DE1807992B2 - Wärmebehandlungsverfahren zur Erzielung eines bainitischen Gefüges in einem hochfesten Stahl - Google Patents

Wärmebehandlungsverfahren zur Erzielung eines bainitischen Gefüges in einem hochfesten Stahl

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DE1807992B2 DE19681807992 DE1807992A DE1807992B2 DE 1807992 B2 DE1807992 B2 DE 1807992B2 DE 19681807992 DE19681807992 DE 19681807992 DE 1807992 A DE1807992 A DE 1807992A DE 1807992 B2 DE1807992 B2 DE 1807992B2
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Description

a) in mehr als 43 Sekunden abgekühlt wird, wenn die Summe der Prozentgehalte von Ni + Cr + Mo ^ 5 ist,
b) in mehr als 46 Sekunden abgekühlt wird, wenn die Summe der Prozentgehalte von Ni + Cr + Mo > 5 ist, und dann von 350 auf 100° C kontinuierlich im Fall
a) in mehr als 48 Sekunden und im Fall
b) in mehr als 88 Sekunden abgekühlt wird, wenn die Summe der Prozentgehalte an Ni + Cr + Mo > 5% bis zu 7% ist,
c) in mehr als 100 Sekunden, wenn die Summe der Prozentgehalte von Ni + Cr + Mo > 7% ist.
2. Wärmebehandlungsverfahren nach Anspruch 1 zur Erzielung eines bainitischen Gefüges in einem hochfesten Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Abkühlen der Stahl anschließend auf 200 bis 4000C angelassen wird.
45
Die Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungsverfahren zur Erzielung eines bainitischen Gefüges in einem hochfesten Stahl, bestehend aus 0,13 bis 0,32% Kohlenstoff, 0,05 bis 2,00% Silizium, 0,1 bis 1,0% Mangan, 2,0 bis 8,0% Nickel, 1,0 bis 2,0% Chrom, 0,3 bis 2,0% Molybdän, wenige/ als 0,15% Vanadium, weniger als 0,005% Bor sowie einzeln oder zu mehreren 0,01 bis 0,09% Aluminium, 0,001 bis 0,15°/ Titan, 0,001 bis 0,05% Zirkonium, Rest Eisen um erschmelzungsbedingte Verunreinigungen.
Hochfeste Stähle der angegebenen Art, d. h. Stähle deren Komponenten in etwa denjenigen der an gegebenen Art entsprechet' bzw. mit den Prozent Sätzen überlappen, sind Stand der Technik nach de österreichischen Patentschrift 150 000.
Auf dem einschlägigen Gebiet der Zwischenstufen vergütung sind auch Wärmebehandlungen bekannt geworden, mittels derer man versucht, durch optimale! Führen der Abkühlungsgeschwindigkeiten eine be stimmte Gefügestruktur zu erzielen. Hierbei gmj das Erfordernis nach dem Stand der Technik zwecks Erzielens einer Bainitstruktur dahin, daß zwischer die zwei Abkühlungsstufen eines zweistufigen Abkühl Vorganges eine isotherme Stufe zwischengeschaltei war, d. h., hierbei ändert sich die Temperatur nichi als Funktion der Zeit. Zahlreiche Modifizierunger dieser Arbeitsweise sind bekanntgeworden (Atlas dei Wärmebehandlung der Stähle 1954, 56, 58). Auch ist das Anlassen als letzter Arbeitsschritt einer Wärmevergütung Stand der Technik iWerkstoff-Handbuch für Stahl und Eisen. 1965).
Im allgemeinen erfolgt zur Erreichung einer hohen Zerreißfestigkeit ein Abschrecken des Stahls in Wassei oder öl und ein erneutes Anlassen. Zu Stählen mil besonders hoher Zerreißfestigkeit, die Martensit-Struktur aufweisen, gehören Stähle, deren chemische Zusammensetzungen, Bedingungen der Wärmebehandlung und mechanischen Eigenschaften in der Tabelle 1 wiedergegeben sind. Diese hochfesten Stähle werden abgeschreckt und angelassen, um so besonders hohe Zerreißfestigkeit durch Ausbilden eines Martensites hohen Kohlenstoffgehaltes zu erzielen, wie einwandfrei aus den hohen Kohlenstoffgehalten dieser Stähle hervorgeht. Daher weisen diese Stähle eine niedrige Bruchzähigkeit auf. Wenn nämlich die Zerreißfestigkeit einen Wert von etwa 150 kg/mm2 überschreitet, fällt zwangläufig das Verhältnis der an gekerbten Proben gemessenen Festigkeit zu der an ungekerbten Proben gemessenen plötzlich ab. Daher besteht bei einem derartigen Stahl die Gefahr eines Bruchs bei Belastungskonzentration, die wesentlich geringer als die mechanische Festigkeit des Stahls ist.
