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Tieftemperaturzäher Stahl und Wärmebehandlungsverfahren zu dessen
Herstellung Die Erfindung betrifft einen tieftemperaturzähen Stahl und ein Wärmebehandlungsverfahren
zur Erzielung einer hohen Festigkeit und zugleich einer sehr hohen Zähigkeit bei
niedrigen Temperaturen, insbesondere bei extrem tiefen Temperaturen wie -196°C,
dem Siedepunkt von flüssigern Stickstoff, bei einem Stahl mit 4 bis 7,5% Ni.
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In jüngster Zeit wird ein Stahl mit 9% Ni in weitem Umfange cils Stahl
für niedrige Temperaturen verwendet. Die Verwendung diese Stahls ist jedoch auf
besondere Z Zwecke beschränkt, da er teuer ist. Durch die vorliegende Erfindung
wurde ein Stahl
mit 6X Nickel entwickelt, der dieselbe hohe Zähigkeit
bei niedrigen Temperaturen oder sogar eine noch größere Zähigkeit als der Stahl
mit 9X Nickel aufweist, ohne daß das teure Nickel in großem Umfange venvendet wird.
Die Wärmebehandlung jedoch der Stähle dieser Art zur Herstellung von Endprodukten
unterworfen werden müssen, war von erheblichen betrieblichen Schwierigkeiten begleitet,
da sich die Anlaßsprödigkeit, die gewöhnlich in niedrigen Temperaturbereichen hervorgerufen
wird, und die zur Zeit der Wärmebehandlung in hohen Temperaturbereichen ausgeschiedene
austenitische Phase auswirkten, so daß die Anlaß- bzw. Temperbehandlung unter optimalen
Bedingungen eines relativ engen Bereiches nach Härtung aus dem austenitischen Bereich
zur Erzielung einer optimalen Zähigkeit durchgeführt werden mußte.
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In Bezug auf die Wärmebehandlung von Nickelstählen liegen bereits
verschiedene Veröffentlichungen vor. Zum Beispiel haben Kron et al einen Artikel
mit dem Titel "Contribution à l'etude de mode d'action du nickel (jusqu'a 9%) sur
les propriete rnecaniques des aciers à bases temperatures" in "Mémosires Scientifiques
Rev. Metallurg", Band LV III, Nr. 12, 1961 veröffentlicht, in dem Ergebnisse von
Experimenten wiedergegeben werden, die mit 9%-Nickel-Serienstählen und 3,50Nickel-Serienstählen
durchgeführt wurden. Aus den Ergebnissen ihrer Experimente leiten Kron et al folgende
Schlüsse her: a) Wenn der Stahl getempert wird, nachdem er Zweistufen-Normalisierungen
bei einer Temperatur oberhalb des Ac3 Punktes einschließlich einer Erwärmung auf
9000C und einer Abkühlung von dieser Temperatur sowie eine Erwärmung auf 790°C und
einer anschließenden Abkühlung unterworfen worden ist, so verhindern die während
des Temperns gebildeten stabilen Austenitinseln ein Weiterbrechen nicht, und darüber
hinaus ist die Kerbschlagzähigkeit nicht direkt proportional der Menge von stabilem
Austenit.
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b) Eine Zweistufen-Temperbehandbung, bestehend aus einem ersten Tempern
bei 580 bis 700 C und einem nachfolgenden zweiten Tempern bei 5000C, einer Ferritstraktur,
die Martensitinseln enthält (die durch die erste Temperstufe bei 600 bis 640°C erzielt
werden), bewirkt dieselbe Kerbschlagzähigkeit, wie eine gewöhnliche, einstufige
Temperbehandlung bei 5800C.
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Das heißt, Kron et al stellten heraus, daß Austenit in der Endstruktur
die Zähigkeit eines Stahl es nicht verbessert.
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Das erfindungsgemäße Wärmebehandlungsverfahren ähnelt dem Zweistufen-Temperbehandlungsverfahren
von Kron et al. Es unterscheidet sich von diesem jedoch grundlegend dadurch, daß
das erfindungsgemäße Verfahren darauf abzielt, die gesamte Struktur des Stahls dadurch
zu verbessern, daß ein ultrafeines und extrem stabiles Austenit in der Endstruktur
hervorgerufen wird. Entsprechend dem Experiment von Kron bleibt der nach der ersten
Temperstufe erhaltene Austenit in Form von Körnern, die sich vergröbern, da sie
während der zweiten Temperstufe in der Form, in der sie vorliegen, weiter wachsen.
