DE2039910B2 - Waermebehandlungsverfahren fuer einen stahl - Google Patents

Description

Auf diese Weise wird ein Stahl mit einer bei niedrigen Temperaturen sehr hohen Zähigkeit erzeugt, wie sie niemals bei irgendeinem bekannten, Nickel enthaltenden Stahl mit etwa 9 oder 6 % Nickel erreicht wurde. Dadurch kann die Verwendung von Stahl zum Gebrauch bei niedrigen Temperaturen sehr ausgeweitet werden. Da weiterhin eine solche Verbesserung in der Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen mit einem geringeren Gehalt an Ni-jkel als bei herkömmlichen 9%-Ni- oder 6 %-Ni-Stählen erzielt werden kann, ist eine sehr wirtschaftliche Herstellung eines ausgezeichnet zähen Stahles zur Verwendung bei niedrigen Temperaturen möglich.

Im folgenden wird die Erfindung in beispielsweisen Ausführungsformen unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher erläutert.

Alle Figuren beziehen sich auf Proben von 6%-Nickel-Serien-Stählen.

F i g. 1 ist eine elektronenmikroskopische Aufnahme des Gefüges einer Probe bei 4500-facher Vergrößerung entsprechend dem Replica-Verfahren, die einer Abschreckung aus dem Temperaturbereich von Acj bis Ac₃ unterworfen wurde;

F i g. 2 ist eine gleichartige Gefügeaufnahme einer Probe, die durch Anlassen des Stahles (A) nach Fig. 1, also entsprechend dem erfindungsgemäßen Verfahren, erhalten wurde;

F i g. 3 ist eine gleichartige Gefügeaufnahme einer Vergleichsprobe zum Vergleich mit der Probe der F i g. 2, die nicht bei 700° C geglüht und abgeschreckt wurde;

F i g. 4 ist eine entsprechende Gefügeaufnahme einer Probe, die durch Anlassen des Stahls (A) gemäß F i g. 1 entsprechend dem erfindungsgemäßen Verfahren, jedoch bei einer anderen Temperatur als im Falle der Probe der F i g. 2, hergestellt wurde;

F i g. 5 ist eine Gefügeaufnahme einer Vergleichsprobe zum Vergleich mit F i g. 4, die nicht der erfindungsgemäßen Zwischenwärmebehandlung unterworfen wurde;

F i g. 6 ist ein Schaubild, das die Abhängigkeit des Charpy-V-Kerbwertes bei -196⁰C von der Anlaßtemperatur zeigt;

F i g. 7 ist ein Schaubild, das die Abhängigkeit der Vickers-Härte von der Anlaßtemperatur darstellt;

F i g. 8 ist eine den F i g. 1 bis 5 entsprechende Gefügeaufnohme einer Probe, die wie die in F i g. 1 dargestellte Probe, jedoch an Luft abgekühlt wurde, geglüht wurde;

F i g. 9 zeigt das Gefüge einer Probe, die erfindungsgemäß geglüht, an Luft abgekühlt unJ angelassen wurde.

Das wesentliche Ziel der vorliegenden Frfindung liegt in der Herstellung einer feinen Struktur, bestehend aus einer feinen Ferrit-Struktur und Anlaßmartensit, worin ein stabiles, ultrafeines Austenit verteilt abgeschieden ist, indem ein warmgewalztes Stahlblech, das notwendig die obengenannte stoffliche Zusammensetzung aufweist, einer speziellen Wärmebehandlung unterworfen wird, die aus Erwärmung und Kühlung auf und von einer Temperatur zwischen dem Aq-Uipwandlungspunkt und dem Ac₃-Umwandlungspunkt sowie in einer anschließenden Anlaß- bzw. Vergütungskehandlung, wodurch der Stahl eine ausgezeichnete Zähigkeit bei sehr niedrigen Temperaturen erhält.