Weiterhin neigt ein solcher Stahl leicht zu Schweißrissen. Um die Bildung derartiger Schweißrisse zu verhindern und eine dichte porenfreie Schweißnaht zu gewährleisten, muß ein derartiger Stahl auf etwa 200 bis 300°C vorgewärmt werden.
Weiterhin wird es bei der Wärmebehandlung dieses Stahls erforderlich, alle Werkstücke nach dem Schweißen abzuschrecken und anzulassen.
Der dabei eintretende Verzug erfordert ein starkes und massives Einspannteil.
Tabelle
C Chemische Zusammensetzung in % Si Mn Ni Cr Mo V Co Wärmebehandlung Streck Zerreiß Deh
Probe 0,38- 0,26- 0.60- 1.65- 0,70- 0,20- grenze festigkeit nung
0,43 0,35 0,80 2,00 0,90 0,30 — — 840° C Abschreckhärten kg/mm2 kg/mm2 %
1 0,31- 0,20- 0,60- 1,65- 0,65- 0.30- 0,17- — 200 bis 3000C Anlassen 150 180 8
0,38 0,35 0.80 2,00 0,90 0,40 0,23 — 860° C Abschreckhärten
2 0,41- 1,45- 0,65- 1,65- 0,70- 0,30- < 200 bis 300° C Anlassen 138 156 9
0,46 1,80 0,90 2,00 0,95 0,45 0,05 — 870° C Abschreckhärten
3 0,46 0,22 0,75 0,55 1,0 1,0 — — etwa 300° C Anlassen 170 200 10
900° C Abschreckhärten
4 etwa 300° C Anlassen 176 199 7,5
Fortsetzung
C Chemische Zusammensetzung in % Si Mn Ni Cr Mo V Co Wärmebehandlung Streck Zerreiß Deh
Probe 038- 0,80- 0,20- 4,75- 1,20- 0,40- grenze festigkeit nung
0,43 1,00 0,40 — 5,32 1,40 0,60 1000° C Abschreckhärten kg/mm2 kg/mm2 %
5 oder Luftkühlen etwa 155 200 10
039 1,00 0,70 — 1,10 0,25 0,15 1,0 5000C Anlassen
930° C Abschreckhärten
6 etwa 300° C Anlassen 166 196 5,5
Weiterhin zeigt eine derartige Stahlart eine geringe Ermüdungsfestigkeit und eine Neigung zur Bildung von Korrosionsrissen in Seewasser.
Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, die mit dem Stand der Technik verbundenen Nachteile auszuräumen und insbesondere ein Wärmebehandlungsverfahren der angegebenen Art zu schaffen, durch das ein hochzerreißfester, gut schweißbarer Stahl erhalten wird.
Gelöst wird diese Aufgab« erfindungsgemäß dadurch, daß der Stahl nach dem Erhitzen über den Aj-Punkt von 800 auf 3500C
a) in mehr als 43 Sekunden abgekühlt wird, wenn die Summe der Prozentgehalte von Ni + Cr + Mo ^ 3 ist,
b) in mehr als 46 Sekunden abgekühlt wird, wenn die Summe der Prozentgehalte von Ni 4 Cr + Mo > 5 ist, und dann von 350 auf 100 C kontinuierlich in dem Fall
a) in mehr als 48 Sekunden und im Fall
b) in mehr als 88 Sekunden abgekühlt wird, wenn die Summe der Prozentgehalte an Ni H Cr + Mo > 5% bis zu 7% ist,
c) in mehr als 100 Sekunden, wenn die Summe der Prozentgehalte von Ni + Cr + Mo > 7% ist. 3S
Ein weiteres Merkmal der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung besteht darin, daß nach dem Abkühlen der Stahl anschließend auf 200 bis 400°C angelassen wird.