Mit einer solchen Struktur läßt sich keine Zähigkeit im Hochtemperatur-Temperbereich
erzielen. Wenn dagegen der angestrebte Stahl der vorliegenden Erfindung der erfindung
sgemäßen ärmebeharidlung unterworfen wird, läßt sich eine feine Struktur mit ultrafeinen
Austenitkörnern, die sich neu abgeschieden haben, durch die Temperbehandlung erhalten0
Für den Fall, daß der Stahl eine solche, oben erwähnte Struktur aufweist, kann der
Temperbereich zu höheren Temperaturgrenzen erweitert werden, und es läßt sich eine
höhere Zähigkeit erzielen. Weiterhin ist eine Anzahl der oben erwähnten Experimente
von Kron et al deshalb unterschiedlich gegenüber der vorliegenden Erfindung, da
die Ni- und Æl-Gehalte der jeweils von beiden verwendeten Stählen unterschiedlich
sind. Der durch die vorliegende Erfindung angestrebte
Stahl beruht
auf dem Gedanken, eine große Menge Mn hinzuzugeben, jedoch den Ni-Gehalt zu verringern.
Das enspricht der Feststellung der Tatsache, die sich als Ergebnis von Experimenten
vom Standpunkt der ultrafeinen Austenitkornbildung ergeben hat7 daX die Zugabe von
Mn das verteilte Auftreten von ultrafeinem Austenit, der durch die erfindungsgemäße
Wärmebehandlung erzeugt wird, erleichtert und stabilisiert. Es läßt sich daher sagen,
daß der erfinderische Gedanke der vorliegenden Erfindung von dem Experiment von
Kron et al deutlich abweicht, und zwar in Bezug auf den Stahl selbst, der durch
die vorliegende Erfindung auf der Grundlage der oben genannten Überlegungen hergestellt
werden soll, und in Bezug auf das spezielle Warmebehandlunqsverfahren zur Herstellung
dieses Stahles, wie es im folgenden erklärt werden soll.
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Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Stahl zu schaffen,
der eine ausgezeichnete und stabile Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen aufweist
wie sie bei keinem der herkömmzeichen Nickelstähle zu erzielen ist. Weiterhin soll
erfindungsgemäß ein Stahl mit ausgezeichneter Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen
auch dann hergestellt werden können, wenn derTemper-Temperatur-Bereich bei dem Herstellungsverfahren
erweitert wird. Zudem soll erfindungsgemäß ein Wärmebehandlungsverfahren zur Herstellung
des erfindungsgemäßen Stahles angegeben werden, bei dem eine spezielle Wännebehandlung
einmal oder mehrmals vor der Temperbehandlung durchgeführt wird, wie im folgenden
erklärt werden soll. Diese spezielle Behandlung besteht in der Erwärmung eines Stahles
mit den unten angegebener, Gehaltsbereichen in einen Temperaturbereich von einer
Temperatur unterhalb des Ag3-Umwandlungspunktes bis zu einer Temperatur o'elhalb
des Ac1-Umwandlungspunktes, vorzugsweise von 620 bis 750°C.
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Die chemische Zusammensetzung eines für die erfindungsgemäße Wärmebehandlung
geeigneten Stahl es ist folgende (% = C weniger als 0,2% Ni 4 bis 7,5% Nn 0,3 bis
5% Si 0,05 bis 0,4 Neben diesen Hauptbestandteilen können zusätzlich folgende Zusatzelemente
vorgesehen sein: Mo 0,05 bis 1% (ein Teil oder das gesamte Mo kann durch W ersetzt
werden) Cu 0,1 bis 2% Cr 0,1 bis 1,5% Al (säurelöslich) weniger als 0,05% weiterhin
Nb, V usw.: weniger als 1% bei Bedarf Im folgenden wird die Erfindung in beispielsweisen
Ausführungs formen unter Bezugnahme auf die beigefügte Zeichnung näher erläutert.
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Alle Figuren beziehen sich auf Proben von 6%-Nickel-Serien-Stählen.
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Fig. 1 ist eine photographische Aufnahme, die die Struktur einer Probe
bei Betrachtung mit dem Elektronenmikroskop mit 4500 facher Vergrößerung entsprechend
dem Replica-Verfahren zeigt, wobei diese Probe einer erfindungsgemäßen Zwischenbehandlung
(Abschreckung oder Luftkühlung aus dem Temperaturbereich von Acl bis Ac3) unterworfen
wurde.
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Fig. 2 ist eine Phototgraphie der Endstruktur einer Probe bei Beobachtung
mit dem Elektronenmikroskop mit 4500 facher Vergrößerung
nach dem
Replica-Verfahr-en, wobei diese Probe durch Tempern des Stahles (A) nach Fig. 1
entsprechend dem erfindungsgemäßen Verfahren erhalten wurde.
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Fig. 3 ist eine Photographie der Struktur einer Vergleichsprobe zum
Vergleich mit der Probe der Fig. 2, die durch Beobachtung mit dem Elektronenmikroskop
rnit 4500 facher Vergrößerung entsprechend dem Replica-Verfahren hergestellt wurde,
wobei die Vergleichsprobe nicht der erfindungsgemäßen Zwischenbehandlung unterworfen
wurde.
