DE1807992A1 - Stahl mit besonders hoher Zerreissfestigkeit - Google Patents

Description

MITSUBISHI JUKOGYO KABUSHIKI KAISHA, 10, Marunouchi 2-chome,

Ohiyoda-ku, !Tokyo, Japan

Stahl mit besonders hoher Zerreißfestigkeit

Die Erfindung betrifft einen Stahl mit besondess hoher Zerreißfestigkeit mit feiner Bainit-Struktur.

Die herkömmlichen Stähle besonders hoher Zerreißfestigkeit weisen Martensit-Süruktur auf.

Utn eineaStahl dieser Art besonders hohe Zerreißfestigkeit zu vefmitteln, wird derselbe in Wasser ο der üel abgeschreckt und sodann bei niedrigen Temperaturen getempert.

Zu Stählen mit besoaders hoher Zerreißfestigkeit, die Mnrtensit-Struktur aufweisen, gehären in typischer Weise AISI 4340, AMS 6434, 300 M, D6A0, H-Il und 4137Co, deren chemische Zusammensetzungen, Bedingungen der Wärmebehandlung und die mechanischen Eigenschaften in der Tabelle 1 wiedergegeben sind. Diese Stähle besonders hoher Zerreißfestigkeit mit Martensit-Litruktur der herkömmlichen Art werden abgeschreckt und getempert, um so besonders hohe Zerreißfestigkeit durch Ausbilden eines Martensites hohen Kohlenstoffgehaltes zu erzielen, wie es einwandfrei anhand großer Kohlenstoffmengen ersichtlich ist, die in der chemischen Zusammensetzung eines derartigen Stahls vorliegen. Da Stähle besonders hoher Zerreißfestigkeit der

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herkömmlichen Art bisher -eine Martensit-Struktur hohen Ki,hleni3t off gehalt es aufweisen, besitzen dieselben einen Nachteil, wie niedrige Bruchzähigkeit und diesea Problem der Bruchzähigkeit ißt der wichtige Faktor bezüglich deren Jäigenschäften. Wenn nämlich die Zerreißfestigkeit einen Wert von etwa 150 kg/mm überschreitet, fällt zwangsläufig das Kerb- und Nichtkerb-les^igkeitsverhältnis plötzlich ab. Aufgrund dieses Ausmaßes der geriagen Bruchzähigkeit besteht bei der Struktur eines derartigen fc Stahls die Gefahr eines unstabilen Bruchs gegenüber Beiastungßkonzentration, die wesentlich geringer als die mechanische Festigkeit eines Materials eines derartigen Stahls.ist, wodurch •sich ein außerordentlich ernsthaftes Problem ergibt.

Weiterhin enthält ein Stahl besonders hoher Zerreißfestigkeit . dieser Art einen hohen Prozenteatz an Kohlenstoff, so daß das Material des Stahls leicht Schweißrisse bildet. Um die Bildung derartiger Schweißrisse zu verhindern, muß ein derartiger Stahl nicht nur auf etwa 200-300°0 vorerhitzt werden, sondern es können sich auch leicht Blaslöcher um des geschweißte« Metall auf-

grund des hohen Kohlenstoffgehaltes bilden, so daß das Vorerhiczen ebenfalls im Hinblick auf das üJrforderniß des Verhinderns derartiger Blaslöcher erforderlich ist. Kurz umrissen, erweist sich eine derartige Scahlart als außerordentlich schwierig schweißbar. Weiterhin wird es bei der Wärmebehandlung dieses Stahls erforderlich, alle «iferkatücke abzuschrecken und zu tempern nach Herstellen oder Verschweißen derselben, und zwar unter Temperungebedingungen, die für derartige Herstellungszwecke geeignet sind.

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Bei einem derartigen Arbeiten tritt eine ausgeprägte Informierung des Materials des Stahle aufgrund der durch, das Abschrecken bedingten Marteasit-Umwandlung ein. Um eine derartige Deformierung zu verhindern, ist allgemein ein starkes und massives Einspannteil erforderlich, so daß ein derartiger Stahl als ein Stahl zu bezeichnen ist, der sich außerordentlich schwierig verarbeiten läßt.

Weiterhin zeigt eine derartige Suahlart ein geringes Ausmaß an Ermüdungsfestigkeit im Hinblick auf die besonders hohe Zerreißfestigkeit und « ist ebenfaUß der Bildung von Korrosionsrissen in Gegenwart von Seewasser ausgesetzt. Es liegt ein weiterer Nachteil, wie dessen hohe Empfindlichkeit, gegenüber der Bildung von Beiastungs-KorrosioDsrissen vor.

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Tabelle 1

Art	G	Chemische Zusammensetzung , Si tin Ni Gr	0,60- 0,80	1,65- 2,00	0,70- 0,90	Mo	Y	Oo	Warmebehan d1un g	Streck grenze kg/mm8	Zerreiß festig keit (kg/mm8	Deh nung
AlSI 4340	0,38- 0,43	0,26- 0,35	0,60- 0,80	1,65- 2,00	0,65- 0,90	0,20- 0,30	—	_	84O0G Abschreckhärten 200-30O0G Tempern	150	180	8
AMS 6434	0,31- 0,38	ϋ,20- 0,35	0,65- 0,90	1,65- 2,00	0,70- 0,95	0,30- 0,40	0,17- 0,23	—	86O0G Abschreckhärten 200-30O0G Tempern	138	156	9
300M	0,41- 0,46	1,45- 1,80	0,75	0,55	1,0	0,30- 0,45	0705	—	8700G Abschreckhärten efe«*t etwa 300°CTemperβ	I70	•200	10
D6AC	0,46	0,22	0,20- 0,40	-	4,75- 5,23	1,0	-	-	90O0G Abschreckhärten etwa 3000C Tempern	176	199	7,5
H-Il	0,38- 0,43	0,80- 1,00	1,20- 1,40	0,40- 0,60	—	10000G Abschreckhärten oder Luftkühlen etwa	155	• 200	10

4137C0 0,39 l»0P 0,70

1,10 0,25 0,15

500⁰C Tempern

1,0 930°0 Abschreckhärten
etwa 300⁰C Tempern

166

196

O CO OO

CD CD IV)

Unter Berücksichtigung der obigen Bedingungen liegt nun der JSrfindung die Aufgabe augrunde, einen Stahl besonders hoher Zerreißfestigkeit zu schaffen, der feine Bainitstruktur und Jiohe Duktilität aufweist.