Das erfindungsgemäße Verfahren bedient sich somit mehrerer Arbeitsschritte, wobei zunächst ein Erhitzen des Stahles über A3 erfolgt, sodann ein Abkühlen von 800° C herunter auf 350° C unter Eintritt in das Gebiet der Bainitumwandiung und dann ein allmähliches Abkühlen von 350 auf 100° C erfolgt. Hierdurch gelingt es, die Bildung von Martensit zu verhindern, und es wird ein hochzerreißfester Stahl mit guter Duktilität in Form einer Bainitstruktur erhalten.
Es ist somit nicht mehr wie nach dem Stand der Technik erforderlich, isotherm zu arbeiten, und das Erzielen der günstigen physikalischen Ergebnisse lediglich vermittels eines derartigen Abkühlens bedingt einen sehr erheblichen technischen Fortschritt.
Ein Ausführungsbeispiel der Erfindung ist in der Zeichnung dargestellt und wird im folgenden näher beschrieben.
F i g. 1 zeigt in graphischer Darstellung das Verhältnis zwischen der Menge an Ni und der Zerreißfestigkeit des erfindungsgemäß wärmezubehandelnden Stahls,
F i g. 2 bis 4 graphische Darstellungen des Bainit-Bildungsdiagramms;
F i g. 5 zeigt in graphischer Darstellung die Be-Ziehung zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und der Mindestabkühlzeit von 800 auf F i g. 6 zeigt in graphischer Darstellung das Verhältnis zwischen der Abkühlzeit von 350 bis auf 1000C und der Härte;
F i g. 7 stellt die Beziehung zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und der erforderlichen höchsten Abkühlzeit von 350 auf 100°C dar;
F i g. 8 zeigt in graphischer Darstellung das Verhältnis zwischen der Kerbschlagzähigkeit und der Zerreißfestigkeit;
F i g. 9 a zeigt eine Mikrophotographie eines Stahls mit geringerem Festigkeitswert, der die gleiche Zusammensetzung wie der erfindungsgemäß zu behandelnde Stahl aufweist, der jedoch nicht nach der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung behandelt worden ist;
F i g. 9 b zeigt eine Mikrophotographie des gleichen Stahls, der in der erfindungsgemäßen Weise behandelt worden ist;
F i g. 10a zeigt eine Mikrophotographie eines Stahls höheren Festigkeitswertes mit der gleichen Zusammensetzung wie der erfindungsgemäß zu behandelnde Stahl, der nicht erfindungsgemäß wärmebehandelt wurde, und
Fig. 10b zeigt eine Mikrophotographie des gleichen Stahls, der in der erfindungsgemäßen Weise behandelt worden ist.
Im folgenden werden die Charakteristika der chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäß zu behandelnden Stahls im einzelnen erläutert.
Bei mehr als 0,32% Kohlenstoff ergibt sich zwar eine Martensitstruktur mit hohem Kohlenstoffgehalt, jedoch erfährt die Verschweißbarkeit eines derartigen Stahls eine derartig ausgeprägte Verschlechterung, daß ein Vorerhitzen auf hohe Temperaturen erforderlich ist, und zwar insbesondere zum Zeitpunkt des Schweißens. Daher soll der Gehalt an C 0,13 bis 0,32% betragen. Si ist als Bestandteil des Stahls bei der Stahlherstellung vorgesehen, und bei einem Stahl mit einer mechanischen Festigkeit von mehr als etwa 150 kg/mm2 kann Si in einer hohen Menge zweckmäßig sein, um eine geeignete Duktilität des Stahls sicherzustellen. Ein Gehalt von mehr als 2,0% kann jedoch die Duktilität des Stahls in gegenteilige! Weise beeinflussen. Der Si-Gehalt soll daher kleinei als 2,0% sein. Mehr als 1,0% Mn kann die Härter des Stahls erhöhen, jedoch die Bildung der feiner Bainit-Struktur erschweren. Daher soll der Gehal an Mn weniger als 1,0%, aber mehr als 0,10% be tragen.