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Fig. 4 ist eine Photographie der Struktur einer Probe bei Beobachtung
mit dem Elektronenmikroskop mit 4500 facher Vergrößerung entsprechend dem Replica-Verfahren,
wobei diese Probe durch Tempern des Stahls (A) gemäß Fig. 1 entsprechend dem erfindungsgemäßen
Verfahren, jedoch bei einer anderen Temperatur als im Falle der Probe der Fig. 2,
hergestellt wurde.
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Fig. 5 ist eine Photographie der Struktur einer Vergleichsprobe zum
Vergleich mit Fig. 4, die durch Beobachtung mit dem Elektronenmikroskop mit 4500
facher Vergrößerung entsprechend dem Replica-Verfahren hergestellt wurde, wobei
diese Vergb ichsprobe nicht der erfindungsgemäßen Zwischenwärmebehandlung unterworfen
wurde.
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Fig. 6 ist ein Schaubild, das die Abhängigkeit des Charpy-V-Kerbwertes
(V-notched Charpy impact value) bei -1960C von der Tempertemperatur zeigt.
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Fig. 7 ist ein Schaubild, das die Abhängigkeit der Vickers-Härte von
der Tempertemperatur darstellt.
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Fig. 8 ist eine Photographie der Struktur einer Probe bei Beobachtung
mit dem Elektronenmikroskop mit 4500 facher Vergrößerung nach dem Replica-Verfahren,
wobei diese Probe der erfindungsgemäßen Zwi schenwärmebehandluncJ (Luftkühlung)
unterworfen wurde.
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Fig. 9 ist eine Photographie der Struktur einer Probe bei Beobachtung
mit dem Elektronenmikroskop mit 4500 facher Vergrößerung nach dem Replica-Verfahren,
wobei diese Probe dadurch hergestellt wurde, daß das Material der Probe nach Fig.
8 dem erfindungsgemäßen Temperverfahren unterworfen wurde.
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Das wesentliche Merkmal der vorliegenden Erfindung liegt in der Herstellung
einer feinen Struktur, bestehend aus einer feinen Ferrit-Struktur und getempertem
Martensit, worin ein stabiles, ultrafeines Austenit verteilt abgeschieden ist, durch
Unterwerfung eines warmgewal zten Stahlbleches, das notwendig die oben genannten
Elemente in den genannten Bereichen enthält, oder einesStahlbleches, das durch Härten
oder Luftkühlen des warmgewalzten Stahlbleches erzeugt wird, und in einerspeziellen
Wärmebehandlung aus Erwärmung und Kühlung auf und von eincr Temperatur zwischen
dem Ac, -Umwandlungspunkt und dem Ac3-Umwandlungspunkt, sowie in einer anschließenden
Unterwerfung des so behandelten Stahlbleches unter eine Temper-bzw. Vergütungsbehandlung,
wodurch der Stahl eine ausgezeichnete Zähigkeit bei sehr niedrigen Temperaturen
erhält.
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Es wurde im Rahmen der erfindungsgemäßen Untersuchungen fastgestellt,
daß eine relativ gute Zähigkeit, sogar bei niedrigen Teinperatureii, erreicht werden
kann, wenn ein Stahl, der Nickel in verhältr.ismäßi g großem Maße enthält, wie ein
Stahl mit 9% oder 6; Nickel, den üblichen Härtungs- und Tempertemperaturen
unterworfen
wird. Es wurde jedoch weiter festgestellt, daß dann, wenn ein warmgewalztes Stahlblech
mit der oben erwähnten Zusammensetzung der durch die vorliegende Erfindung bestimmten
Wärmebehandlung, das heißt einer Erwärmung auf eine Temperatur im Bereich zwischen
dem Ac1-Umwandlungspunkt und dem Ac3-Umwandlungspunkt und einem nachfolgenden Abschrecken
oder Luftkühlen von dieser Temperatur herab, unterworfen wird, eine ausgezeichnete
Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen erzielt wurde, wie sie niemals bei irgendeinem
bekannten, Nickel-enthaltenden Stahl mit etwa 9% oder 6% Nickel vorgelegen hat.
Dadurch kann die Verwendung von Stahl zum Gebrauch bei niedrigen Temperaturen sehr
ausgeweitet werden. Da weiterhin eine solche bemerkenswerte Verbessserung in der
Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen mit einem geringeren Gehalt an Nickel als bei
herkömmlichen 9%-Ni- oder 6%-Ni-Stählen erzielt werden kann, ist eine sehr wirtschaftliche
Herstellung eines ausgezeichnet zähen Stahl es zur Verwendung bei niedrigen Temperaturen
möglich.
