dann mit Wasser abgeschreckt. In B i 1 d 2 sind die wie oben erwähnt diffusionsgeglühten Stähle A', B und B' 1 Stunde auf eine Temperatur von 800⁰C erwärmt, luftgekühlt (die Stähle /4' und B') oder mit Wasser abgeschreckt (Stahl B), bei der in dem Bild gezeigten Temperatur angelassen (die Erhitzungszeit beträgt 1 Stunde) und dann mit Wasser abgeschreckt.

Aus den beiden Bildern ergibt sich, daß zwar die Zähigkeit des Stahls, d. h. der Wert der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung mit F-Kerbe (mkg/cm²) bei - 196⁰C, einen recht guten Wert im Bereich der Austenitisierungstemperatur zeigt, jedoch der Schlagzähigkeitswert a_k geringer wird, wenn sich die Temperatur der Kornvergröberungstemperatur nähert. Wenn weiterhin die Anlaßtemperatur geringer ist als 525⁰C und höher als 650⁰C, neigt der a,_;-Wert der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung (F-Kerbe) zum Fallen.

Der so hergestellte Stahl wird, wie oben erwähnt, je nach der Zusammensetzung wärmebehandelt, um

ίο die Feinstruktur zu regeln, so daß die Zähigkeit und Festigkeit bei tiefen Temperaturen heraufgesetzt werden kann. Das heißt, daß der ausgeschiedene Austenit an Legierungselementen, wie Nickel, Mangan, Stickstoff und Kohlenstoff, angereichert ist und sich ein austenitstabilisierender Zustand bei oder unterhalb Zimmertemperatur bildet, während in der Ferritmatrix diese Elemente eher geringer sind als bei der durchschnittlichen Zusammensetzung und insbesondere die Mengen an Kohlenstoff und Stickstoff, die fest in der Ferritmatrix gelöst sind, außerordentlich klein sind. Die Wirkungen dieser beiden Tatsachen, wie sie oben beschrieben sind, bestehen in einer Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit.

Im erfindungsgemäß zu verwendenden Stahl wird beim Verfahren des Anlassens der Marten sitstruktur oder Martensit-Bainit-Mischstruktur, die durch Abschrecken oder Luftkühlen von der obenerwähnten Temperatur gebildet sind, mit Hilfe der Beschleunigung der Diffusion durch das Vorliegen vieler Ver-Setzungsgruppen, ein feiner Austenit, in dem solche legierende Elemente, wie Stickstoff, Kohlenstoff. Nikkei und Mangan, angereichert sind, in der Martensit-Austenitkorngrenze oder Ferritsubkorngrenze, wie oben erwähnt, ausgeschieden; daher werden die Mengen an solchen Elementen in der Ferritmatrix verringert, und unter Beseitigung und Umlagerung der Versetzungen innerhalb der Martensitmatrix wird eine Ferritmatrix gebildet, welche feine Subkorngruppen enthält, worin die Mengen an Kohlenstoff und Stickstoff sehr klein sind. So werden freier Stickstoff und Kohlenstoff, die in fester Lösung vorliegen und unerwünscht für die Zähigkeit des Stahls sind, von der Ferritmatrix in den ausgeschiedenen Austenit geführt. Als Ergebnis wird der ausgeschiedene Austenit stärker stabilisiert. Der in der Korngrenze ausgeschiedene Austenit ist, wie oben erwähnt, in einem Zustand, in welchem Stickstoff, Kohlenstoff, Nickel und Mangan angereichert sind, und ist selbst bei so tiefen Temperaturen wie —196° C stabil, doch werden der feinverteilte Zustand und die Stabilität von der Anlaßtemperatur und der Zeit bestimmt, welche der Legierungszusammensetzung entsprechen. Die Anlaßtemperatur beträgt, wie oben erwähnt, 525 bis 650⁰C. Falls eine verhältnismäßig große Menge an Mangan enthalten ist, ist die Rolle von freiem Stickstoff bei der Anlaßbehandlung besonders wichtig für die Stabilität des ausgeschiedenen Austenits und damit für die Zähigkeit und Festigkeit des Stahls bei tiefen Temperaturen. Weiterhin dient das aus einem chemisch stark mit Stickstoff gebundenen Aluminium gebildete Nitrid als Kornraffinations- und Dispersionshärtungsmittel für den erfindungsgemäßen Stahl. Es ist schon bekannt, daß solche Füllungsmittel wirksam zur Raffination der Austenitkörner und zur Verfestigung des Stahls sind. Die beschriebene Wärmebehandlungsmethode führt zu einer möglichst feinen Verteilung des Nitrids. Das heißt, es wird eine Behandlung durchgeführt, bei welcher sehr grobes AlN,

