DE1905247A1 - Bainitischer Stahl hoher Zerreissfestigkeit - Google Patents

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Patentanwälte Dipi.-ing. Walter Meissner Dipi.-ing. Herbert Tischer

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MÜNCHEN

1 BERLIN 33 (GRUNEWALD), den HerbertstraAe 22

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MTTSOLI "JIiI JUAOuYo IiABLSUIKl KAISIlA, IO Maruiioehi 2-ph.oüie, Chi 3'nrla-ku , Tokyo, Japan

Iiai.n11"? scher Stahl L- hur Zerroiflfpdfcigko^ t

Dip Erfindung betrifft einen bainitisehen Stahl h'-lio·^ Zorrf» i flfps tig'-e f t.

JJ"zHglieh praktisch aller li^rk'Jinitil ί eher Stähle mit hoher und ■il. !" rnh"liF>r Ze rre ' Rf es tig¹·"« L t p+ellf liiaii f^st, dntf dieselben r-iiie Verbesserung ihrer Zerre ΐ.Π fest i gke i t und Kprbsohla.^zü-Ti i ü'-'e it 'iiirch eine Wärmebehandlung, wie ein Abschrecken '>der Tninp" πι erfahren, wodurch dio chemische Zus aminen se tzung eines ■ernrti gen Stall! «^ so e Ui^e? te! It wird, daß dessen Härtbarkeit liirrh Abschrecken vprl)P5sp''t wi rd, wodurch sich die !"-ietnll- ^: trnlrtnr depselbeu entweder¹ als marteiisi <~iseh oder getempert iiiartensi tisch ergibt.

In r^l?:ninili eher StaBil hoher Zerre ißfesti ^ke i t enthält. ?.u große .'ieii/iMi der entsprechenden Elemente be'üglLch guter Zerre'ßfestijikeit und insbesondere einen zu hohen Gehalt an C und Mn bezüglich der chemischen Zusammensetzung und eine Verbesserung der Hürtbarke t durch Abschrecken zu erzielen, und bezüglich des AusgangstahIs ist dessen Kerbschlagzähigkeit niedrig im Vergleich zn der Zerreißfestigkeit desselben. Bezüglich der Sch eißbarkeit ergibt sich weiterhin, daß eine durch

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die Scliweißwüriur» beeinflußte Zone die Neigung zeigt, erheblich zu erhärten unter Ausbilden der martens'i ti-chen Struktur in einem derartigen durch das Schweißen gehärteten Teil, Has hart und brüchig ist, wodurch sich eine Verr i nf⁷; erung der erbsch liigzähigke i t und leichte Ausbildung von 3chwe ißr i ssen ergibt.

Im diese mit dem Stande der Technik verbunden«-? η N- enteile auszuräumen, wird erfindnngsgemäß ein neuartiger hainiti scher
Sf?lil hr.her Zerreißfestigkeit dadurch geschaffen, daß die
chemische Zusammenset mir desselben so eingestellt wird, dfß
die Ve^schwe ißbarke i t desselben verbessert und die hai ni t^: scl.e Struktur leicht ausgebildet werden kann. Eb ergibt eine Verbesserung der Eigenschaften sowohl des Ausgangsniaterials als auch dex" Verschweißbark^i t. Ein erf i ndurigSfcmäßor otahl enthält C = 0,03 - 0,00·^, Si = C, 0 5 - 0,6o;i, \in = 0,10 - Ο,όΟ',ο, Xi = 1,8 - 8,0^j₁ Cr = 0, h - 2,5,1 und Xo = 0,5 - 2,51b und ebenfalls ein oder boi de xMotalle Al = 0,01 - 0, OOl und Ti = 0,001-0,15/0, wobei der V_ert von Ni/2 + Cr + Mo bei mehr als 3_f'*v
liegt und der restliche Anteil des Stcihls aus Fe und einigen nicht vermeidbaren Verunreinigungen besteht.

NciChdem dieser Stahl über A„ als ein UmwandlungS]>unkt erhitzt ' orden ist, wird derse;lbe vcii ->00 herunter auf '(00 C in mehr als 5 Sekunden und kontinuierlich von ^00 herunter anf 100 C in mehr als wenigstens 17 Sekunden abgekühlt, wodurch die
bainitische Struktur ausgebildet wird und ein Bainitstahl

hcher Zerreißfestigkeit resultiert.