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Beim Herstellung sverfahren des erfindungsgemäßen Stahl es kann der
Schmelzprozess in jedem bekannten Stahl ofen, wie einem Konverter, einem offenen
Ofen (Siemens-Martin-Ofen), einem Elektroofen, einern Hochfrequenzofen oder dergleichen
durchgeführt werden. In Bezug auf das Schmelzen besteht keine Schwierigkeit. Der
geschmolzene Stahl, der durch Schmelzen in einem der genani-iten Öfen hergestellt
wurde, wird in seiner Zusammensetzung durch Zugabe der erforderlichen Legierungielemente
einreguliert. Er wird als Rohbramme vergossen, platiniert und warmgewalzt. Sodann
wird das so erhaltene warmgewalzte Stahlblech entsprechend der vorliegenden Erfindung
wärmebehandelt.
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Das erfindungsgemäße Ausgangsmaterial ist ein warmgewalztes Stahlblech,
wie oben erwähnt. Erfindungsgemäß kann das warmgewalzte Stahlblech sofort der erfindungsgemäßen,
speziellen
Wärmebehandlung unterworfen werden (eine Festlösungsbehandlung
kann dieser speziellen Behandlung vorweggehen), oder das warmgewalzte Stahlblech
kann sofort auf eine Temperatur oberhalb des Ac3-Umwandlungspunktes, jedoch unterhalb
der Kristallkorn-Vergröberungstemperatur erwärmt werden, wobei eine Festlösungsbehandlung
vor der speziellen Wärmebehandlung erfolgen kann. In diesem Falle ist es nicht wünschenswert,
daß das Stahlblech auf eine Temperatur oberhalb der Kristallkorn-Vergröberungstemperatur
erhitzt wird, weil die Zähigkeit des Stahl es dadurch verschlechtert wird. Dieser
Erwärmung folgt eine Abschreckung oder eine Luftkühlung. Die Struktur des Stahl
es nach dieser Behandlung wird martensitisch oder gemischt martensitisch und bainitisch
(oder ein gemischte Struktur aus Martensit, Bainit, Ferrit je nach den Umständen).
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Das Stahlblech, das warmgewalzt oder weiterhin in der Wärmehandlung
bei einer Temperatur oberhalb des Ac3-Umwandlungspunktes unterworfen und anschließend
abgeschreckt oder luftgekühlt wurde, wie oben erwähnt ist, wird weiterhin einer
spezielle Wärmebehandlung ausgesetzt, dos., einer Erwärmung auf eine Temperatur
in einem Bereich zwischen dem Acl- Umwandlungspunkt und dem Ac3-Umwandlungspunkt
und einer nachfolgendenAbschreckung oder Luftkühlung von dieser Temperatur herab
entsprechend dem Gehalt an Mn.
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Das wesentliche Merkmal der vorliegenden Erfindung liegt gerade in
dieser speziellen Wärmebehandlung, d.h., einer Erwärmuny auf eine Temperatur zwischen
dem Acl-Umwandlungspunkt und dem .Nc3-Umwandlungspunkt-und einer nachfolgenden Abkühlung
aus dieser Temperatur. Durch diese Wärmebehandlung wird eine feine Struktur des
Stahls hergestellt, wodurch die Zähigkeit und die Verarbeitbarkeit des Stahl es
sehr stark verbessert -werden können, ohne daß die Festigkeit bei niedriger Tempern
tur verringert wird. Das heißt, wenn das oben erwähnte Stahlblech,
das
warmgewalzt oder weiterhin der Wärmebehandlung bei einer Temperatur oberhalb des
Ac3-Umwandlungspunktsund einer nachfolgenden Abschreckung oder Luftkühlung unterworfen
worden ist, und anschließend weiterhin auf eine Temperatur in dem Bereich zwischen
dem Acl-Umwandlungspunkt und dem Ac3-Umwandlungspunkt erwärmt worden ist, daß sodann
ein feines Austenit, das durch C, Ni, Mn und N und dergleichen angereichert ist,inselförmig
an den alten Martensitkorngrenzen, Austenitkristallgrenzen oder Ferritko-rngrenzen
durch einen Effekt der Diffusionsbeschleunigung durch die Anwesenheit einer großen
Zahl Disloationsgruppen in der abgeschreckten oder luftgekühlten Struktur aufgrund
der vorhergehenden Behandlung abgeschieden wird. Dieses Austenit steht im Gleichgewicht
mit gut angelassenem und feinem Ferrit mit einer ausgezeichneten Zähigkeit, wodurch
es zu einer Bildung einer Mischstruktur beider kommt. Daher ist es bei der vorliegenden
Erfindung unerläßlich, daß die gemischte Struktur aus Austenit und Ferrit durch
Erwärmung auf eine Temperatur zwischen dem Acl-Umwandlungspunkt und dem Ac3-Umwandlungspunkt'hergestellt
wird. Der günstigste Bereich bei der oben erwähnten Erwärmung auf eine Temperatur
zwischen dem Acl-Umwandlungspunkt und dem Ac3-Umwandlungspunkt liegt zwischen 620
und 800°C. Durch die nachfolgende Abschreckung oder Luftkühlung kann eine gemischte
Struktur aus Ferrit und feinem, inselförmig verteiltem Martensit erhalten werden.