Mn erfindungsgemäßer Stahl ist dadurch gekennzeichnet, daß derselbe 0 = O,13-O,32;>, Si = 0,05-2,00$, Mn = 0,1-1,0Ji₁ Ni = 2,0-8,0Ji, Or = 1,0-2,0$ und Mo = 0,3-2,0$ und eine oder mehr als zwei der Bestandteile Al = 0,01-0,09°/*, Ti = 0,001-0,15$ und Zr = 0,001-0,05$ aufweist, wobei die restliche Zusammensetzung aus Fe und einigen nicht vermeidbaren Verunreinigungen besteht, und nachdem ein Erhitzen über A₈ als Umwandlungspunkt erfolgt ist, erfolgt ein Abkühlen von 800° herunter auf 35O⁰O in mehr als 43 Sekunden in dem Falle, wo sich der Gehalt an Ni -f- Or + Mo auf kleiner als 5» 0$ beläuft und in mehr als 46 Sekunden in dem Falle, wo der gleiche Gehalt über 5,0$ liegt (ausschließlich 5,0$) und sodann erfolgt ein kontinuierliches Abkühlen von 35O°O herunter auf 100°0 in mehr als 48 Sekunden in dem Falle, wo sich der Gehalt an Ni + Or + Mo auf kleiner als 5,0$ beläuft und in mehr als 88 Sekunden in dem Falle, wo sich der gleiche Gehalt auf über 5,0$ beläuft (ausschließlich 5,ü$), jedoch innerhalb des Wertes von 7,0$ liegt und in mehr als 100 Sekunden in dem Falle, wo derselbe über 7,0$ liegt (ausschließlich 7,0$), wodurch ein Stahl mit besonders hoher Zerreißfestigkeit unter Ausbilden der feine» Bainitstruktur gebildet wird. Jürfindungsgemäß kasa weiterhiB ein Stahl besonders hoher Zerreißfestigkeit gebildet werden, der aus den obigen Elementen zusammengesetzt ist, und zwar gegebenenfalls unter Zusatz entweder eines oder zweier Bestaad-

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teile ia Form von V in einer Menge von weniger als 0,15$ und B in einer Menge von weniger als 0,005$.

Die Erfindung wird im folgenden beispielsweise unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnung« erläuterts

Pig. 1 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwischen der Menge an Ni und der Zerreißfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls wiedergibt.

Pig. 2 bis 4 sind graphische Darstellungen, die verschiedene Arten der Bainit-Umwanälungediagramme des erfindungsgemäßen Stahls wiedergeben.

Fig. 5 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und der Abkühlzei.fc von 800° bis herunter auf 35O⁰O in der orfindungsgeraßen Weise wiedergibt*

Fig. 6 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwischen der Abkühlzeit von 350°0 bis herunter auf 100°ö und der Härte des erfindungsgemäßen Stahls wiedergibt.

Fig. 7 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwischen der chemischen Zusameasetzung des Stahls und der Abkühlzeit von 35O⁰O herunter auf IQO⁰O bis zu dem Abschrecken desselben auf ein bestimmtes Ausmaß in der erfindungagemäßen Weise wiedergibt,

Fig. 8 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwischee der Zerreißfestigkeit und dem Kerb- und Nichtkerb-Featigkeitsverhältnis des erfindungsgemäßen Stahls wiedergibt. Fig. 9a ist eine Mikrophotographie eines Stahls mit geringererem Festigkeitswert, der die gleiche Zusammensetzung wie der erfin-

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dungsgemäße Stahl aufweist und unter anderen als den erfindungsgemäßen Bedingungen behandelt worden ist,

I¹Ig. 9b ist eine Mikrophotographie des gleichen Stahls, der in der erfindungsgemäßen Weise behandelt worden ist.

Fig. 10a ist eine Mikrophotographie eines Stahls höhereren Festigkeitswertes mit der gleichen Zusammensetzung wie der erfindungsgemäße Stahl, der jedoch unter anderen als den erfindungsgemäßer) Bedingungen behandelt worden ist.

Fig. 10b ist eine Mikrophotographie des gleichen Stahls der in der erfindungsgemäßen Weise behandelt worden ist.

Im folgenden werden die Öharakteristika der chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls im einzelnen erläutert. Derselbe besteht aus O = 0,13 - 0,32$, Si = 0,05-2,00$, Mn = 0,10-1,0$, Hi = 2,0-8,0$, Or= 1,0-2,0$ und Mo = 0,3-2,0$ und entweder einer oder zweier der Bestandteile Al = 0,01-0,09K 'Ji = 0,001-0,15$ und Zr 0,001-0,05?« und weiterhin, falls dies erforderlich ist, Y weniger als Ü,15$ und B weniger als 0,

Zunächst wird bemerkt, daß 0 als ein Element bekannt ist, daßt für das Verbessern der mechaaishen Festigkeit des Stahls wirksam ist und dasselbe muß in einer Menge von mehr als 0,32$ angewandt werden, um so einen Stahl mit besonders hoher Zerreiß festigkeit auszubilden.

Bei Anwenden von mehr als 0,32?o jedoch ergibt sich die Neigung zur Ausbildung der Martensit-atruktur mit hohen Kohlenstoffgehalt und weiterhin erfährt die Verschweißbarkeit eines derartigen Stahls eine derartig ausgeprägte Verschlechterung, daß ein Vorerhitzen auf hohe ^f-Cemperaturea erforderlich ist. und zwar

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insbesondere zum Zeitpunkt des Schweiße»β. Aus diesem Grunde wird der Gehalt an C zu 0,13-0,32$ bestimmt. £e Si ißt als Bestandteil des Stahls bei der Stahlherstellung vorgesehen und in dem Falle eines Stahls mit «iner mechanischen Festigkeit

. a
von mehr als etwa 150 kg/mm kann Si in einer hohen Menge

zweckmäßig sein, um eine geeignete Duktilität des Stahls sicherzustellen, jedoch kau» ein Gehalt voa mehr als 2,0$ die Duktilität des Stahls Im gegenteiliger Weise gegenüber dem Ursprung-> liehen Zweck beeinflussen. Dies ist der Grund, warum der Gehalt desselben auf weniger als 2,0$ festgelegt worden ist. Mehr als 1,0$ Mn kann das Ausmaß des Härtens des Stahls erhöhen, bis die Bildung der feinen Bainit-Struktur schwierig wird. Dies ist der Grund, warum der Gehalt an Mn auf kleiner als 1,0$ fesrgelegt ist unter der Voraussetzung, daß sich der Gehalt desselben auf mehr als 0,10$ beläuft, der. in ähnlicher Weise wie bei dem Si für die Stahlhersteilung wesentlich ist.