das zum Zeitpunkt der Erstarrung oder des Warmwalzens eines Blockes gebildet ist, teilweise oder vollständig in einem Austenit und einer Ausfällung aus einem übersättigten Zustand bei einer verhältnismäßig tiefen Temperatur fest gelöst wird.

Es werden nun die Gründe erläutert, warum die Gehalte der jeweiligen Elemente erfindungsgemäß in den obenerwähnten Bereichen liegen sollen.

Kohlenstoff ist wertvoll für die Verbesserung der Abschreckbarkeit des Stahls. Das heißt, es ist erforderlich, eine Martensitstruktur oder eine gemischte Struktur von Martensit und Bainit nach Abschrecken von der Austenitisierungstemperatur zu erhalten, und es bildet Versetzungen von hoher Dichte in der Matrix. Weiterhin diffundiert der Kohlenstoff in den zum Zeitpunkt des Anlassens ausgeschiedenen Austenit und wird darin absorbiert und erhöht die Stabilität des Austenits bei tiefen Temperaturen. Wenn man diese Punkte in Betracht zieht, wird eine untere Grenze mit 0,01% definiert. Wenn andererseits der Gehalt an Kohlenstoff zunimmt, steigt die Menge des fest gelösten Kohlenstoffs in der Ferritmatrix beim Anlassen und beeinträchtigt die Zähigkeit. Berücksichtigt man diese Tatsache, wird die obere Grenze mit 0,15% festgesetzt.

Silicium ist ein Element, das die Zähigkeit des Stahls verbessert und die Festigkeit erhöht. Es ist auch ein Element, das zur Stahlherstellung erforderlich ist. Wenn weniger als 0,05% vorliegen, wird das obenerwähnte Ziel nicht erreicht. Wenn es in einer Menge zugegeben wird, daß mehr als 0,4% vorliegen, wird die Zähigkeit geringer. Daher wird der Siliciumgehalt in diesem Bereich festgelegt.

Nickel ist ein Element, das wertvoll für die Zähigkeit und die Festigkeit des Stahls ist. Es dient insbesondere zur Verbesserung der Zähigkeit beim Siedepunkt von flüssigem Stickstoff. Weiterhin diffundiert Nickel mit Hilfe der Versetzungen von einer hohen Dichte, die zum Zeitpunkt des Abschreckens oder Luftkühlens gebildet sind, und kann verhältnismäßig schnell im ausgeschiedenen Austenit absorbiert werden und ist in der Lage, den ausgeschiedenen Austenit bei tiefen Temperaturen zu stabilisieren. Aus diesen

ίο Gründen muß man mehr als 4,5% Nickel zusetzen. Wenn zuviel Nickel zugegeben wird, werden die Kosten des Stahls hoch. Unter Berücksichtigung dieser Punkte wird der Gehalt an Nickel auf weniger als 7,5% festgesetzt.

Mangan verbessert die Abschreckbarkeit des Stahls und stabilisiert den feinen Austenit, der beim Anlassen ausgefällt wird, wie im Fall von Stickstoff, Kohlenstoff und Nickel, und erhöht die Zähigkeit und Festigkeit der Ferritmatrix. Wenn jedoch der Gehalt an Mangan im Stahl mehr als 4,5% beträgt, wird die Zähigkeit des Stahls beeinträchtigt. Zum Beispiel ist in einem einfachen Legierungsstahl von 0,05 bis 0,1% Kohlenstoff und 6% Nickel, der 3,5% Mangan enthält, die Anlaßsprödigkeit bei 500 bis 600° C so schwerwiegend, daß die Tieftemperaturzähigkeit bemerkenswert verringert wird. B i 1 d 3 zeigt die Beziehung des Mangangehaltes und des Wertes der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung mit F-Kerbe bei —196° C bei wechselndem Mangangehalt für den Stahl der in Tabelle II gezeigten Zusammensetzung. Dieser Stahl wurde, nachdem er für 12 Stunden einer Diffusionsbehandlung bei 1150⁰C unterworfen wurde, auf 800⁰C erhitzt, dann mit Wasser abgeschreckt und dann auf 600⁰C angelassen und anschließend durch Wasser abgeschreckt.