Ni, Cr und Mo sind die Elemente, die für die Aus bildung der Bainit-Slruktur des Stahls mit besonder hoher Zerreißfestigkeit und hoher 'Kerbzähigkeit an wirksamsten sind. Zunächst ist die Wirkung de Gehaltes an Ni auf die mechanische Festigkeit de Stahls in der F i g. 1 gezeigt, und die einzelnen Kurvei entsprechen dem angegebenen Bereich des Gehalte an Kohlenstoff. Wie eindeutig ersichtlich, ergibt sich selbst wenn der Bereich des Gehaltes an Kohlenstol
sich etwas verändert, daß das Erhöhen des Gehaltes an Nickel zu einer Erhöhung der Zerreißfestigkeit des Stahles führt. Eine Steigerung des Nickelgehaltes auf mehr als 8% erhöht die Zugfestigkeit nur unwesentlich. Weiterhin ergibt sich, daß mehr als 2% Nickel 5 erforderlich sind, um besonders hohe Zerreißfestigkeit von mehr als 120 kg/mm2 bei 0,13 bis 0,20% Kohlenstoff auszubilden. Im Hinblick auf dieses Verhalten wird der Gehalt von Nickel festgelegt zu 2,0 bis 8.0%.
Chrom und Molybdän sind weitere Elemente, die für das Ausbilden der feinen Bainit-Struktur zusammen mit besonders hoher Zerreißfestigkeit wirksam sind. Um die Bainit-Struktur zusammen mit hoher mechanischer Festigkeit zu erzielen, ist ein Gehalt an Chrom von mehr als 1,0% erforderlich, jedoch würden mehr als 2,0% zu einem ausgeprägten Härten einer durch die Schweißwärme beeinflußten Zone führen, wodurch deren Empfindlichkeit gegenüber der Ausbildung von Schweißrissen vergrößert wird. Demzufolge soll der Gehalt an Chrom weniger als 2,0% betragen.
Aus den gleichen Gründen wird der Molybdängehalt auf 0,3 bis 2% begrenzt.
Für die Desoxydation und das Erzielen feinkristalliner Stahlkörner bei der Herstellung ist Aluminium in einer Menge von 0,01 bis 0,09% erforderlich, jedoch würde eine Menge von mehr als 0,1 % zu einer Verringerung der Duklilität des Stahls führen.
Die Desoxydation und das Erzielen feinkristalliner Körner wird ebenfalls mit Titan und Zirkonium erzielt, die die gleiche Wirkung wie Aluminium aufweisen, und in derartigen Fällen erweist sich eine Menge von Titan = 0,001 bisO,15% und Zirkonium = 0,001 bis 0,05% in dieser Hinsicht als wirksam.
Vanadium ist erforderlich, um einen Stahl hoher mechanischer Festigkeit zu erhalten, doch führt ein Gehalt von mehr als 0,15% zu einer Verringerung der Kerbzähigkeit. Es ist jedoch nicht unbedingt erforderlich, Vanadium zuzusetzen, wenn sich ein niedrigerer Festigkeitsbereich als ausreichend erweist.
Die gleiche Wirkung wie Vanadium übt ein Zusatz von weniger als 0,005% Bor aus.
Im folgenden wird die erfindungsgemäße Wärmebehandlung des Stahls mit besonders hoher Zerreißfestigkeit im einzelnen erläutert.
F i g. 2 zeigt das Bainit-Bildungsdiagramm bei 850" C als Austenitisierungstemperatur für einen Stahl, der einen Gehalt an C = 0,17%, Si = 0 26% Mn = 0,90%, Ni = 3,60%, Cr = 1,51%, Mo = 0,37%, Al = 0,018% und V = 0,09% mit niedrigerem Festigkeitswert (Stahl B in Tabelle 2) besitzt.
Tabelle
Bezeich B C Si Mn P S behalte in % Mo V Al B S, S2 52
nung C 0,17 0,29 0,90 0,008 0,007 Ni Cr 0,37 0,09 0,018 Sekunden 48
H 0,22 1,74 0,60 0,008 0,007 3,60 1,51 0,50 0,10 0,014 — 45 92
J 0,23 1,90 0,61 0,009 0,008 2,57 1,77 0,53 0,11 0,028 0,0047 42 95
L 0,22 1,51 0,63 0,005 0,006 4,68 1,81 1,10 0,10 0,035 — 46 90
0,24 1,49 0,63 0,006 0,007 7.20 1,66 1,60 0,11 0,036 — 30
4,95 1,68 34
In der Fig. 2 gibt die Abszisse die Abkühlzeit, ausgehend von 800° C, und die Ordinate die Temperatur wieder. Die B-Zone ist der Bildungsbereich des Bainits, die Kurve 1 zeigt den Beginn der Umwandlung, und die Kurve 2 zeigt das Ende der Umwandlung.