Sodann sind Ni, Or und Mo die wirksamsten Elemente, die fUr das Ausbilden der Bainit-Struktur des Stahls mit besonders hoher Zerreißfestigkeit und hoher Kerbzähigkeit gegen Bruch geeignet sind. Zuoächßt ist die Wirkung des Gehaltes an Ni auf die mechanische Festigkeit des Stahle in der Fig. 1 gezeigt, wobei die Abszisse HiJb und die Ordinate die Zerreißfestigkeit de« Stahls wiedergibt, uad die einzelnen Kurven entsprechen dem angegebenen Bereich des Gehaltes au 0. In diesem Falle verbleiben die anderen Elemente innerhalb des Zusammensetzungsbereiches des erfindußgsgemäßeB Stahle. Wie eindeutig anhand dieser Fig. 1 ersichtlich, ergibt sich selbst wen* der Bereich des Gehaltes an C sich etwas verändert, daß da» Järhöhen des

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Gehaltes an Ni# zu einer Erhöhung der Zerreißfestigkeit des Stahls führt. Wenn der Gehalt an Ni auf mehr als Q°/o erhöht wird, ergibt sich, daß die dadurch erzielte Wirkung nicht sehr ausgeprägt ist bezüglich dee Erhöhens der Zerreißfestigkeit. Weiterhin ergibt sich, daß mehr als 2$ Ni erforderlich sind, um besonders hohe Zerreißfestigkeit von mehr als 120 kg/mm für den Gehalt an G = 0,13-0,2054 auszubilden. Im Hinblick auf dieses Verhalten wird der Gehalt von Ni festgelegt zu 2,0-8,0%.

Or und Mo sind zweckmäßige Elenaente, die für das Ausbilden der feinen Bainit-S^ruktur zusammen mit besonders hoher Zerreißfestigkeit wirksam sind. Um die Bainit-ßtruktur zusammen mit hoher mechanischer festigkeit zu erzielen, ist ein Gehalt an Or von mehr als 1,0fr erforderlich, jedoch wurden mehr als 2,070 des gleichen Elementes zu einem ausgeprägten Härten einer durch die Schweißwärme beeinflußten Zone führen, bis deren Empfindlichkeit gegenüber der Ausbildung von Schweißrissen vergrößert wird und aus diesem Grunde wird der Gehalt an Gr auf weniger als 2,0fr festgelegt.

Mo ist wirksamer für das Ausbilden der Bainit-Seruktur 'bei höherer mechanischer festigkeit als Or, und aus diesem Grunde ist bezüglich Mo mehr als Q_t'5°£ erforderlich. In gleicher Weise ergibt sich bezüglich Or, Mo, dass mehr als 2,0fr zu einer Verschlechterung der Verschweißbarke it des Stahls führt, und somit wird der entsprechende Gehalt auf kleiner als θ_τ£ 2,0$ festgelegt.

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Für die Desoxidation und das Erzielen feiakristalliner Stahlkörner bei der Herstellung ist Al in einer Menge von O,ΟΙΟ, 097« erforderlich, jedoch würde ein©Menge von mehr als 0,1$ zu einer Verringerung, der Duktilität des Stahls führen entgegengesetzt der ursprünglichen Aufgabenstellung einerseits und andererseits erweist sieh Al als unwirksam, wenn dessen Gehalt bei kleiner als 0,01/« verbleibt.

Die Desoxydation und das iärzielen feinloristalliner Körner wird r ebenfalls mit Ti und Zr erzielt, die die gleiche Wirkung wie Al aufweisen, und in derartigen !Fällen erweist sich eine Menge von Ti = 0,001 - 0,15$ und Zr = 0,001 bis 0,05$ aus diesem Grunde als wirksam, wie dies bezüglich Al mit eine» geeigneten Gehalt dargelegt wurde.

Während V erforderlich ist, um einen Htahl hoher mechanischer Festigkeit zu erhalten, würde ein Gehalt von mehr als zu einer Verringerung der Kerb Zähigkeit führen, so daß.

ausreichender Gehalt von kleiner als. 0,15$ festgelegt .wird. w In Übereinstimmung mit der erforderlichen mechanischen Festigkeit des Stahls kann jedoch ein Zusatz dieses Elementes erfolgen, es ist jedoch nicht erforderlich, V in dem Falle eioes Stahls zuzusetzen, bei dem. sich ein niedriger Festigkeiti%ereieli als ausreichend erweist.

Im Hinblick auf die gleiche Wirkung, die B sowie V ausübt, kanu ein Zusatz an B in einer Menge voa weniger als 0,005$ iß Hebereinstimmung mit der erforderlichen mechanischen Festigkeit des Stahls erfolgen. Weiterhin, ist es möglich, daß der erfiBdutegsgemäße Stahl einige nicht vermeidbare Verunreiniguag eis enthalten

kan». _ τι .*

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- li -

Im folgenden -wird die Wärmebehandlung dee erfindungsgemäßen Stahls mit besonders hoher Zerreißfestigkeit im einzelnen erläutert.

Unter Bezugnahme inabesondere auf die lig. 2 zeigt dieselbe das Bainit-Umwandlungsdiagramm bei 85^ÜOC als eine Erhitzungetemperatur für den erfindungsgemäßen Stahl, der einen Gehalt an C = C,17$, Si = 0,26$, Mn = 0,90$ , Ni = 3.60% Or = 1,51$, Mo = 0,375b, Al = 0,018$ und V = 0,09$ mit aiedrigererem Festigkeitswert (Tabelle 2B) besitzt.

In der Fig. 2 gibt die Abszisse die Abkühlzeit ausgehend von 800⁰G (Sekunden, logarithmische Unterteilung) und die Ordinate die Temperatur (°ö) gleicher Unterteilung wieder und zeigt den Bereich der Umwandlung ausgehend von Austenit in Bainit. Wie in der graphischen Darstellung gezeigt, ist die B-Zone ein TJiawandlungsbereich des Bainits, die Kurve 1 zeigt den Ausgangspunkt der Umwandlung und die Kurve 2 zeigt den Endpunkt der Umwandlung.