Tabelle II
Chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent)

Probe	C	Ni	Si	Mn	Mo	Al	N
C D	0,07 0,09 bis 0,10	6,00 6,00	0,23 0,23	0,50 bis 4,50 0,50 bis 4,50	0,20	0,01 bis 0,005 0,01 bis 0,005	0,001 bis 0,002 0,001 bis 0.002

In B i 1 d 2 entspricht Kurve C dem Ergebnis für die in Tabelle II gezeigte Probe C, und Kurve D entspricht der Probe D. Aus dem Bild ist ersichtlich, daß durch Zugabe von etwa 2 Gewichtsprozent Mangan zur Probe C, welche Molybdän enthält, der Stahl eine sehr gute Zähigkeit erhält.

Das obige mit der Probe C erhaltene Ergebnis wird für den Fall der Zugabe von Molybdän gezeigt, doch gilt das gleiche bei Zugabe der gleichen Menge an Wolfram. Durch Versuche wurde festgestellt, daß der Wert a_k der Charpy-Schlagzähigkeit mit F-Kerbe, wieder mit ^bezeichnet, bei —196° C einer Probe der gleichen Zusammensetzung wie die Probe C mit der Ausnahme, daß Molybdän durch 0,5 Gewichtsprozent ersetzt ist, 18,1 bis 19,5 mkg/cm² beträgt, wenn diese Probe wie die Probe C wärmebehandelt ist. Aus diesen Ergebnissen kann geschlossen werden, daß die Zugabe einer großen Mengen von Mangan möglich wird, wenn man eine geeignete Mengen an Wolfram oder Molybdän zugibt.

Bei hohem Mangangehalt liegt bis zu hohen Temperaturen (Fe, Mn)₃C vor, was die Korngrenzfestigkeit verringert. Wie oben erwähnt, hat diese Tatsache einen ungünstigen Einfluß auf die Zähigkeit der Ferritmatrix und beeinträchtigt die Stabilität des beim Anlassen ausgeschtedenen Austenits. Aus diesen Gründen wird die obere Grenze an Mangan mit 4,5% festgesetzt. Wenn andererseits der Mangangehalt geringer ist als 0,5%, ist die gewünschte Wirkung nicht erzielbar.

Wolfram ist als Element zur Herabsetzung der Anlaßsprödigkeit der einfachen Legierungen, die Nikkei, Mangan und Kohlenstoff enthalten, wie oben erwähnt, wertvoll. Weiterhin verzögert gemäß den Beobachtungen mit einem Elektronenmikroskop Wolfram im Stahl die Erholung des Martensits, was zur Raffination des dispergierten Zustandes von an der Korngrenze ausgefälltem Austenit führt, und beschleunigt die Diffusion von Nickel, Mangan, Kohlenstoff und Stickstoff und dehnt die optimale Anlaßtemperatur auf höhere Temperaturen aus. Um solche Ergebnisse zu erhalten, beträgt der vorzugsweise Bereich von Wolfram 0,05 bis 2,00 Gewichtsprozent.

In Bild 4 ist der a_k-Wert der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung (F-Kerbe) bei —196° C bei wechselndem Wolframgehalt im Stahl der in Tabelle III gezeigten Zusammensetzung wiedergegeben.