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Dip chemische Znsammensftt^ung und di·» ^T·.'. rmebehandlurig erf i ndungsgeinäßon Stahls werdnn iui f< lgeiid^i- unter Ue'-auf die beigefügten Zeichnungen erläutert:

Fifj. 1 ist pine graphische Dnrstriliiii«·, die das Verhältnis •wischen der Men ^e an "\ ΐ und der Kerhschlagyähigicei t (V— notch Cliarpy absorbed enerjjy) des erfindungsgemäßen Stahls ;'eigt. Die Fig. 2 ist eine graphische Darstellung, die das V rhältnis zwischen der Menge an Ni und der Zerrei Of es ti gke j t des erf iiidungsgemäßen Stahls zeigt.

Fig. 3 ist eine graphische Darstellung, dip pin V>rbiiltnis zwischen der Menge an Cr und der Streckgrenze s> wie der Ze — reißfestificei t des prf indungsgernäilpii Stahls wiedergibt. Fig. U ist eine graj'hischc D_arstellnng, die *»·? η Verhältnis zwischen der Menge an Mo und der Streckgrenze sowie Zerrt i"-festigkeit des erf in-iunsgemäfipii Stahls vi odergiht. Fi₅T. " ist eine graphische Darstellung, die pin Vi>rhfil !'ü « -wischen der M"»n;·=.» an Ni/2 + Cr + Mo und ier Korbs^'¹! n^/ iihi , 'reit des erfiiuiuiirrsgemüßen Stahls wiede. gibt. Fig. 6 ist pnie graphische D₁ rstclluii.^ der Umwandlti!:,j d^s Stahls bei d^jn Icon t " nuierl " cheii Ab ühlen bei der V. riat^-chanM-1 im" dpfS"lhpn in der e"»~f i ndtmgs^eLiH^ei. T^i^e. Fi^T· 7 ist e^:ne graphische Jarstclluii -. dip pin vpr'in] *,r -■ 'wischen dpi· Men^" an Xi/.? + C^T' + Μ« ν.ιχΛ -!τ kontinuipi 1 ^; -h η Abkühl:^r"^;t ic«= pr*^{1 r} ndurigsgeiiiäiSeii Stalils wiedergibt. Fig. S b'« 1Π sini photojrrjphische D₂TFt¹¹I]Hr^OU ".n' je^r>i;

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Dajmit die bainitische Struktur innerhalb eines besonders breiten Bereiches ausgebildet werden kann, wird die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls soeingesteilt, daßderselbe diefolgenden Bestandteile in den 'angegebenen Mengen· bereichen enthält:

C = 0,03 - 0,09$, Si = 0,05 - 0,60$, Mn = 0,10 - 0,60$, Ni = 1,8 - 8,0$, Cr = 0,4 - 2,5$ und Mo = 0,3 - 2,5$ und ebenfalls eines oder zwei Metalle Al = 0,01 - 0,09$ und Ti = 0,001-0,15$, wobei sich der \!ert von Ni/2 + Cr + Mo auf mehr als 3,4$ belauft und falls erforderlich, derselbe eines oder zwei Metalle von V weniger als 0,16$, Nb weniger als 0,07$, B weniger als 0,007$ und Co weniger als 4,0$ enthält. Das Element C wirHt dahin, daß die Zerreißfestigkeit des Stahls erhöht wird,, jedoch ein zu hoher Gehalt zum Erhöhen der Härtbarkeit durch Abschrecken und Verschlechtern der V>rSchweißbarkeit des Stahls führen, so daß der Gehalt an C unter Ausbilden der bainitischen Struktur besonders niedrig gehalten wirdy unter Verhindern der Bildung der marterisitischen Struktur.

Andererseits jedoch ergibt sich, daß dann, wenn der Gehalt an C Pxtrem niedrig ist, die ZerrpΐGfestigkeit desStahls verringert w'rd, sr· daß der untere Grenzwert des C—Gehaltes zu · 0,03$ festgelegt.3 st. Bezüglich dos Elnmentos Si wird dasselbe in einer i'lengp von niolir als 0,05$ in dor Stahlherstellung angewandt und mehr als 0,60$ dieses Elementps führt zu einer Verringerung der Schweißbarkeit dneStalils, so daß die Grenz— werte des G<?haltr?p aii^iesein Element zu 0,05 — 0,60$ festgelegt sind.