Die Kurve 3 zeigt eine kritische ÄbkUhlkurve, die an dem Vorsprung der Bainit-Umwandlung vorbeigeht. Wenn Stahl langsamer als dieser Kurve entspricht, abgekühlt wird, tritt einerseits die Bainit-Seruktür auf und wen» eine schnellere Abkühlung als dieser Kurve entsprechend erfolgt, tritt andererseits keine Bildung der Bainit-Struktur ein. Weao man somit die Abkühlzeit S₁ in Sekunden, ausgehend von 800°0 heruater auf 35O°O als einen Parameter tfählt, der eine kritische Abkühlkurve an dieses Stelle wiedergibt, wird S₁ zu 45 Sekunden in dem Pall des Stahle B nach der Fig. 2 festgestellt. Die Fig. 3 zeigt ein Jiainit-ümwandlungsdiagramm ausgehend von 850⁰C als Erhitzungs-

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temperatur des erfindungsgemäßen Stahls, der die folgende Zusammensetzung aufweist C = 0,3$, Si = 1,90$, Mb = 0,61$ 3STi = 4,68$, Or = 1,81$, Mo = 0,53$, T = 0,11$, Al = 0,028$ und B = 0,0047$ mit höheren Festigkeitswerten (Tabelle 2 (H)) · und zwar in der gleichen Weise wie Mg. 2. Wenn man die Abkühlzeit sucht, erweist sich S₁ zu 46 Sekunden, wie in der Pig. 3 gezeigt.

Die Pig. 4 zeigt eine Bainit-Umwandlungsdiagramm bei 900⁰C als Erhitzungetemperatur des erfindungsgemäßen -Stahls, eier sich wie folgt zusammensetzti C = 0,24$» Si = 1,49$, Mn = 0,63$, ITi = 4,95$, Or = 1,68$, Mo = 1,6/)$, V = 0,11$ und Al = 0,036$ mit höherereu Festigkeitswerten (Tabelle 2 (L)) in der gleichen Weise wie die Pig. 2 und 3. Wenn man die Abkühlzeit S₁ in diesem PaHe sucht, erweißt sich dieselbe zu 34 Sekunden, siehe die Pig. 4. ·

Die Tabelle 2 zeigt die Werte von S₁ und die chemischen Zusammensetzungen des erfindungsgemäßen Stahls, der in der obigen Weise erhalten worden ißt.

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Die Fig. 5 zeigt ein Verhältnis zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und S₁ unter Bezugnahme auf die Ergebnisse in der labeile 2. Io dieser Pig. 5 gibt die Abszisse dien summierten Wert {fo) von Ni, Cr und Mo wieder, die die wichtigen Elemente für das Bilden der Bainit-Struktur sind und aie Ordinate gibt S₁ (Sekunden, logarithmisch^ üncertellung) wieder. Y/ie anhand dieser Ergebnisse offensichtlich, wird S₁ am größten, wenn der Wert von Έ1 + Or + Mo 6 - 7$ erreicht und k weist einen Wert von 46 Sekunden auf.

Auch die Abkühlzeit von 800⁰G herunter auf 35O°G zeigt einen Wert von 43 Sekunden, wenn ddr Wert von Ui + Gr + Mo 5,0$ erreicht.

Wenn somit die Abkiihlzeit νου 800° herunter auf 350⁰G 43 Sekunden in dem Falle von lii + Gr +Mo überschreitet, wenn sich dieselben auf weniger als 5,0$ belaufen, wird festgestellt, daß diese Abkühlkurven in den Zonen der Bainit-Ürawandlung eintreten.

Weiterhin ergibt· sich, daß wenn der Wert von Ui + Gr + Mo ) über 5,0$ liegt und die Abkühlzeit von 800° herunter auf 35O⁰G sich auf mehr als 46 Sekunden beläuft, alle diese Abkühlkurvea in die Zone der Baiait-Utawandlung eintreten können» Bezüglich der Wärmebehandlung dee erfindungsgemäßen Stahls in dem bereits angegebenen Bereich der chemischen Zusammensetzung, der Ni + Gr + Mo mit einem Wert von weniger als 5,0$ (einschließlich 5,0$) enthält, ergibt sich, daß nach einem Erhitzen über A_s als UmwandluBgapunkt die Abkühlzeit des Stahls von 80O⁰C herunter auf 35O⁰O zu mehr als 43Sekunden festgelegt wird und in dem Fall dee Stahls, der Ni + Gr + Mo von mehr als 5,0$ (ausschließlich 5,0$) enthält, wird die Abkühlzeit zu mehr als 46 Sekunie» festgelegt, 90 9823/0833 - 15 -

OBiQlNAL

Die oben angegebenen Zahlenwerte beziehen sich auf die Abkühlbedingungen bis herunter auf 35O°C. Im folgenden werden die Abkühlbedingungen ausgehend von 35O°Ö im einzelnen erläutert.

Die S¹Ig. 6 zeigt ein Verhältnis zwischen der Abkühlzeit S₈ (Sekunden) und Härte des Stahls B, l und J in der Tabelle 2, wobei diese .Stähle über A₃ ale Umwandlungspuakt einmal erhitzt und sodann von 800⁰C herunter auf 35O°C in 60 Sekunden und kontinuierlich von 350° bis herunter auf 100⁰C in S₂ Sekunden abgekühlt worden sind, wobei die Veränderungen in der Abkühlzeit angegeben sind. In dieser 3Pigur gibt die Absaisse S₂ CSekunden,logarithmische Unterteilung) und die Ordinate die Vickers Härte (Hv, gleiche Unterteilung) wieder. In dieser graphischen Darstellung zeigt die Kurve 1 den Stahl B, die Kurve 2 den Stahl L und die Kurve 3 den Stahl J. Aahaiad dieses Ergebnisses ergibt sich, daß dann, wenn S₂ mehr als einen ■ bestimmten Wert erreicht, die Härte des Stsbls praktisch konstant wird, und zwar unabhängig von weiteren Veränderungen in dem v/ert S₂. Bei Verringern dee Wertes von S₂ wird die Härte des Stahle erhöht. Sobald S₂ einen Wert von 10 Sekuaden erreicht, zeigt die Härte des Stahls einen Wert von 550. Jei Verringern der Abkühlzeit S₈ von 35O°C herunter auf 100⁰C wiid der Stahl gehärtet und diese Tatsache dient als Beweis, daß die Abkühlbedingung der Zone dieser Temperaturen beschleunigt wird, bis die Martensit-Struktur gebildet wird. Bei Erhöhen des Wertes von S₈ auf einen bestimmten Punkt bleibt die Härte des StabJe oberhalb eines derartigen Punktes konstant und diese Tatsache erklärt sich durch die vollständige Bildung der feinen Bainit-Struktur. Bei Bestimmen der AbkUhlzeit von S_e