Tabelle III
Chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent)

C	Si	Ni	Mn	W	Al	N
0,08 bis 0,11	0,23	6,00	1,60 bis 1,70	0,10 bis 1,00	0,015	0,002

Der obige Stahl wurde einer Diffusionsbehandlung für 12 Stunden bei 1150° C unterworfen, 1 Stunde bei 800⁰C erhitzt, luftgekühlt, 1 Stunde bei 600⁰C angelassen und dann mit Wasser abgeschreckt. Aus dem Ergebnis ist ersichtlich, daß die Zähigkeit des Stahls bei tiefen Temperaturen durch die Zugabe von Wolfram außerordentlich erhöht ist. Wolfram ergibt fast die gleiche Wirkung wie Molybdän, doch kann der Stahl auf wirtschaftlichere Weise erhalten werden als im Fall der Zugabe von Molybdän. Weiterhin kann ein Teil Wolfram durch Molybdän ersetzt werden, und in diesem Fall ergibt so zugesetztes Molybdän die gleiche Wirkung wie Wolfram. Wenn Chrom zugegeben wird, kann, wie noch erwähnt wird, das gesamte Wolfram durch Molybdän ersetzt werden.

Chrom ist ein Element, das zur Ausdehnung der optimalen Anlaßtemperatur auf höhere Temperatüren zugegeben wird. Das heißt, die Martensitstruktur wird durch eine Abschreckbehandlung gebildet, und sie wird durch Anlassen des Stahls in die Ferritstruktur übergeführt, deren Erholung geeignet fortgeschritten ist, doch muß in diesem Fall die Diffusion von Nickel, Mangan, Kohlenstoff, Stickstoff u. dgl. beschleunigt werden, indem die Erholung von Martensit geeignet verzögert und die Dispersion des an der Korngrenze ausgeschiedenen Austenits feingemacht wird. Um diese Wirkung zu erhalten, ist es erforderlich, 0,10 bis 1,50 Gewichtsprozent Chrom zuzusetzen. In B i 1 d 5 ist das Ergebnis der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung (F-Kerbe) für den Fall des Erhitzens des Stahls der in Tabelle IV gezeigten chemischen Zusammensetzung auf 800° C, Abschrekken mit Wasser und anschließendes Anlassen bei 625⁰C gezeigt.

Tabelle IV Chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent)

C	Ni	Si	Mn	Cr	Al	N
0,07	6,00	0,20	1,70	0,50 bis 1,50	0,01 bis 0,02	0,001 bis 0,002

Wie aus dem Ergebnis ersichtlich ist, kann die Zähigkeit des Stahls bei tiefen Temperaturen außerordentlich durch Zugabe von Chrom erhöht werden. Wenn jedoch der Gehalt an Chrom höher ist als 1,5%, können keine bemerkenswerten Ergebnisse erzielt werden.

Falls Stickstoff als an Aluminium gebundenes Nitrid vorhanden ist, dient es als Kornverfeinerungsund Dispersionshärtungsmittel. Weiter ist bemerkenswert, daß freier Stickstoff, der nicht als Nitrid gebunden ist, zur Stabilisierung des ausgefallenen Austenits beiträgt. Diese Tatsache spielt eine besonders wichtige Rolle beim Anlassen einer Legierung, die eine verhältnismäßig große Menge an Mangan enthält. In einem normal erschmolzenen Stahl sind mehr als 0,001% Stickstoff enthalten, um jedoch das obenerwähnte Ziel zu erreichen, ist ein Gehalt an Stickstoff bis 0,05% zulässig. Daher wird der Bereich der Zugabe an Stickstoff auf weniger als 0,05% festgesetzt.

Aluminium wird nicht nur als Desoxydationsmittel zugegeben, sondern ist auch notwendig, um die erforderliche Stickstoffmenge zu binden. Seine Menge schwankt je nach der Festsetzung des Verhältnisses an als AlN zu bindendem Stickstoff zu freiem Stickstoff. Wenn jedoch der gesamte Stickstoff 0,025% übersteigt, beträgt die maximale Menge der Zugabe von Aluminium 0,05% (als säurelösliches Aluminium).

35 Die folgenden Beispiele erläutern die Erfindung, ohne sie zu beschränken.

Beispiel 1

Ein Stahl der in Tabelle V gezeigten Zusammensetzung wurde warmgewalzt, 12 Stunden bei 1150⁰C diffusionsbehandelt, für 1 Stunde bei 800⁰C erhitzt und mit Wasser oder Luft gekühlt. Der Stahl wurde dann bei jeder der Temperaturen von 500, 600 und 625° C für 1 Stunde angelassen und dann mit Wasser gekühlt. Falls die Probe weiter für 1 Stunde bei 600⁰C angelassen wurde, ergab sich eine unter dem Elektronenmikroskop gut erkennbare Struktur einer Ferritkristallgruppe (alter Martensitkristall) mit feiner Subkorngrenze und feine Austenitkristalle, die an der alten Martensitkristallkorngrenze ausgefallen waren.