Die Kurve 3 zeigt eine kritische Abkühlkurve, die an der Nase der Umwandlungskurve vorbeigeht. Nur wenn der Stahl langsamer als dieser Kurve entsprechend abgekühlt wird, tritt die Bainit-Struktur auf. Die notwendige Mindestabkühlzeit S1 von 800 auf 350° C beträgt also 45 Sekunden in dem Fall des-Stahls B.
Die F i g. 3 zeigt ein Bainit-Bildungsdiagramm, ausgehend von 8500C als Austenitisierungstemperatur eines Stahls, der die folgende Zusammensetzung aufweist: C = 0,23%, Si = 1,90%, Mn = 0,61%, Ni = 4,68%, Cr = 1,81%, Mo = 0,53%, V = 0,11%, Al = 0,028% und B = 0,0047% mit höheren Festigkeitswerten (Stahl H in Tabelle 2) in der gleichen Weise wie F i g. 2. S1 beträgt hier 46 Sekunden, wie in der F i g. 3 gezeigt.
Die F i g. 4 zeigt ein Bainit-Bildungsdiagramm bei 9000C als Erhitzungstemperarur eines Stahls, der sich wie folgt zusammensetzt: C = 0,24%, Si = 1,49%, Mn = 0.63%. Ni = 4,95%, Cr = 1,68%, Mo = 1,60%, V = 0,11% und Al = 0,036% mit höheren Festigkeitswerten (Stahl L in Tabelle 2) in der gleichen Weise wie die F i g. 2 und 3. Die Abkühlzeit S1 beträgt in diesem Falle 34 Sekunden.
Die F i g. 5 zeigt ein Verhältnis zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und S1 unter Bezugnahme auf die Ergebnisse in der Tabelle 2.
In dieser F i g. 5 gibt die Abszisse den summierten Wert (%) von Ni, Cr und Mo wieder, die Ordinate gibt die Mindestabkühlzeit S1 wieder. Wie an Hand dieser Ergebnisse offensichtlich, erreicht S1 ein Maximum von 46 Sekunden, wenn die Summe von Ni + Cr + Mo den Wert von 6 bis 7% erreicht, und weist einen Wert von 46 Sekunden auf.
Auch die Abkühlzeit von 8000C herunter auf 350c C zeigt einen Wert von 43 Sekunden, wenn die Summe aus Ni + Cr + Mo den Wert 5,0% erreicht.
Wenn somit die Abkühlzeit hierbei 43 Sekunden überschreitet, tritt diese Abkühlkurve in den Bereich der Bainit-Umwandlung ein.
Weiterhin ergibt sich, daß, wenn der Wert der Summe aus Ni + Cr + Mo über 5,0% liegt und die Abkühlzeit von 800D herunter auf 350° C sich auf mehr als 46 Sekunden beläuft, alle diese Abkühlkurven in die Zone der Bainit-Umwandlung eintreten können. Daher wird die Abkühlzeit eines Stahls mit Σ
(Ni + Cr + Mo) < 5% von 800 auf 350°C zu mehr als 43 Sekunden und für einen Stahl mit Σ (Ni + Cr + Mo) > 5% auf mehr als 46 Sekunden festgelegt.
Die oben angegebenen Zahlenwerte beziehen sich auf die Abkühlbedingungen bis herunter auf 350° C. Im folgenden werden die Abkühlbedingungen. ausgehend von 350° C, im einzelnen erläutert.
Die F i g. 6 zeigt die Beziehung zwischen der Abkühlzeit S2 (Sekunden) und der Härte der Stähle B, L und J nach Tabelle 2, wobei diese Stähle über A3 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.
Es ergibt sich, daß die Härte des Stahls praktisch konstant bleibt, wenn S2 einen bestimmten kritischen Wert überschreitet, da dann reiner Bainit entsteht. Bei Verringern des Wertes von S2 wird die Härte des Stahls erhöht. Bei S2 = 3 0 Sekunden beträgt die Härte des Stahls 550 HV. Wenn Abkühlzeit S2 von 350 C herunter auf 100' C verringert wird, steigt die Härte an. und diese Tatsache dient als Beweis, daß die Abkühlbedingungen der Zone dieser Temperaturen beschleunigt wird.bis die Martensit-Struklur gebildet worden ist.