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ausgehend von dem kritischen Wert vom 350⁰C herunter auf 10O⁰Cj, wo die Härte des Stahls einen konstanten Wert erreicht, wird gefunden, daß sich der Wert auf 52 Sekunden flir den Stahl B, auf 90 Sekunden für den Stahl L und auf 95 Sekuadea für deia Stahl J belauft, siehe die !ig, 6. Somit gibt die Tabelle II die Werte tob S₈' für die entsprechenden Stahlartesa wieder»

Auf der Grundlage der in ier fabeile 2 gezeigtem ürgebaiaae gibt die Fig. 7 ein Verhältnis zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und S₈ ^l wieder. Ib dieser figur gibt die Aoszisae Ni + Gr + Mo {$) ebenfalls! in der Fig» 5$ und die Ordinate S₈" (Sekunden, logarithmisehe Unterteilung) wieder, wobei der Wert von Hi + Gr + Mo erhöht wird und hierbei S₈ ^f größer wird. Sobald sich dieser Wert auf etwa li» oder darüber beläuft, wird jedoch der Wert für S₈' praktisch konstant. Weiterhin, wie in der Fig. 7 gezeigt, ergibt sich, daß dann wenn Ni + Cr + Mo den Wert voa.5,0/» erreicht, die Abkühlzeit von 35O⁰G herunter auf IUO⁰G einen Wert von 48 Sekunden ergibt und bei Erreichen eines Wertes von l,0°/o beläuft sich diese Abkühlzeit auf 88 Sekunden.

Anhand dieses Verhaltens ergibt sich, daß dann, wenn die Ab- ; kühlzeit vo» 35O⁰G herunter auf 100⁰G sich auf mehr als 48 Sekunden in dem Fall von Ni + Or + Mo weniger als 5,0^ beläuft, die feine Bainit-Struktur gebildet wird. In ähnlicher Weise ergibt eich, daß dann», wenn der Wert von Ni + Cr + Mu über 5,Op und unter 7,0$ liegt, die Abkühlzeit sich auf mehr als 88 Sekunden beläuft und wenn der Wert über J,Oft liegt und die Abkühlzeit sich auf mehr als 100 Sekunden beläuft, wird die feine Bainit-Ctruktur gebildet.

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Aufgrund der obigen Ergebnisse ergibt sich somit, daß erfInduögsgemäß eine AbkühlzeiT von 350°C herunter auf 100°C von mehr als 48 Sekunden in dem Jail des Stahls vorliegt, der M + Cr + Mo in einer Menge von weniger als 5»Cty° (einschließlich 5i®i°) enthält, sich die Zeitspanne auf mehr als 88 Sekunden in dem FaIIe belauft, wo der Stahl lii + Or + Mo in einer t^Tenge von mehr als 5,Of> (ausschließlich 5,0Jo) bis zu 7»0?ό enthält, einschließlich 7»0°/o_t sowie sich die Zeitspanne auf 100 Sekunden in dem Pail des Stahls beläuft, der M + Or + Mo in einer. Menge von mehr als 7_fO> (ausschließlich 7,0fo) enthält.

Zur Verifizierung der oben angegebenen Bedingungen zeigt die Pig. 9a eine MikroStruktur (500-fache Vergrößerung} des typischen Stahls B relativ niedrigen mechanischen Pestigkeitswertes nach Ausbilden von Austenit bei 85O⁰O und Abschrecken in V/asser.

Die Pig. 9b zeigt ebenfalls eine MikroStruktur (500-fache Vergrößerungj des Stahls nach Abkühlen von 800 herunter auf 35O⁰C in 88 Sekunden und aodann kontinuierliches weiteres Abkühlen von 35O°C herunter auf 10O⁰O in 210 Sekunden.

Bei dem Vergleich der zwei Mikrostrukturen des Stahls ergibt sich, daß der durch Abschrecken gehärtete Stahl scheinbar Kartensit-Struktur aufweist, während der andere unter diesen spezifischen Abkühlbedingungen nach der Erfindung abgekühlte Stahl eine feine Bainit-Suruktur aufweist.

Pig. 10a ist eine Makrostruktur (500 fache Vergrößerung) des otahls J relativ hohen Pestigkeitswertes nach Bildung von Austenit bei 870⁰C und sodann Abschrecken in Wasser.

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Fig. 10b ist eine MikroStruktur (500-fache Vergrößerung) des Soahl« nach Abkühlen unter den spezifischen erfindungsgemäßen Abkühlbedingungen (d.h. von 800° herunter auf 35O⁰O in 60 Sekunden und sodann kontinuierliches Abkühlen von 350° herunter auf 100°0 in 340 Sekunden.

Wie anhand dieser ilrgebnisse einwandfrei ersichtlich, zeigt der • durch Abschrecken gehärtete Stahl die Martensit-Struktur, während der andere unter den spezifischen erfindungsgemäßen Abkühlbedingungen abgekühlte Stahl die feine Bainit-struktur aufweist, In dieser Weise ergibt sich, daß unter des spezifischen erfindungsgemäßen Bedingungen möglich ist, einen Stahl mit besonders hoher Zerreißfestigkeit herzustellen, der Baiait-Struktur aufweist und hohe Kerbzähigkeit besitzt. Damit weiterhin der Stahl nach dem Abkühlen eine hohe Zähigkeit gegen Bruch erhalten kann, kann ein gewisses Temper« ausgeführt werden.

Das Tempern erweist eich bei etwa 200 - 400°Ö als geeignet für diesen Zweck insoweit, als hierdurch nicht die mechanische Pe- r stigkeit des Stahls in ausgeprägter Weise verringert wird. .

Im folgenden werden eine Eeihe erfindungsgemäßer Aueführungsbeispiele erläutert.