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In ähnlicher Weise wie bezüglich des Elementes C ist auch das Element Mn dahingehend wirksam, daß die Zerreißfestigkeit des Stahls verbessert wird, jedoch kann ein zu hoher Gehalt zu einem Erhöhen der Absehreckthärtbarkeit des Stahls führen, wodurch leicht die martensitisehe Struktur ausgebildet wird, sowieeinem Erhöhen der H'.rtungsneigung der durch die Schweißvärme beeinflußten Zone und somit Verschlechtern der Verschweißbarke it des Stahls, so daß der Gehalt an Mn auf kleiner als 0,60/0 unter Ausbilden der bainitischen Struktur festgelegtöwird,wodurch die Bildung der martensitischen Struktur verhindert wird und eine Verbesserung der Verschweißbarkeit des Stahls in der erfindungsgemäßen Weise erreicht wird. Gleichzeitig kann ein zu geringer G halt an Mn zu einer Verringerung der Zerreißfestigkeit führen, so daß der untere Grenz· uert DEsselben zu 0,10$ festgelegt ist.

Es ist bekannt, daß Ni, Cr und Mo die wirksamsten Legierungselemente für das Ausbilden der bainitischen Struktur sind. Zunächst wirkt Ni dahingehend, daß die Kerbschlagzähigkeit des Stahls verbessert wird. Die Fig. 1 zeigt die Wirkung des Ni Gehaltes aufdie Kerbschlagzähigkeit gegossenen Stahls, der in der erfindungsgemäßen Weise verarbeitet ist, wobei die Abszisse Ni'/£ und die Ordinate die absorbierte Energie (Ve -20 (lcg-in) bei -20 C V~notch Charpy impact test) wiedergibt, wodurch eine Kurve entsprechend einem.Arbeiten ohne Temperungsbeliandlung und eine weitere Kurve entsprechend einer Temperungsbehandlung bei 580 C resultiert.

Wie anhand dieser Kurven in der Pig. 1 wiedergegeben, wird keineVeränderung in der Kerbschlagzähigkeit in dem Fall des Stahls beobachtet, bei dem kein Tempern erfolgt, wenn jedoch

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der mehr als 8$ Ni enthaltende Stabl getempert wird, neigt derselbe dazu eine Verringerung seiner Kerbschlagzähigkeit zu zeigen, unddies im Gegensatz zu der ursprünglichen Bedingung, und um so Kerbschlagzähigkeit zu erreichen, die sich auf—

ο mehr als 2,8 kg-m äquivalent zu 2Oft-lbs bei-20 C beläuft, muß der Ni-Gehalt sich auf mehr als 1,8$ belaufen. Die Fig. 2 f-eigt die Wirkung des Ni auf die Zerreißfestigkeit des Stahls _s wobei die Abszisse Ni$ und die Ordinate die Zerreißfestigkeit des Stahls einmal ohne Tempern und zum anderen bei Tempern bei 580 C wiedergeben, und in diesem Fall erweisen sich mehr als 8$ als nicht wirksam bezüglich der Zerreißfestigkeit. Somit ergibt sich anhandpdieses Verhältnisses, daß der Ni Gehalt auf 1,8 bis 8,0$ festgelegt ist.

Das Element Cr ist für das Ausbilden der bainitischen Struktur und zum Erhöhen der Zerreißfestigkeit des Stahls erforderlich, jedoch führt ein zu hoher Gehalt nicht dazu, daß sich eine Verbesserung der Zerreißfestigkeit ergibt.