Die alten Austenitkristallkorngrenzen waren noch deutlich erkennbar. Der Stahl mit solcher Struktur hat sehr hohe Festigkeit und Zähigkeit bei tiefen Temperaturen. Die mechanischen Eigenschaften dieses Stahls sind in Tabelle VI gezeigt. Zu Vergleichszwecken sind diejenigen des üblichen 9%-Ni-Stahls des ASTM-Standards gezeigt. Dieser 9%-Ni-Stahl wurde genauso wie im Beispiel der vorliegenden Erfindung wärmebehandelt.

Tabelle V Chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent)

Bestandteil Geprüfte Stähle	C	Si	Mn	Ni	Mo	Al	N
Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl . .. 9%-Ni-Stahl des ASTM-Standards (üblicher Stahl)	0,11 0,10	0,28 0,25	1,55 0,8	6,00 9,0	0,22	0,014 0,01	0,001 0,001

109 535/184

9 10

Tabelle VI

a_k Charpy-Schlagzähigkeitswert (2-mm-F-Kerbe) (in mkg/cm²)

Geprüfte Stähle

500⁰C

-145° C

-196" C

Anlaßtemperatur

600" C Meßtemperatur

-145'¹C

625°C

-145"C

-196" C

Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl A

Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl B

9%-Ni-Stahl des ASTM-Standards (üblicher Stahl)

3,0 5,0

2,0

2,5 4,25

30,5
27,5
15,19

8,5 13,5 10,7

11,5 12,0

3,5 6,5 5,32

Beispiel 2

Die Stähle der in Tabelle VII gezeigten Zusammensetzung wurden verarbeitet. Nach 12stündiger Diffusionsbehandlung bei 1150°C wurde der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl A 1 Stunde bei Temperaturen von 760 und 800° C erhitzt und anschließend abgeschreckt, und der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl B wurde 1 Stunde bei einer Temperatur von 800° C erhitzt und dann abgeschreckt.

Tabelle VII
Chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent)

	C	Si	Mn	Ni	Al	. N	Cr
Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl A Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl B	0,06 0,06	0,214 0,234	1,64 1,70	5,93 5,89	0,007 0,017	0,0015 0,0013 .	0,178 0,81

Diese Stähle wurden dann 1 Stunde bei 600 bzw. 625° C angelassen, und der Wert der Charpy-Schlagzähigkeitsprüfung mit 2-mm-F-Kerbe bei —196° C wurde bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle VIII wiedergegeben.

Tabelle VIII
a_k Charpy-Schlagzähigkeitswert (2-mm-F-Kerbe) bei —196°C (mkg/cm²)

Abschreckbedingungen 760°C/Std. I 800°C/Std.

AnIa ßbedingungen 600⁰C 625° C 600⁰C 625° C

Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl A Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl B

8,4

3,5 3,0

5,5 5,5

Der Schlagzähigkeitswert des von einer Temperatur von 800° C abgeschreckten Stahls, der von einer Temperatur von 650° C angelassen wurde, beträgt etwa 1 mkg/cm² mehr als derjenige des Stahls, der 0,09% C, 6,0% Ni und 1,70% Mn enthält, wie durch die Kurve D in Bild 3 gezeigt wird. Auch durch Verringerung der Austenitisierungstemperatur auf

So kann durch Zugabe einer geeigneten Menge Chrom die Schlagzähigkeit des Stahls erhöht werden.

Beispiel 3

Der Stahl der in Tabelle IX gezeigten Zusammensetzung wurde in einem 1-Tonnen-Elektroofen er

einen Punkt gerade über dem 4.3-Punkt kann der 55 schmolzen und zu einer Platte von 25 mm Dicke Schlagzähigkeitswert beträchtlich verbessert werden. gewalzt.