Die Tabelle 3 laeigt das Schmelzverfahrea,. Dicke der Platten, chemische Zusammensetzungen und mechanische Eigenschaften verschiedener erfindungsgemäßer Stahlarten. Uie bereite in der Tab. 2 wiedergegebeaea Stähle weisen hier die gleichen Bizugszeichen auf. Wie anhand dieser Beispiele ohne weiteres ersichtlich, liegt die mechanische Festigkeit des erfindungegemäßen Stahls besondere hoher Zerreißfestigkeit; bei 120 - 190 kg/mm .

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Ohne Tempera liegt auch, ein ausreichendes Kerb- und Mchtkerbfestigkeite-Verhältnis des Stahls vor, jedoch, besteht aufgrund eines Temperas bei 250°0 eine Neigung zur Verbesserung des diesbezüglichen Wertes.

- 20 90 9 8 23/0833

Tabelle 5

	Zeichen	Schmelz- verfahrea	Dicke der Platte (mm)	0	Si	Mn	P	S	Ni	Or	Mo	Al	V B
	A	AM	1,6	0,14	0,26	0,63	0,006	0,007	2,70	1,19	0,40	0,0118	— —
	B	VM	5,0	0,o7	0,29	0,90	0,008	0,007	3,60	1,51	0,37	0,018	0,09
	0	AM	2,0	0,22	1,74	0,60	0,008	0,007	2,57	1,77	0,50	0,014	- —
	D	AM	2,0	0,23	1,67	0,60	0,0j-2	0,014	3,54	1,69	0,51	0,012	0,10 -
	E	AM	2,0	0,23	0,55	0,58	0,021	0,008	3,72	1,58	0,50	0,021	0,02 -
to	P	AM	2,0	0,17	1770	0,60	0,013	0,008	4,78	1,74	0,50	0,017	0,10 -
(O	G	AM	2,0	0,23	1,49	0,59	0,014	0,008	4,79	1,59	0,53	0,022	0,10 -
OO NJ	E	AM-	2,0	0,23	1,90	0,61	0,009	0,008	4,68	1,81	0,53	0,028	0,11 0,0047 ·
U)	I	AM	2,0	0,16	1,82	.. 0,60	0,010	0,007	5,92	1,58	0,51	0,025	0,09 -
O	J	VM	2,0	0,22	1,51	0,63	0,005	0,006	7,20	1,66	1,10	0,035	0,10 - ^,
00	K	VM	2,0	0,18	1,52	0,63	0,006	0,006	7,03	1,66	1,52 ■	•0,038	0,10 - °
	L	VM	2,0	0,24	1,49	o,63	0,006	0,007	4,95	1,68	1,60	0,036	0,11 -
	M	VM-	2,0	0,30	1,55	0,58	0,08	0,006	5,03	1,61	1,12	0,040	0,11 -
	0	VM	2,0	0,32	1,67	0,87	0,007	0,008	7,12	Ifö2	1,98	0,025	0,13 0,0041
	pa	VM	40	0,16	0,28	0,68	0,007	0,007	3,64	1,49	0,37	0,027	— —

AK: Luftechmelzen VM: Vakuumschmelzea

geschmiedeter Stahl

CD -J CD CD IV)

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Die Fig. 8 gibt ein Verhältnis zwischen Kerb- und Nichtkerbfestigkeits-Verhältnis und Zerreißfestigkeit des Stahls wieder und gibt einen Hinweis auf die Bruchzähigkeit als dem wichtigsten Paktor der Eigenschaften von Stählen mit besonders hoher Zerreißfestigkeit. In der Zeichnung gibt die Abszisse die Zerreißfestigkeit des Prlifstahls und die Ordinate das Kerb- und Nichtkerbfestigkeits-Verhälteis wieder. Die Kurve 1 zeigt Stahl besonders hoher Zerreißfestigkeit mit herkömmlicher Martensit-Struktur, die Kurven 2 und 3 zeigen einen 18$ Ni Maraging Bo aiii (die Kurve 2 gehört zu dem Luft schmelzen und die Kurve 3 zu dem Vakuumschmelzen) und die -Pig,Kurve 4 zeigt einen erfindungsgemäßen Si;aiii besonders hoher Zerreißfestigkeit.

Wie anhand dieser graphischen Darstellung ersichtlich, erweist ßich der erfindungsgemäße Stahl besondere hoher Zerreißfestigkeit als sehr gut bezüglich seiner Eigenschaft im Vergleich zu anderen Sxählen besonders hoher Zerreißfestigkeit mit Martensit-Struktur, und es wird weiterhin gefunden, daß eine Duktilitat gegenüber Bruch gleich oder besser als bezüglich eines 18$ Ni Maraging Stahls vorliegt.

Im folgenden werden die Schweißbedingungen des erfindungsgemäßen Scahle mit besonders hoher Zerreißfestigkeit erläutert. Im Hinblick auf eine ausreichende Schweißbarkeit der erfindungsgemäßen Stähle mic hoher Zerreißfestigkeit ist der Kohlenstoffgehalt ausreichend dergestalt eingestellt worden, daß ein Verschweißen ohne Vorerhitzen vermittels des mit Inertgas erfolgenden Wolfram-Lichtbogen-Verschweißens durchgeführt werden kann.

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- ge -

Da ein verschweißtes Teil des Stanls besondere holier Zerreißfestigkeit mechanische festigkeit gleich oder besser als diejenige des Ausgangsmaterials zeigen muß, ist es höchst zweckmäßig dafür zu sorgen, daß in erfindungßgemäßer Weise eine Vvärraebehandlang der Schweißstelle nach den? SchweißVorgang erfolgt.

Weiterhin isc es ebenfalls möglich, das Verschweißen des Stahls elurchzuführen, nachdem derselbe unter den erfindungsgeraäßeη Bedingungen behandelt worden ist.

In dem Falle des AusfUhrens der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung nach dem Verschweißen des Stahls wird das verschweißte Metallteil der gleichen Wärmebehandlung wie das Ausgangsmaterial des Suahls unterworfen, so daß es zweckmäßig ist, einen Schweißdraht mit der gleichen Zusammensetze g wie derjenigen des Ausgaßgsmaterials anzuwenden.

Die Tabelle 4 gibt ein Beispiel der mechanischen Eigenschaft einer Schweißstelle wieder, wobei das Verschweißen nach dem Inertgas-Lichobogenschweißverfahren unter Anwenden eines Schweiß-

drahtes ausgeführt wurde, der die gleiche Zusammensetzung wie das Ausgangsmaterial des erfindungsgemäßen Stahls besitzt.