Die Fig. 3 zeigt die Wirkung des Cr Gehaltes auf die Zerreißfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls, wobei die Abszisse Cr^ und die Ordinate die Streckgrenze und Zerreißfestigkeit des Stahls ohneTempern wiedergibt, Vie anhand dieser graphischen Darstellung ersichtlich, ergibt sich, daß eine gute mechanische F stigkeit für einen Bereich des Cr-Gehaltes von 0,4 bis 2,5/° gegeben ist. Dies ist der Grund, warum dieser Bereich von Cr auf O, k bis 2,5^» festgelegt ist_a

Das Element Mo ist für das Ausbilden der bainitischen Struktur und Erhöhen der Zerreißfestigkeit erforderlich, jedoch führtein zu hoher Gehalt nicht zu einer Verbesserung bezüglich der Zerreißf es ti-gfc^j-t *. ^ η

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Die Fig.fc steigt die Wirkung des Mo Gehaltes auf die Zerreißfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls, wobeidie Abszisse Mo^t und die Ordinate die Streckgrenze und Zerreißfestigkeit des Stahls ohne Tempern wiedergibt.

Vie anhand dieser graphischen Darstellung ersichtlich,'erfolgt praktisch keine Veränderung der Streckgrenze, wenn der Mo-Gehalt «ehrals 0,3^ erreicht, aber bei ErIiHhPa des Mo-Gehaltes ' erfahrt auch die Zerreißfestigkeit eine Verbesserung·

Mehr ale.2,5^ Mo vermögen jedoch nicht ru einer weiteren Verbesserung der Zerreißfestigkeit zu führen, so daß ein" entsprechender Bereich zu 0,3 - 2,5$ festgelegt ist.

Die Wirkung von Ni, Cr und Mo auf die Kerbschlagzähigkeit des der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung unterworfenen StallIs wird weiter unten lsi einzelnen erlfiutert. In der Fig. 5 gibt die Abszisse Ni/2 + Cr + Mo^ als einen Parameter dieser Elemente und die Ordinate die Kerbschlagzähigkeit ( 2 mm V-notch Charpjr absorbed energy) bei -20 C Ve-20 kg-m des erfindungsgemäßen ₍StaliIs wieder.

Wie anhand dieses Verhältnisses ohne weiteres ersichtlich, muß sich Ni/2'+ Cr + Mo auf mehr als 3,k% belaufen, um eine ,"erbschlagzähigkeit (VE-20) von mehr als 2,8 kg-m zu erzielen. Somit ist die cheraischeZusammensetzung des erfindungegemäßen Stahls so festgelegt, daß sich der Gehalt an Ni/2 + Cr + Mo auf mehr als 3,'4^ beläuft. Es ist erforderlich, daß Al in einer Menge von 0,01 bis 0,09$ für die Desoxidation und das Ausbilden feinkristalliner Körner bei der Stahlherstellung vorliegt, jedoch führt eine Menge von mehl' als ο, 1j£ zu einer Verringerung der Kerbschlagzähigkeit entgegengesetzt der erfindungs-

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ι gemäßen Aufgabenstellung und weniger als 0,01% erweisen si eh. als unwirksam. Da Ti praktisch die gleiche Wirkung wie Al aufweist, kanndasselbe auch für die Desoxidation und das Ausbilden fein kristalliner Körner angewandt werden, wobei ein entsprechender Gehalt an Ti vorzugsweise in einem Bereich von OpOI bis 0,15$ liegt. ¥eiterhin können Al und Ti in Kombination für das Erreichen der oben angegebenen Aufgabenstellung angewandt werden.

V₁ Nb und B sind in sehr geringen Mengen wirksam, um die Zerreißfestigkeit zu erhöhen, wobei praktisch keine Verringerung der Kerbschlagzähigkeit, eintritt. In gleicher Weise werden geringe Mengen an Co zu keiner ausgeprägten Wirkung bezüglich der Zerreißfestigkeit und der Kerbschlagzähigkeit führen· Die empfohlenen Mengen dieser Elemente belaufen sich bezüglich V auf weniger als 0,l6$, Nb auf weniger ale O,0fO7j6 und B auf wenigerals 0,007$ und Co auf weniger als U₁ 0$, wobei gleichzeitig eines oder mehrere dieser Elemente zur Anwendung kommen können.