Die Abschreckung oder Luftkühlung aus dem oben erwähnten Temperaturbereich kann
einmal ausgeführt oder mehrfach wiederholt werden. Durch mehrfache Wiederholung
dieser Behandlung wird die Martensitstruktur weiter verfeinert, wodurch die Zähigkeit
des behandelten Stahles umso mehr verbessert wird. Das Abschreckmittel kann Wasser,
Öl, Sprühnebel oder ein anderes Mittel sein, das eine Abkühlung bewirkt. In der
Auswahl dieses Mittels besteht keine besondere Beschränkung.
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Das so wärmebehandelte Stahlblech wird sodann bei einer Temperatur
unterhalb des Acl-Umwandlungspunktes getempert, vorzugsweise in dern Bereich zwischen
540 und 6300C. Durch diese Temperbehandlung wird wiederum Austenit in sehr feiner
Form an den feinen Martensitinseln verteilt abgeschieden. Schließlich entsteht eine
gemischte Struktur aus reinem Ferrit, das durch das vorangegangene Tempern entsteht,
einem getemperten Martensit und einem außerordentlich feinen, durch-Ternpern gebildeten
Austenit, wodurch die Zähigkeit des Stahles bei niedriger Temperatur sehr verbessert
wird, ohne daß sich die Festigkeit verringert. Weiterhin ist zu bemerken, daß der
Ac1-Umwandlungspunkt bei der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung einen' Punkt darstellt,
an dem sich eine plötzliche und starke Zusammenziehung des wärmegedehnten Stückes
vollzieht.
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Entsprechend den Experimenten von Kron et al mit einem 9%-Ni-Stahl
wurde festgestellt, daß ein durch normale Wärmebew handlung gebildetes, stabiles
Austenit keine Auswirkung auf die Verbesserung der Zähigkeit des Stahl es hat. Das
oben erwähnte Austenit nach Kron' et al unterscheidet sich jedoch von dem durch
die erfindUngsgemäße Wärmebehandlung gebildeten Austenit. Das heißt, das durch übliche
Wärmebehandlung gebildete Austenit hat grobe Körner, und es kann folglich die Zähigkeit
des Stahl es nicht verbessern. Das erfindungsgemäß erzielte Austenit dagegen entsteht
durch neue Abscheidung durch Tempern der Martensit-Struktur, die durch die spezielle,
erfindungsgemäße lärmebehandlung hergestellt wurde. Es besteht aus ultrafeinen Körnern,
die mit Ni, Mn, Cu, N und C angereicllért sind. In diesem Falle tritt niemals eine
Umwandlung des abgeschiedenen Austenit in Martensit auf, selbst bei derart niedrigen
Temperaturen wie - 196 0C. Gleichzeitig erhält man ein ferritisches Gefüge, da Elemente
wie Ni, Vin, Cu, N und C als dem ferritischen Gefüge in das abgeschiedene
Austenit
verlagert werden, wodurch die Zähigkeit des Stahles bei niedrigen Temperaturen weiter
verbessert wird.
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Im folgenden sollen kurz die Gründe angegeben werden, weshalb die
Mengen an Legierungselementen in dem erfindungsgemäßen Stahl auf die angegebene
Weise zu beschränken sind.
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C verbessert die Härtbarkeit und erhöht weiterhin die Stabilität des
Austenit bei niedrigen Temperaturen, da es in das Austenit, das während der Temperbehandlung
abgeschieden wird, absorbiert wird. Wenn jedoch der C-Gehalt zu hoch ist, steigt
die Menge an Festlösungskohlenstoff in dem Ferritgefüge an, wodurch nicht nur die
Zähigkeit, sondern auch die Schweißbarkeit des Stahl es beeinträchtigt wird. Deshalb
wird der C-Gehalt auf weniger als 0,2% begrenzt.
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Si ist ein Element, das zur Stahlherstellung notwendig und gewöhnlich
in einer Menge von mehr als 0,05% vorhanden ist.
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Wenn die Menge jedoch 0,4% übersteigt, tritt eine Tendenz zur Abnahme
der Zähigkeit auf.
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Es ist bekannt, daß Ni ein geeignetes Element zur Verbesserung der
Zähigkeit und Festigkeit von Stahl ist. Ni dient weiterhin zur Stabilisierung des
durch Tempern gebildeten Austenit bei niedrigen Temperaturen, da es in das Austenit
während der Temperbehandlung aufgenommen wird. Wenn Ni jedoch in zu großer Menge
zugegeben wird, verteuert sich der Stahl. Daher wird die Zugabe auf 7, begrenzt.