Weiterhin findet sich in dieser l'abelle ein Beispiel für die Wärmebehandlung des Stahls nach de» spezifischen erfindungsgemäßen Bedingungen, einmal nach Ausführen eines Schweißvorgaags vor der Wärmebehandlung des Ausgängsmaterials und ein weiteres Beispiel bezieht sich auf eine Schweißstelle des Ausgangsmaterials des Stahls nach der Wärmebehandlung unter spezifischen

erfindungsgemäßen Bedingungen/bei diese Schweißstelle nicht einer

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weiteren Wärmebehandlung unterworfen wird. Wie anhand dieser Ergebnisse ersichtlich, ergibt sich, daß bei Durchfuhren der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung nach Verschweißen dee Stahls · es möglich ist, eine Schweißstelle zu erhalten, die eine bessere Eigenschaft als das Ausgangsmaterial des Stahls einerseits, besitzt und wenn das Ausgaagsmaterial des Stahls unter den spezifischen erfindungsgemäßen Bedingungen der Behandlung unterworfen wird, sowie dann ein Verschweißen dieser Suelle erfolgt, ergibt sich, daß die mechanische Festigkeit der Schweißstelle sich auf mehr als 80^ derjenigen des Ausgaagsmaterials andererseits belauft. Wie weiter oben erläutert, erweist sich der erfindungsgemäße Stahl besonders hoher Zerreißfestigkeit als ein Stahl der sich ausgezeichnet für ein Verschweißen eignet.

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	Dicke der Platte mm	Schweiß draht	Tabelle 4	186	Zerreißfestigkeitstest Zerreiß- Bruchstück festigkeit kg/ mm*	Ausgangsmaterial	Kerbfestigkeit des aufgebrachten Materials 2 (kg) mm	143,1
Κββιzeichen dee Aus- gaigsmate- rials	1,6	gleiche	Wärmebehandlung nach dem Yerschweißeo S1 S8 Temperunge- SekuBden temperatur 0C	verschweißt	124,6	erweichtes Teil	132,6
A		Zusammen setzung	72		106,9		130,1
		wie Aus gangs mat.	wie	210 verschweißt		Ausgangsmaterial erweichtes Teil
	5,0	H		216 250	134,0 131,2	Ausgangsmaterial	139,2 132,0
B	2,0	η	88 . wie	n η	149,8	Ausgangsmaterial	146,2
C	2,0	η	85	it η	160,5	Ausgangsmaterial	138,9
D	2,0	H	Il	Il Il	154,6	Ausgangsma oerial	143,0
E	2,0	η	It	η it	152,4	Ausgangsmaterial
Ϊ	2,0	It	H	Il Il	169,2		122,0 Ox
G	2,0	η	Il	Il Il	167,7	verschweißtes Teil 128,6
H	2,0	Il	Il		158,4	Ausgangsmaterial
I			It

CO OO Ni CO

O OO t*>

CO O ·<! CO CD IX)

Erfindungsgemäß gelingt es einen Stahl mit besondere hoher Zerreißfestigkeit herzustellen, der Bai*it-Struktur aufweißt und hohe Kerbzähigkeit besitzt. Derselbe läßt sich weiterhin gut verschweißen, wobei die verschiedenen Nachteile Überwunden werden, die bei Stahl beßonders hoher Zerreißfestigkeit und Martensit-Struktur auftreten.

Der erfindungegemäße Stahl besondere hoher Zerooißfestigkeit kann fiirS-cahlplatten und weitere Produkte, wie Gußstahl, Stangenstahl, Drähte, geformten Stahl, Stahlrohre usw. angewandt werden.

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Claims (5)

. Walter Meissner Dipi.-ing. Herbert Tischer 1 BERLIN 33, HERBERTSTRASSE 22 Fernsprecher: 8 87 72 37 —Drahtwort: Invention Berlin Postecheckkonto: W. Meissner, Berlin West 122 82 Bankkonto: W. Meissner, Berliner Bank A.-G, Depka 36, Berlln-Halensee KurfDrstendamm 130 MITSUBISHI JUKOGYO MÜNCHEN 1 BERLIN 33 (GRUNEWALD), den HerbertstraBe 22 »*■ Patentansprüche

1. Suahl mit besonders hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe G = 0,13 - 0,325», Si = 0,05 2,00Ji, Mn = 0,1 - I₁OfO, Ni = 2,0 - 8,OJb, Cr = 1,0 - 2,0$ uad Mo = 0,3 - 2,05^o und eine oder mehr als zwei der Bestandteile Al = 0,01 - 0,09?°, Ti = 0,001 - 0,15# und Zr = 0,001 - 0,05°/* aufweist, wobei die restliche Zusammensetzung aus Fe und einigen nicht verraeidbaren Verunreinigungen besteht, und nachdem ein jirhitzen über A₃ alß Umwandlungspunkt erfolgt ist, erfolgt ein Abkühlen von gOO°C herunter auf 35O⁰O in mehr als 43 Sekunden in dem Falle, wo sich der Gehalt an Ni + Or + Mo auf kleiner als 5_t0yo beläuft und in mexir als 46 bekunden in dem lalle, wo der gleiche Gehalt über 5 > Oyö liegt (ausschließlich 5»0^ο), sodann ein kontinuierliches Abkühlen von 35O⁰C herunter auf 100⁰C in mehr als 48 Sekunden in dem Falle erfolgt, wo sich der Gehalt an Hi +Cr +Mo auf kleiner als 5»0$> beläuft und in mehr als 88 Sekunden in dem Falle, wo eich der gleiche Gehalt auf über. 5,O5& beläuft (ausschließlich 5,0%) jedoch innerhalb des ' Weites von 7,O^L/o liegt und in mehr als 100 Sekunden in dem Falle, wo derselbe über 7»0> liegt (ausschließlich Ί,0$>), wodurch eine feine Bainit-Ltruktur ausgebildet wird.