Der kritische Wert für S2 beträgt 52 Sekunden für den Stahl B. 90 Sekunden für den Stahl L und 95 Sekunden für den Stahl J. Die Tabelle 2 gibt die Werte von S2 für die entsprechenden Stahlarten wieder. Auf der Grundlage der in der Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse gibt die F i g. 7 die Beziehung zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und S2 wieder.
Sobald sich die Summe an Ni + Cr + Mo auf etwa 7% oder darüber beläuft, wird der Wert für S2 praktisch konstant.
Weiterhin, wie in der F i g. 7 gezeigt, ergibt sich für einen Stahl mit der Summe aus Ni + Cr + Mo gleich 5.0% die Abkühlzeit S2 zu 48 Sekunden, bei Erreichen eines Summenwertes von 7,0% beläuft sich diese Abkühlzeit auf 88 Sekunden, wobei jeweils feiner Bainit entsteht.
Zur Erhärtung der oben angegebenen Bedingungen zeigt die Fi g. 9a eine MikroStruktur (500fache Vergrößerung) des typischen Stahls B relativ niedrigen mechanischen Festigkeitswertes nach Austenitisieren bei 850' C und Abschrecken in Wasser.
Die Fig. 9 b zeigt ebenfalls eine MikroStruktur (500fache Vergrößerung) des Stahls nach Abkühlen von 800 herunter auf 35O°C in 88 Sekunden und sodann kontinuierliches weiteres Abkühlen von 35O°C herunter auf 1000C in 210 Sekunden.
Bei dem Vergleich der zwei Mikrostrukturen des Stahls ergibt sich, daß der durch Abschrecken gehärtete Stahl scheinbar Martensit-Struktur aufweist, während der andere unter diesen spezifischen Abkühlbedingungen nach der Erfindung abgekühlte Stahl eine feine Bainit-Struktur aufweist.
Fig. 10a ist eine MikroStruktur (SOOfache Vergrößerung) des Stahls J relativ hohen Festigkeitswertes nach Bildung von Austenit bei 870 C und Abschrecken in Wasser.
Fig. 10b ist eine MikroStruktur (500fache Vergrößerung) des Stahls nach Abkühlen unter den spezifischen erfindungsgemäßen Abkühlbedingungen (d. h. von 8000C herunter auf 350°C in 60 Sekunden und sodann kontinuierliches Abkühlen von 35O°C herunter auf 1000C in 340 Sekunden).
Wie an Hand dieser Ergebnisse 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. Es ist also möglich, unter den spezifischen erfindungsgemäßen Bedingungen einen Stahl mit besonders hoher Zerreißfestigkeit herzustellen, der Bainit-Struktur aufweist und hohe Kerbzähigkeit besitzt. Damit weiterhin der Stahl nach dem Abkühlen eine hohe Zähigkeit gegen Bruch erhalten kann, kann ein gewisses Anlassen bei 200 bis 400°C ausgeführt werden, ohne daß dabei die Festigkeit des Stahls wesentlich verringert wird.
Im folgenden werden eine Reihe erfindungsgemäßer Ausführungsbeispiele erläutert.
Die Tabellen 3 a und 3 b zeigen das Schmelzverfahren, Dicke der Platten, chemische Zusammensetzungen und mechanische Eigenschaften verschiedener erfindungsgemäßer Stahlarten. Die bereits in der Tabelle 2 wiedergegebenen Stähle weisen hier die gleichen Bezeichnungen auf.
Die Zerreißfestigkeit liegt bei 120 bis 190 kg/mm2.
Ohne Anlassen liegt auch ein ausreichendes Verhältnis der an der gekerbten Probe gemessenen Festigkeit zu der ungekerbten Probenfestigkeit vor, jedoch ergibt sich auf Grund des Anlassens bei 250° C eine Verbesserung.