Andererseits kann bei einem Gehalt von weniger als 4% die erfindungsganäß vorgesehene
Struktur nicht erhalten werden. Daher liegt der zu bevorzugende Bereich zwischen
4,5 und 6,5, Mn dient nicht nur zur Verbesserung der Ilärtbarkeit, sondern auch,
wie Mi, Cu, N und C, zur Stabilisierung eines sehr feiten Austenit, das während
der Temperbehandlung abgeschieden wird,
und zur Erhöhung der Zähigkeit
und Festigkeit des Ferritgefüges. Wenn es jedoch zu reichlich vorhanden ist, stabilisiert
es Karbide bis zu einer erheblich hohen Temperatur und fördert so die Temperbrüchigkeit.
Also liegt die Obergrenze bei 5%, vorzugsweise bei 3,5%. Mn ist weiterhin als ein
Element zum Ersetzen von Ni geeignet. Daher ist der Mn-Gehalt abhängig von dem Ni-Gehalt
zu bestimmen. Bei weniger als 0,3% Mn kann der erfindungsgemäße Stahl nicht erzielt
werden.
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In Verbindung mit der speziellen Wärmebehandlung, insbesondere mit
der Geschwindigkeit der Abkühlung, die der Erwärmung auf eine Temperatur zwischen
dem Acl-Umwandlungspunkt und dem Ac3-Umwandlungspunkt folgt, ist zu bemerken, daß
die Verbesserung der Zähigkeit auch bei einer Verlangsamung der Abkuhlgeschwindigkeit
erwartet werden kann, wenn die Mn-Menge erhöht wird.iIn diesem Falle beträgt der
Mn-Gehalt vorzugsweise mehr als 0,9%. Die optimale Mn-Menge liegt im Bereich von
0,9 bis 3,5%. Ein Teil des Mnin einer Menge von 0,4 bis 0,9% innerhalb des erwähnten
Bereiches kann durch äquivalentes Cu ersetzt werden.
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Mo bewirkt, daß die optimale Tempertemperatur erhöht wird, daß der
Verteilungszustand der tempergebildeten Austenitkörner verfeinert wird, und daß
die Diffusion von Mn, Cu, N und C gefördert wird. Die Zugabe von Mo verhindert außerdem
eine Temperbrüchigkeit. Zu diesem Zweck muß Mo in einem Bereich von 0,05 bis 1%
zugegeben werden. Dieselbe Wirkung kann auch erzielt werden, wenn das Mo zum Teil
oder ganz durch W ersetzt wird.
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Cu kann im Bedarfsfalle zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit
und der Zähigkeit des Stahl es zugesetzt werden. Wie Ni und Mn gilt auch Cu als
günstig für die Stabilisierung des tempergebildeten Austenit und zur Verfestigung
des Festlösungsferritgefüges selbst. Zu diesem Zweck kann Cu in einer
Menge
von mehr als 0,1X und weniger als 2% zugegeben werden.
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Cr wird im Bedarfsfalle zur Verbesserung der Festigkeit des Stahl
es zugegeben. Cr dient weiterhin zur Erstreckung der optimalen Temperatur nach oben
hin. Es muß in einer Menge von 0,1 bis 1,5% zugefügt werden.
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Al ist notwendig zur Bindung des im Stahl als Verunreinigung enthaltenen
Stickstoffes und wird außerdem als Deoxydationsmittel zugesetzt. Es kann wenigstens
durch eines der anderen Nitrid bildenden Elemente wie Be, Nb, V und Ta und dergleichen
ersetzt werden. Wenn der Al-Gehalt zu hoch ist, verschlechtert sich die Kerbzähigkeit
des Stahl es bei niedrigen Temperaturen.
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Daher ist Al auf einen Gehalt von 0,05% (in säurelöslicher Form) beschränkt.
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weiterhin können erfindungsgemäß zumindest eines der Elemente aus
der Gruppe V, Nb, Zr, Ti und B in einer Menge von weniger als 1% zur besonderen
Verbesserung der Festigkeit des Stahles und zur Förderung der Kristallkornverfeinerung
hinzugesetzt werden.
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Im folgenden soll die Erfindung anhand von Beispielen weiter erläutert
werden.
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Beispiel 1 Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung eines Stahlbleches
(Gew.-%)
| C Si Mn Ni Mo Al N Fe und Verunreinigungen |
| 0,07 0,23 1,7 6,0 0,2 0,015 0,0012 Rest |
Ein warmgewalztes Stahlblech mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung und
einer Dicke von 13 mm wurde schnell af eine Temperatur von 700 bis 6000C erwärmt
und 60 Minuten lang auf dieser Temperatur gehalten und sodann wassergekühlt
Zum
Vergleich wurde das oben erwähnte warmgewalæte Stahlblech getrennt 60 Minuten lang
auf 800 0C gehalten und dann wassergekühlt. Daraufhin wurden die Stahlbleche auf
gleiche Art einer Temperbehandlung unterworfen, die aus einer 60 Minuten langen
Erhitzung auf 550 bzw. 6000C und einer anschliessenden Wasserkühlung bestand.