Die Wärmebehandlung des erfindungsgemäßen Stahls wird weiter unten im einzelnen erläutert. Die Fig. 6 zeigt eine graphische Darstellung der U Wandlung des Stahls bei dem kontinuierlichen Abkühlen nach einem Erhitzen über 85Ο C, d.h. A„ als Umwandlungspunkt (CCT Darstellung), wobei der Stahl aus C = 0,07$, Si = 0,2i£, Mn = 0,30$, Ni = 3ι38$, Cr = 1,55$, Mo = 0,95$ und Al = 0,01Q^ besteht. Bei dieser Zeichnung zeigt die Abszisse die Abkühlzeit (see. logarithmische Unterteilung) von 800 C ausgehend, und die Ordinate die Temperatur (c°, gleiche Unterteilungen) wieder, um so die Umwandlungszonen des Stahls

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zu verdeutlichen. In der Zeichnung gibt A die Austenitzone, 15 dieUmwandlungszone in die bainitische Struktur, M die Umwandlungszone in die maiHensitische Struktur, die Linie a - b din Ausgangspunkt der Umwandlung in die martensitische Struktur (Ms Punkt), die Linie b-c den Ausgangspunkt der Umwandlung in die bainitische Struktur (Bs Punkt), die Linie d-e den praktischen Endpunkt der martensitischen Umwandlung (Mf Punkt) und dieLinie e-f praktisch den Endpunkt der bainitischen Umwandlung wieder. Weiterhin stellt in der Zeichnung die Kurve eine Abkühlkurve dar, die an dem Kreuzurigspunkt e zwischen dem Mf-Punkt und dem Bf-Punkt vorbeigeht, und dieKurve 2 ist eine kritische Abkühlkurve für das A_nsbilden der bainitischen Struktur, und zwar eine Abkühlkurve, die an dem Kreuzungspunkt b zwischen dem Ms Punkt und dem Bs-Punkt vorgeht.

Wenn die Abkühlbedingungen schneller als der Kurve 2 der nung entsprechend verlaufen, wird der gesamte Stall in die martensitische Struktur umgewandelt, und wenn das Abkühlen langsamer als der Kurve 1 entsprechend verläuft, wird der gesamte Stahl in die bainitische Struktur umgewandelt. Die Ab- !iühlzeit von SOO⁰C herunter auf 400°C der kritischen Abkühlkurve 1 für das Ausbilden der -bainitischen Struktur wird als S bereiclmeti,die Abkühlzeit von 800 herunter auf h00°G der Abkühlkurve als 3„ und die Abkülilzeit von 400 herunter auf 100 ü als S„. Um die Ausbildung der bainitischen Struktur zu ermöglichen, verläuft die Abkühlzeit von 800 herunter auf 'lOO°C aber ο -Sekunden, so daß die Abi-ühlkui-ve in die bainitische * ono eintretnn kann. Unter Bezugnahme auf die Abkühlgsbedin-

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gungen von ^00 C ausgehend, zeigt sich, daß das Abkühlteil von 'tOO°C der Abkühlkurve eine kritische Abkühlkurve für das Ausbilden der bainitischen Struktur annimmt. Dies bedeutet * daß dann, wenn der Temperaturbereich, der praktisch einer Temperatur für das Ausbilden der martensitischen Struktur entspricht, zwischen JtOO C und 100 C verbleibt und der Stahl schnell indiesem Temperaturbereich abgekühlt wird, die M'Jglichkeit gegeben ist, daß sich Martensit bildet und zwa¹ selbst dann, wenn die Abkühlbedingungen langsam von 800 herunter auf ^00 C verlaufen sind» Uu die bainitische Struktur des Stahls auszubilden, sollte somit die Abkühlzeit von ^00 lieruxiter auf 100 C auf mehr als S -Sekunden festgelegt werden.

Die Fig. 7 zeigt ein Verhältnis zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und S_ und S„—Sekunden. In der Zeichnung gibt die Abszisse Ni/2 + Gr + Mo (gleiche Unterteilung) als ein Parameter des Gehaltes an Ni, Cr und Mo für das Ausbilden der bainitischen Struktur und die Ordinate S_ und S„-Sekunden (logarithmische Unterteilung) wieder. Anhand dieses Verhältnisses ergibt sich, daß bezüglich des erfindungsgemäßen Stahls sich S_p auf weniger als 6 Sekunden in allen Fällen be-1-äuft und praktisch unverändert ist, bedingt durch den Wert von Ni/2 + Gr + Mo^, dass jedoch bei Vergrößern von Ni/2 + Gr + Hofo 3 ebenfalls auf nicht mehr als 27 Sekunden erhöht wird. Venn nunmehr Ni/2 + Cr f Mo sich auf 3»^ oder mehr beläuft, belauft sich der S- entsprechende Wert auf 17 Sekunden. Bezüglifc. der Abkünlbedingungen des Stahls bei der T.'ärmebeliandlung desselben ergibt sich erfindungsgemäß somit, daß nach einem Erhitzen über A_ als ein Umwandlungspunkt ein Abkühlen von