Tabelle 3 a
A Schmelz Dicke C Si Mn P Gehalte in S Ni % Mo Al V B
Bezeich B verfahren1) der 0,14 0,26 0,63 0,006 0,007 2,70 0,40 0,018 _
nung C Platte 0,17 0,29 0,90 0,008 0,007 3,60 0,37 0,018 0,09 —
D AM mm 0,22 1,74 0,60 0,008 0,007 2,57 Cr 0,50 0,014 —
E VM 1,6 0,23 1,67 0,60 0,012 0,014 3,54 1,19 0,51 0,012 0,10 —
F AM 5,0 0,23 0,55 0,58 0,021 0,008 3,72 1,51 0,50 0,021 0,02
G AM 2,0 0,17 1,70 0,60 0,013 0,008 4,78 1,77 0,50 0,017 0,10
H AM 2,0 0,23 1,49 0,59 0,014 0,008 4,79 1,69 0,53 0,002 0,10
I AM 2,0 0,23 1,90 0,61 0,009 0,008 4,68 1,58 0,53 0,028 0,11 0,0047
T AM 2,0 0,16 1,82 0,60 0,010 0,007 6,92 1,74 0,51 0,025 0,09
AM 2,0 0.22 1,51 0,63 0,005 0,006 7,20 1,59 1,10 0,035 0,10 _
AM 2,0 1,81
VM 2,0 1,58
2,0 1,66
Fortsetzung
10
K Schmelz Dicke C • Si Mn P Gehalte in S Ni % Mo Al V B
Bezeich L verfahren1) der 0,18 1,52 0,63 0,006 0,006 7,03 1,52 0,038 0,10 _
nung M Platte 0,24 1,49 0,63 0,006 0,007 4,95 1,60 0,036 0,11 —
O VM mm 0,30 1,55 0,58 0,08 0,006 5,03 Cr 1,12 0,040 0,11 —
P2) VM 2,0 0,32 1,67 0,87 0,007 0,008 7,12 1,66 1,98 0,025 0,13 0,0041
VM 2,0 0,16 0,28 0,68 0,007 0,007 3,64 1,68 0,37 0,027 — —
VM 2,0 1,61
VM 2,0 1,02
40 1,49
') AM: Luftschmelzen.
2) Geschmiedeter Stahl.
VM: Vakuumschmelze.
Tabelle 3 b
Wärmebehandlung Seku 72 S1
nden		 Anlaßtemperatur
0C		 Streckgrenze Zerreißfestigkeit Dehnung Festigkeits-
88 186 kg/mm2 kg/cm2 % verhältnis von
Bezeichnung 85 210 — 103.4 127,1 12,0 gekerbter zu un
gekerbter Probe
A 85 216 — 119,1 133,5 15,0 1,10
B 85 216 250 115,1 147,0 7,5 1,11
85 216 — 113,5 144,7 8,0 1,03
C 85 216 250 135,0 159,5 8,0 1,07
85 216 — 133,2 156,0 8,5 0,92
D 85 216 250 140,8 158,3 9,5 0,96
85 216 — 139,9 154,7 9,5 0,88
b 85 216 250 136,7 151,4 9,0 0,96
85 216 — 134,9 151,6 8,0 0,98
Γ 85 216 250 149,8 168,8 10,0 1,00
85 216 — 153,3 167,8 8,0 0,85
Cj 85 216 250 156,6 175,0 9,0 0,88
TT 85 216 — 161,3 171,5 7,0 0,80
H 60 216 250 146,9 163,0 9,5 0,86
τ 60 340 — 142,8 157,4 9,5 0,95
L 60 340 250 150.1 162,8 8,0 0,99
τ 60 340 — 149,5 161,2 8,0 0,98
J 60 340 250 149,8 165.1 9,5 1,02
60 340 — 153,2 165,0 10,0 0,99
K. 60 340 250 157,0 168,2 9,5 1,02
τ 60 340 — 156,2 166,9 9,5 0,95
L 60 340 250 160,5 175,2 8,0 0,97
\ Λ 60 340 — 159,8 173,9 9,0 0,90
M 92 340 250 173,2 187,2 7,0 0,93
/-\ 92 820 — 174,0 187,0 8,0 0,82
O 820 250 106,0 134,4 18,5 0,85
P2) 105,2 133,1 19,0 1,15
1,17
2) Geschmiedeter Stahl.
Die Fi g. 8 gibt das Festigkeitsverhältnis zwischen einer gekerbten und einer ungekerbten Probe des Stahles wieder und gibt einen Hinweis auf die Bruchzähigkeit
In der Zeichnung gibt die Abszisse die Zerreißfestigkeit des Prüfstahls und die Ordinate das Festigkeitsverhältnis wieder. Die Kurve 1 zeigt Stahl besonders hoher Zerreißfestigkeit mit herkömmlicher Martensit-Struktur. Die Kurven 2 und 3 zeigen einen martensitaushärtenden 18%-Ni-Stahl (Kurve 2 an Luft erschmolzen, Kurve 3 im Vakuum erschmolzen), und die Kurve 4 zeigt einen erfindungsgemäß behandelten Stahl.