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Die Kerbtestergebnisse bei -196°C sind in Tabelle 2 dargestellt.
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Tabelle 2 2mm Charpy V-Kerbwert (kgm/cm2)
| Tempertemperatur 550°C x 1 Stunde 600°C x 1 Stunde |
| Wasserkühlung Wasserkühlung |
| Erfindungsgemäß |
| behandelter Stahl 25,5 26,2 |
| Vergleichsstahl 4,6 13,0 |
Anmerkung: Die Aci- - und Ac3-Umwandlungspunkte des in diesem Beispiel verwendeten
Stahls legen bei 635 bzw.
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770°C.
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Aus diesem Beispiel geht hervor, daß ein Stahl bei Unterwerfung unter
das erfindungsgemäße Wärmebehandlungsverfahren im Vergleich zu einem auf herkömmliche
Art behandelten Stahl eine sehr hohe Zähigkeit aufweist, gleichgültig ob die Tempertemperatur
relativ hoch oder niedrig ist.
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Beispiel 2 Dieselbe Probe, die in Beispiel 1 verwendet wurde, wurde
auf -eine Temperatur von 8000C bei 60 Minuten Haltezeit erwärmt und dann aus dieser
Temperatur luft-abgekühlt. Diese Wärmebehandlung
kann unmittelbar
nach dem Warmwalzen oder nach einer Diffusionsbehandlung (einer Festlösungsbehandlung),
die dem Warmwalzen folgt, erfolgen.
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Nach der Luftabkühlung wurde das Stahlmaterial auf eine Temperatur
von 7000C erwärmt und dort 60 Minuten gehalten und dann aus dieser Temperatur herab
wasser-abgekühlt. Die durch diese Wärmebehandlung erzielte Struktur ist in Fig.
1 dargestellt (Material A). Bei Fig.lhandelt es sich um eine Photographie, die durch
Beobachtung mit einem Elektronenmikroskop mit 4500 facher Vergrößerung entsprechend
dem Replica-Verfahren erhalten wurden. Aus dieser Photographie ist es erkennbar,
daß bei dieser Wärmebehandlung ein feines Martensit, das mit C, Ni, Mn und N angereichert
ist, in Inselform an den alten Martensitkristallkorngrenzen, den alten Austenitkristallkorngrenzen
oder den Ferritkorngrenzen abgelagert wird und mit dem Ferrit in Gleichgewicht steht,
wodurch eine gemischte Struktur beider Gefüge entsteht.
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Sodann wird das Stahlmaterial A in einem Bereich von 500 bis 625 0C
60 Minuten lang getempert bzw. angelassen. Die dadurch erzielte Struktur ist in
Fig. 2 dargestellt (Material B).
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Das Stahlmaterial B ist eine Probe, die durch Tempern des Materials
A bei einer Temperatur von 5500C entsprechend dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt
wurde und wird in einer Photographie durch Beobachtung mit einem Elektronenmikroskop
mit 4500 facher Vergrößerung gezeigt. Das in Fig. 3 wiedergegebene Material C, das
in einer Elektronenmikroskop-Aufnahme mit derselben Vergrößerung wie bei Fig. 2
gezeigt ist, ist eine Vergleichsprobe zum Vergleich mit dem Material B. Das Material
C ist nicht der Zwischen-Wärmebehandlung (Abschreckung von 700°C) entsprechend der
Erfindung unterworfen worden.
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Fig. 4 (Material J) ) 1 ist eine Photographie, die die Struktur einer
Probe bei Beobachtung mit einem Elektronenmikroskop mit 4500 facher Vergrößerung
zeigt. Diese Probe wurde durch
Tempern aus dem Material A, das
aus 7000C abgeschreckt wurde, bei 6000C und- 60 Minuten hergestellt. Fig. 6 (Material
E) zeigt ein Vergleichsmaterial zum Vergleich mit dem Material nach Fig. 4, das
nicht der Abschreckung aus 700°C ausgesetzt wurde.
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Aus diesen Figuren ist ersichtlich, daß in den Materialien B und Dj
die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt wurde, ein ultrafein verteiltes
Austenit in einem getemperten Martensit abgeschieden ist, wodurch eine sehr feine
Struktur hergestellt wird, wenn man mit den Vergleichsmaterialien C und E vergleicht,
die nicht nach der erfindungsgemäßen Methode behandelt wurden.
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Der Stahl mit der oben erwähnten Struktur, der durch das ch 5-gemäße
Verfahren hergestellt worden ist, hat eine ausgezeichnete Zähigkeit bei niedrigen
Temperaturen, d.h., daß bei einem Vergleich der Charpy-V-Kerbweri bei -196 0C zwischen
einem Stahl, der der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung unterworfen worden ist, mit
einem Stahl, der dieser Behandlung nicht unterworfen worden ist, wie er in Fig.