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2. Stahl besonders lioher Zerreißfestigkeit! dadurch gekennzeichnet, daß G = 0,13 - O,32/o, Si = 0,05 - 2,0OfO, Mu = 0,1 - l,0/o, Mi = 2,0. - 8,Of₀, Or = 1,0 - 2,Of₀ und Mo = 0,3 2,0^o beträgt und derselbe eine oder mehrere ale zwei der Bwstandteile Al = 0,01 - 0,09$, Ti = 0,001 - 0,15$ and Zr = 0,001 - 0,05$ sowie weiterhin eine oder mehr alß zwei Bestandteile Y weniger als 0,15$ und B weniger als 0,005$ aufweist, die restliche Zusammensetzung des Stahls aus Fe und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, sowie nach dem Erhitzen Über A₃ als Urawandlungspunkt derselbe von 800° herunter auf 35O⁰O in mehr als 43 Sekunden in dem Pail abgeklihlt wird, wo sich der Wert von Hi + Or + Mo auf weniger als 5,0$ beläuft, in mehr als 46 Sekunden in dem Pail, wo der Wert 5,0$ (ausschließlich 5,0$) Überschreitet und sodann kontinuierlich von 350° herunter auf 100°0 in mehr als 48 Sekunden in dem Pail abgekühlt wird, wo sich der Wert voa Hfl + Or + Mo auf weniger als 5»0$ beläuft, in mehr al« 88 Sekunden in dem Pail, wo dieser Wert 5,0$ (ausschließlich 5,0$) bis zu 7,0$ überschreitet, und in mehr als 100 Sekunden in dem Pail, wo dieser Wert über 7,0$ (ausechließlich 7,0$) liegt, unter Ausbilden der feinen Bainit-3truktur.

3. Stahl besondere hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe 0 = 0,13 - 0,32,*» Si = 0,05 - 2,00$, Mn = 0,1 - 1,0$, Ui * 2,0 - 8,0$, Or = 1,0 - 2,0$ und Mo = 0,3 - 2,0$ und einen oder mehr ale zwei der Bestandteile Al = 0,01 - 0,09$, Ti = 0,001 - 0,15$ UHd Zr = 0,001 - 0,05$ und falls erforderlich, einen oder mehr als zwei der Bestandteile

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V = weniger ale ü,15$ und B = weniger als 0,005$ aufweist, wobei die restliche Zusammensetzung des Stahla sus Pe und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, sowie nach dem Erhitzen - über A₈ als Ümwandlungspunkt der Stahl von gOO°C herunter auf 35O⁰C in mehr als 43 Sekunden in dem Palle abgekühlt wird, wo sich der Wert von Ni + Or + Mo auf weniger ale 5,0$ beläuft, in mehr als 46 Sekunden in dem Falle, wo sich dieser Wert auf mehr als 5,0$(ausschließlich 5,0$) beläuft, und sodann kontinuierlich von 35O⁰O herunter auf 100°0 in mehr als 43 Sekunden in dem Palle abgekühlt wird, wo sich der Wert von Hi + Or + Mo auf weniger als 5,0$ (ausschließlich 5,0$) beläuft, in mehr als 88 Sekunden in dem Pail, wo dieser Wert 5,0$ (ausschließlich 5,Oi*) übersteigt bis zu 7,0$ und in 100 Sekunden in dem Falle, wo dieser Wert über 7,0$ (ausschließlich 7,0$) liegt, sowie anschließend getempert wird, wodurch die feine Bainit-Struktur ausgebildet wird.

4. Stahl hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe C = 0,13 - 0,3236, Si = 0,05 - 2,00% Mn = 0,1 - 1,0$, Ni = 2,0 - 8,0$, Qt a 1,0 - 2,0$ und Mo a 0,3 - 2,0$ sowie eine oder mehr als zwei Bestandteile von Al = 0,01 - 0,09$, Ii = 0,001 - 0,15$ und Zr = 0,001 - 0,05$ und gegebenenfalls einen oder zwei Arten von V weniger als 0,15$ und B weniger als 0,005$ aufweist, wobei die restliche Zusammensetzung des Stahls aus Pe und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, der Stahl mit Draht gleicher Zusammensetzung verschweißt wird und sodann nachdem derselbe über A₉ als Umwandlungspunkt erhitzt worden ist.,, derselbe von 800° herunter auf 35O⁰O in mehr als 43Sekunden in dem Palle abgekühlt wird, wo sich der Wert von

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Ni + Or + mO auf weniger als 5,0$ belauft, in mehr ale 46 Sekunden in dem falle, wo sich dieser Wert auf mehr als 5*0$ (ausschließlich 5,0$) beläuft und sodann kontinuierlich von 35O⁰O herunter axt IQO⁰G in mehr ale. 48 Sekunden in dem falle' abfctkühlt wird, wo eich der Wert von Ή1 +" Or + Mo auf weniger als 5»0?fc beläuft, in mehr als 88 Sekunden in dem Palle, wo dieser Wert 5»0$ (ausschließlich 5,0$) bis zu 7,0$ übersteigt und in mehr als 100 Sekunden in dem fall, wo dieser Wert über 7»o$ (ausschließlich 7,0/6) liegt.

5. Stahl besonders hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe O = 0,13 - 0,32?», Si = 0,05 - 2,00$, Mn = 0,1 - 1,0Jb₁ M = 2,0 - 8,03ε, Gr = 1,0 - 2,0$ und Mo = 0,3 - 2,0$ sowie eine oder mehrere der Bestandteile Al = 0,01 - O,O95ö, Ti = 0,001 - 0,15⁰A und Zr = 0,001 - 0,05$ und gegebenenfalls eine oder mehr als zwei Arten an V weniger al« 0,15$ und B weniger als 0,005A aufweist, die restliche Zusammensetzung des Stahls aus Pe und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, der Stahl mit Drahü der gleichen Zusammensetzung verschweißpt und nach dem Erhitzen über A₃ als Umwandlungspunkt von 800⁰G herunter auf 35O⁰G in mehr als 43 Sekunden in dem Palle abgekühlt wird, wo der Wert von Ui + Cr + Mo weniger als 5,0% beträgt, in mehr als 46 Sekunden in dem Palle, wo dieser Wert 5,0$ (ausschließlich 5,0$) übersteigt, sodann kontinuierlich von 350° herunter auf 100°0 in mehr als 48 Sekunden in dem Palle abgekühlt wird, wo sich der Wert von Hi + Cr + Mo auf weniger als 5,0$ beläuft, in mdir als 88 Sekunden in dem Palle, wo dieser Wert 5,0$ (ausschließlich 5,0$) bis zu 7,0$ übersteigt,

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J*

und in mehr ale 100 Sekunde* in dem Falle, wo die«ei Wert über 7,05b lausechlleßlch 7.0jt) liegt and im An sohl aß hieran getempert

wird.

Dte Patentanwälte Wpl.-Ing. W. Meissner M· H. Tisdier

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Leerserte