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800 herunter auf *fOO C ±n mehr als 6 Sekunden und sodann von

ο *tOO herunter auf 100 C kontinuierlich in mehr als wenigstens 17 Sekunden erfolgt. Unter diesen Abkühlbedingungen weist der erfindungegemäße Stahl ait Sicherheit baini tische Strukturali f.

Aufgrund der in dieser Veise ausgebildeten bainitischen Struktur und unter den oben angegebenen Abkühlbedingungen erweisen sich die Zerre !(!festigkeit und die Kerbschlagzähigkeit als außerordentlich gut« Auereichend günstige Eigenschaften ergeben «ich somit ohne TeMpern, wenn jedoch hohe Kerbschlagzähigkeit erforderlich ist, ist es zu empfehlen den Stahl unter den in der Fig· 1 gezeigten Abkühlbedingungen abzukühlen/ wodurch die baln'itische Struktur des Stahls ausgebildet wird und in geeigneter Veise das Tempern erfolgt. Im folgenden werden einige erfindungsgemäße Au«führungebeispielβ erläutert.

Die Tabelle X zeigt die chemische Zusammensetzung, Erhitzungsbedingungen und mechanischen Eigenschaften der erfindungsgeinäßen StShIe. in dieser Tabelle bedeuten die Kennzeichnungen A-K Gußstahl, L und M geschmiedeten Stähl und N eine Stahlplatte.

Vic anheind dieser Beispiele ersichtlich, führt die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls zu hoher ZerreiD-festigkeitund 'Kerbschlagzähigkeit,wobeiauch der Zusatz au V, Nb B und Co von Wichtigkeit ist. Bezüglich der Schweißbarkeit diser Stähle gibt die Tabelle II die größte Härte eines gebundenen Teils in einer durch die Schweißwärme beeinflußten Zone des Stahls K nach der TAbelle I, die Vorerhitzungstemperatureii

Verhindern zum S*h4*aea der V_urzelrißbildung und die Kerbschlagzähigkeit eines entsprechenden gebundenen Teils (höchste Schweißtemperatur 135O°C) wieder. ¥ie deutlich anhand dieser Tabelle 'II

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ersichtlich, ist die Härte dieses vermittels Schweißen verbundenen Teils gering, die Empfindlichkeit gegenüber der Ausbildung von Schweißrissen extrem niedrig, und eih entsprechend gebundenes Teil zeigt gute Verschweißbarkeit ohne brüchig zu werden. ■

Als Beispiele für die mikroskopische Struktur des erfindungsgemäßen Stahls gifct die Fig. 8 den Stahl A der Tabelle I, Fig. 9 den Stahl C und die Fig. 10 den Stahl N ohne Tempern (V_ergrößerung 500 x) wieder, wobei gefunden wird, daß alle Stähle bainitische Struktur aufweisen»

weiterhin kann der erfindungsgemäße Stahl natürlich zum Herstellen von Stahlplatten, Gußstahl und geschmiedetem Stahlangewandt werden, und besonders verbreitete Anwendungsgebiete sind Stahlrohre, Stangenstahl, geformter -Stahl und Drahtprodukte«

Erfindungsgemäß gelingt es somit, einen neuartigen bainitischen Stahl hoher Zerreißfestigkeit dadurch herzustellen, daß die chemische Zusammensetzung des Stahls unter Verbessern der A'erschweißbarkeit und leichter Ausbildung der bainitischen Struktur eingestellt und sodann die bainitisehe Struktur in entsprechender Veise ausgebildet wird, wodurch sich eine allgemeine Verbesserung auch bezüglich der Verschweißbarkeit ergibt.