6 dargestellt ist, das erfindungsgemäße Stahlmaterial einen sehr viel höheren Kerbwert,
wie etwa 25 kgm/cm² besitzt, während das herkömmliche Material nur einen Kerbwert
von 4 kgm/cm² für beispielsweise den Fall einer Temperung bei 5500 C aufweist. Weiterhin
ist erkennbar, daß der Tempertemperaturbereich erfindungsgemäß stark erweitert ist.
In der genannten Figur zeigt die gestrichelte Linie den erfindungsgemäß behandelten
Stahl (entsprechend den Materialien B und D), während die durchgezogene Linie den
Vergleichsmaterialien entspricht (entsprechend den Materialien C und E).
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In Bezug auf die Festigkeit des Stahles ist kein nennenswerter Unterschied
zwischen beiden Materialien, die oben verglichen wurden,lzu erkennen, wie Fig. 7
zeigt.
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Beispiel 3 Ein warmgewalztes Stahlblech mit der in Tabelle 1 gezeigten
Zusammensetzung wird auf 800°C erwärmt und 60 Minuten gehalten und dann Luft-abgekühlt.
Daraufhin wird das Stahlblech auf 6700C (60 Minuten) gebracht und sodann luftgekühlt.
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Die durch diese Behandlung erzielte Struktur ist in Fig. 8 dargestellt
(Photographie mit Hilfe eines Elektronenmikroskops mit 4500 facher Vergrößerung).
Das Stahlmaterial wurde weiterhin einer Temperbehandlung bei 6000 C mit anschließender
Wasserkühlung unterworfen. Die durch das Tempern entstandene Struktur ist in Fig.
9 gezeigt (Photographiebedingungen wie oben). Aus dieser Aufnahme ist klar ersichtlich,
daß der erfindungsgemäß behandelte Stahl eine feine Struktur aufweist, in der ultrafeines
Austenit verteilt abgeschieden ist.
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Der Stahl dieser Struktur besitzt eine Vickers-Härte 2 0 HV = 256,
und der Kerbwert beträgt 31,1 kgm/cm bei -196 C.
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Das läßt eine außerordentlich gute Zähigkeit bei extrem niedrigen
Temperaturen erkennen.
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Beispiel 4 Erfindungsgemäße Stahlmaterialien (A und B), die in Tabelle
4 gezeigt sind, wurden der in Tabelle 5 angegebenen Wärmebehandlung unterworfen.
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Tabelle 4 Chemische Zusammensetzung des Stahlbleches
| C Si Mn Ni Mo Al Fe und Verunreinigungen |
| A 0,10 0,23 1,10 5,9 0,21 0,04 Rest |
| B 0,07 0,23 1,68 4,5 0,18 0,012 Rest |
Tabelle 5 Wärmebehandlung und Eigenschaften bei niedrigen Temperaturen
| Wärmebehandlungstemperatur °C Eigenschaften bei niedrigen |
| Temperaturen |
| Härtung Zwischenbe- Tempern Steilabfall Kerbzähigkeit |
| handlung vTrs °C vE -196°C |
| kgm/cm² |
| A 800 670 600 < -200 21,5 |
| B 800 700 600 < -200 28,3 |
Anmerkung: mit vTrs ist die Steilabfalltemperatur, bei der 50% der gewärmten Bruchfläche
einen Zähigkeitsbruch darstellt, bezeichnet.
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vE -196 ist ein Charpy-V-Testwert bei -196°C.
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Die Probe B ist ein Stahl, der weniger Ni und mehr Mn als die Probe
A enthält. Das bedeutet, daß eine ausgezeichnete Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen
erhalten werden kann, wenn Mn in großen Mengen zugegeben wird, selbst wenn der-Ni-Gehalt
verringert ist.
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Wie oben erwähnt, verschwinden die Alt-Austenit-Korngrenzen bei dem
erfindungsgemäß behandelten Stahl nach und nach, und statt dessenentsteht schließlich
ein ultrafeines Austenit. Das erfindungsgemäß durch Ablagerung entstandene- Austenit
ist so fein, daß es eine maximale Verteilungsdichte von etwa 0,1 bis 1,0 /u zeigt,
während auf herkömmliche Art behandelte Stähle gewöhnlich 1,0 bis 2,0 µ aufweisen.
Dadurch ist die Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen im Vergleich mit einem auf
herkömmliche Art wärmebehandelten Stahl, d.h. einem
einfach nach
dem Warmwalzen getemperten oder vor dem Tempern einmal auf eine Temperatur oberhalb
des Ac3-Umwandlungspunktes erwärmten und abgeschreckten oder luftgekühlten Stahl
erheblich verbessert, ohne daß die Festigkeit geringer wird. Darüberhinaus kann
der Temperaturbereich für die Temperbehandlung im Vergleich zu dem herkömmlichen
Bereich stark erweitert werden, so daß die Zähigkeit selbst in einem Bereich der
Tempersprödigkeit bei herkömmlichen Verfahren verbessert werden kann.