Wie an Hand dieser graphischen Darstellung ersichtlich, erweist sich der erfindungsgemäß wärmebehandelte Stahl als sehr gut bezüglich seiner Eigenschaft im Vergleich zu herkömmlich behandelten Stählen mit Martensit-Struktur.
Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wärmebehandelten Stähle können geschweißt werden.
Wird die erfindungsgemäße Wärmebehandlung nach dem Verschweißen des Stahls ausgeführt, so ist es zweckmäßig, einen Schweißdraht mit der gleichen Zusammensetzung wie derjenigen des Ausgangsmaterials anzuwenden.
Die Tabelle 4 gibt ein Beispiel der mechanischen
Eigenschaft einer Schweißstelle wieder, wobei das Verschweißen nach dem Inertgas-Lichtbogenschweißverfahren unter Anwenden eines Schweißdrahtes ausgeführt wurde, der die gleiche Zusammensetzung wie der Stahl besitzt (Bezeichnungen siehe Tabelle 2).
Weiterhin findet sich in dieser Tabelle ein Beispiel für die Wärmebehandlung des Stahls nach den spezifischen erfindungsgemäßen Bedingungen, einmal nach Ausführen eines Schweißvorganges vor der Wärmebehandlung des Ausgangsmaterials, und ein weiteres Beispiel bezieht sich auf eine Schweißstelle des Ausgangsmaterials des Stahls nach der Wärmebehandlung unter spezifischen erfindungsgemäßen Bedingungen, wobei diese Schweißstelle nicht einer weiteren Wärmebehandlung unterworfen wird. Wie an Hand dieser Ergebnisse ersichtlich, ergibt sich, daß es bei Durchführen der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung nach dem Schweißen möglich ist, eine Schweißstelle zu erhalten, die eine bessere Eigenschaft als das Ausgangsmaterial des Stahls einerseits besitzt. Wenn das Schweißen nach der Wärmebehandlung erfolgt, kann sich die Festigkeit der Schweißstelle auf mehr als 80% derjenigen des Grundwerkstoffes belaufen.
A Dicke
der Platte		 Wärmebehandlung nach Sekunden 72 186 Tabelle nicht wärmebehandelt 210 ι
I 		216 250 4 Zerreißfestigkeitstest Bruchstelle Kerbzähigkeit
mm S, dem Schweißen 88 nicht wärmebehandelt 216 250 Ausgangsmaterial des auf
geschweißten
Bezeich B 1,6 85 216 250 Zerreißfestigkeit
kji/mm2 		erweichtes Teil Materials
kg/mm2
nung 85 216 250 Ausgangsmaterial 132,6
C 5,0 , 85 216 250 erweichtes Teil 130,1
D AnIaU- 85 216 250 Ausgangsmaterial 139,2
E 2,0 temperatur 85 216 250 Ausgangsmaterial 132,0
F 2,0 _ 85 Ausgangsmaterial 146,2
G 2,0 85 Ausgangsmaterial 138,9
H 2,0 Ausgangsmaterial 143,0
I 2,0 verschweißtes Teil 147,2
2,0 Ausgangsmaterial 122,0
2,0 128,6
143,1
124,6
106,9
134,0
131,2
149,8
160,5
154,6
152,4
169,2
167,7
158,4
Aus dem erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahl können Stahlplatten und weitere Produkte, wie Guß stücke, Stangen, Drähte, Rohre usw., hergestellt werden.
Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims (1)

Patentansprüche:
1. Wärmebehandlungsverfahren zur Erzielung eines bainitischen Gefüges in einem hochfesten Stahl, bestehend aus:
0,13 bis 0,32% Kohlenstoff, 0,05 bis 2,00% Silizium,
0,1 bis 1,0% Mangan,
2,0 bis 8,0% Nickel, 1,0 bis 2,0% Chrom,
0,3 bis 2,0% Molybdän,
weniger als 0,15% Vanadium, weniger als 0,005% Bor
sowie einzeln oder zu mehreren "5
0,01 bis 0,09% Aluminium,
0,001 bis 0,15% Titan,
0,001 bis 0,05% Zirkonium,
Rest Eisen und erschmelzungsbedingle Verunreinigungen, dadurchgekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Erhitzen über den A3-Punkt von 800 auf 3500C
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