Tabelle IX
Chemische Zusammensetzung (in Gewichtsprozent)

	C	Si	Mn	Ni	Cr	Mo	AI*)	N*)
Erfindungsgemäß zu verwendender Stahl	0,08 0,07	0,11 0,21	1,10 0,53	5,99 9,10	0,95	0,41	0,032	0,0110
9%-Ni-Stahl des ASTM-Standards

*) Säurelösliches Al und N.

Die Stahlplatte wurde einer Norrrylisierungsbehandlung für 1 Stunde bei 900° C unterworfen, abgeschreckt und dann angelassen. Die Abschreckbehandlung wurde durchgeführt, indem der Stahl 1 Stunde bei 800° C erhitzt und dann mit Wasser abgeschreckt wurde, und die Anlaßbehandlung wurde durchgeführt, indem 1 Stunde bei 600, 625 bzw. 65O⁰C erhitzt und mit Wasser gekühlt wurde. Zu Vergleichszwecken wurde der 9%-Ni-Stahl des ASTM-Standards ohne Anwendung der Normalisierungsbehandlung abgeschreckt und angelassen.

Diese Stähle wurden auf Zugfestigkeit bei Normaltemperatur und Charpy-Schlagzähigkeit bei —196° C (2-mm-F-Kerbe) geprüft.

Die Ergebnisse sind in Tabelle X wiedergegeben.

Tabelle X
a_k Charpy-Schlagzähigkeitswert (2-mm-K-Kerbe) bei -196° C (mkg/cm²)

	Dicke	Normalglühen	Anlassen	Zugfestigkeit	Streckgrenze	Charpy-Schlag
	mm			(kg/mm²)	(kg/mm²)	zähigkeitswert a_k (2-mm-KKerbe) bei -196⁰C (mkg/cm²)
Erfindungsgemäß zu		angewandt	600° C o/Std.
verwendender Stahl	25	angewandt	625° C o/Std.	83,2	75,6	8,5 bis 11,0
	25	angewandt	650°C o/Std.	81,4	72,0	14,0 bis 15,5
	25	nicht	625° C o/Std.	88,4	63,8	11,0 bis 12,0
	25	angewandt	625⁰C o/Std. .	84,3	68,3	8,8 bis 9,4
	12					25,8 bis 28,4
9%-Ni-Stahl des ASTM-
Standards (üblicher		nicht	570° C o/Std.
Stahl)	20	nicht	57O⁰C o/Std.	74,0	69,2	9,9*)
	16		73,4 ■■·	68,7	11,9*)

*) Ergebnis bei -190⁰C.

Aus den obigen Ergebnissen ist ersichtlich, daß die optimale Anlaßtemperatur des erfindungsgemäß zu verwendenden Stahls dieser Art 625° C beträgt. Die mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäß zu verwendenden Stahls sind die gleichen oder besser als diejenigen von 9%-Ni-Stahl des ASTM-Standards. Durch Anwendung der Normalisierungsbehandlung können dem Stahl auch noch bessere Schlagzähigkeitsmerkmale verliehen werden.

Es ließen sich bei Beobachtungen unter dem Elektronenmikroskop Strukturen der Ferritkristalle (alte Martensitkristalle mit feinen Subkorngrenzen darin und die feinen, an den alten Martensitkristallgrenzen ausgefällten Austenitkristalle erkennen.

Aus Tabelle X ist somit bestätigt, daß der Stahl solcher Struktur sowohl hohe Festigkeit als auch extrem hohe Tieftemperaturzähigkeit hat.

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Claims

Patentansprüche:

1. Verwendung eines Stahls mit 0,01 bis 0,15% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,4% Silizium, 0,5 bis 4,5% Mangan, 4,5 bis 7,5% Nickel, weniger als 0,05% Stickstoff, weniger als 0,05% säurelösliches Aluminium, 0,05 bis 2% Wolfram oder 0,10 bis 1,5% Chrom, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, der nach der Austenitisierung abgeschreckt und bei 525 bis 650° C angelassen ist, als Werkstoff für Gegenstände, die bei tiefen Temperaturen eine hohe Zähigkeit aufweisen müssen.

2. Verwendung des Stahls nach Anspruch 1, wobei der Anteil an Wolfram ganz oder teilweise durch Molybdän ersetzt ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

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