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009820/12*0

Tabelle I (Fortsetzung)

	Kenn zeich nung	T 1 0C	) S^ ("C)	Sß3)	Temp·- 0C #	Streck-	Zerrei.ö- festig-	Deh-	▼·Γ- rin- gert· Fläch· %	VS-20
	K	900	39	118	580	83,0 78,6	111,8 90,1	16,O; 19,0	ill 56,2. γ 62,3	5|β
O O	L	850	30	391	580	87,8 82,5	101,7 99,8	18,0 20,5	i 61,5 ! 66·8
to 00 ro	M	850	32	4θ8	MK 580	87,5 84,0	111,7 105,6	16,0 16,5	5κ\ 56,4 5^ 60,2	4,4 6,5
ο 's. ro	N	820	36	770	580	97,5 87,1	121,6 93,5	17,0 23,5	6) ,_ 1 6^ 74I3	18,8 22,9
ο	' Ik..—*..

'Abkühlzeit von βΟΟ C herunter auf 4θΟ C ^'Ibkühlzeit von 400°C herunter auf 100°C Sub JIS Nr* 4 GL = 50 mm Durchmesser ip mm

5) 6)

Sub-JIS Nr* k Duchmesser 10 mm JIS Nr* k Durchmesser Ik mm

CD

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Tabelle II

Kenn- größte Vorerhitzungsterape- Vorer-. Kerbschlagzeich-Härte ratur und Prozents. hitzungs- Zähigkeit nung des ver- der Wurzelrisse ver- temperatur (kg-sn/em). . bundenen mittels Schweißriß- für das der repro-Tells Hv test der y-förmigen Verhindern duzierten,, gekegeligen Probe der Wur- schweißten RT 50 C 75 C zelrisse verbundenen

o_c ZoIne (größtes Eriiitzens· temperatur 1350⁰C) bei 50^oC(5x5x5

1 mm V-small type eliarpy)

N 3^8 100 φ 0 50 11,6-12,5

1) bezüglich der Abkühlungsbedingungen beläuft sich die Abkühlungszeit von 8OO C herunter auf 500°C auf 10-100 Sekunden.

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Claims (3)

Dipi.-ing. Walter Meissner Dipi.-ing. Herbert Tischer BERLIN 33, HERBERT8TRAS8E 22 MÜNCHEN Postscheckkonto: W. Meissner, Berlin Wert 12282 <f2 jfl JAM IQC] Bankkonto: W.Meissner,Berliner Bank A.-Q.,Depka 36, * t*,,-„■ ■·.■ en /^n,.......... „» _, J™". '«öl Berlln-Halensee Kurfarstendamm ISO 1 BERLIN 33 (GRUNEWALD), den Herbertstrae· 22 Jukogyo KK ^ 3 1166 Patentansprüche

1. Bainitischer Stahl hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet , daß derselbe die folgenden lies Landteile in den angegebenen Mengenbereichen enthält; C 4=0,03 - 0,09Jb, Si i 0,05 - 0,60$, Mn = 0,10 - 0,60#_f Ni = 1,8 -'8,0$, Gr = 0,*ί - 2,5$ und Mo = o,5 - 2,5$ und ebenfalls eine oder zwei Arten von Al = 0,01 - 0,09,'o und Ti = 0,001 - 0,15';ό, sich der Wert Ni/2 + Gr + Mo auf mehr als 3,V,o beläuft und der restliche Teil des Stahls aus Fe und nicht

ν
vormeidbaren Verunreinigungen besteht, und nach dem Erhitzen übor den A„ Punkt als bmwandlungspunkt von 800 hernnter auf 'tOO°C in mehr als 5 Sekunden und von hOO herunter auf 100°C in mehrals 17 Sekunden unter Ausbilden der bainitischen Struktur des ötahls abgekühlt wird.

2. Uainitischer Stahl nach Anspruch 1, dadurch g ρ k e η n- ^ c; 1. c h ne t , daß derselbe weiterhin eines oder mehrere dor folgenden Elemente in den angegebenen Mengen enthält: V woniger als 0, i6'/o, Nb veniger als 0,07/o, B weniger als 0,007,0 und Co weniger als 0_TH_f0^,

3. üi-iLxii tisächor Stahl xxacli Anspruch 1, dadurch g e k e η η 7 e 1 c h χι ο t; , daß der Stahl getempert ist.

BAD ORIGINAL ' ² "

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1*

905247

h. Bainitischer Stahl nach Anspruch 2, dadurch g e k β η η· zeichnet, daß derselbe getempert ist.»

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