Es wurde im Rahmen der zur Erfindung führenden Untersuchungen festgestellt, daß eine relativ gute Zähigkeit, sogar bei niedrigen Temperaturen, erreicht werden kann, wenn ein Stahl, der Nickel in verhältnismäßig großem Maße enthält, wie ein Stahl mit 9 oder 6 "/₀ Nickel, den üblichen Härtungs- und Anlaßtemperaturen unterworfen wird. Es wurde jedoch weiter festgestellt, daß dann, wenn ein warmgewalztes Stahlblech mit der obenerwähnten Zusammensetzung der durch die vorliegende Erfindung bestimmten Wärmebehandlung, d. h. einer Erwärmung auf eine Temperatur im Bereich zwischen dem Acj-Umwandlungspunkt und dem Ac₃-Umwandlungspunkt und einem nachfolgenden Abschrecken oder Luftkühlen von dieser Temperatur herab, unterworfen wird, eine ausgezeichnete Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen

is erzielt wurde, wie sie niemals bei irgendeinem bekannten, Nickel enthaltenden Stahl mit etwa 9 oder 6 % Nickel vorgelegen hat.

Das Ausgangsmaterial ist ein warmgewalztes Stahlblech. Das warmgCT <izte Stahlblech kann sofort der

ao erfindungsgemäßen, speziellen Wärmebehandlung unterworfen werden oder auf eine Temperatur oberhalb des Acj-Umwandlungspunktes, jedoch unterhalb der Kristallkorn-Vergröberungstemperatur erwärmt werden, wobei ein Lösungsglühen 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 Stahles dadurch verschlechtert wird. Dieser Erwärmung folgt eine Abschreckung oder eine Luftkühlung. Die Struktur des Stahles nach dieser Behandlung wird martensitisch oder gemischt martensitisch und bainitisch (oder eine gemischte Struktur aus Martensit, Bainit, Ferrit je nach den Umständen).

Das Stahlblech, das warmgewalzt oder der Wärmebehandlung bei einer Temperatur oberhalb des Ac₃-Umwandlungspunktes unterworfen und anschließend abgeschreckt oder luftgekühlt wurde, wird weiterhin einer speziellen Wärmebehandlung ausgesetzt, d. h.

auf eine Temperatur im Bereich zwischen dem Ac₁-Umwandlungspunkt und dein Ac,-Umwandlungspunkt erhitzt und nachfolgend abgeschreckt oder an Luft entsprechend dem Gehalt an Mn gekühlt.

Das wesentliche Merkmal der vorliegenden Erfindung liegt in dieser speziellen Wärmebehandlung. Durch diese Wärmebehandlung wird eine feine Struktur des Stahl hergestellt, wodurch die Zähigkeit und die Verarbeitbarkeit des Stahles sehr stark verbessert werden können, ohne daß die Festigkeit bei niedriger Temperatur verringert wird. Wenn das obenerwähnte Stahlblech, das warmgewalzt oder weiterhin der Wärmebehandlung bei einer Tsmperatur oberhalb des Ac₃-Umwandlungspunktes und einer nachfolgenden Abschreckung oder Luftkühlung unterworfen worden ist, anschließend auf eine "Temperatur im Ber ich zwischen dem Ac_rUmwandlungspunkt und dem Ac₃-Umwandlungspunkt erwärmt worden ist, wird ein feiner Austenit, der durch C, lsi, Mn und N u. dgl. angereichert ist, inselförmig an den alten Martensitkorngrenzen, Austenitkristallgrenzen oder Ferritkorngienzen durch einen Effekt der Diffusionsbeschleunigung durch die Anwesenheit einer großen Zahl Versetzungsgruppen in der abgeschreckten oder luftgekühlten Struktur auf Grund der vorhergehenden Behandlung abgeschieden. Dieser Austenit stehe im Gleichgewicht mit gut angelassenem und feinem Ferrit mit einer ausgezeichneten Zähigkeit, wodurch es zu einer Bildung einer Mischstruktur kommt. Daher ist

es bei der vorliegenden Erfindung unerläßlich, daß die da es in dem Austenit, der während der Anlaßbehandgemischte Struktur aus Austenit und Ferrit durch lung abgeschieden wird, absorbiert wird. Wenn jedoch Erwärmung auf eine Temperatur zwischen dem der C-Gehalt zu hoch ist, steigt die Menge an gelöstem Acj-Umwandlungspunkt und dem Ac₃-Umwandlungs- Kohlenstoff in dem Ferritgefüge arl, wodurch nicht punkt hergestellt wird. Der günstigste Bereich bei der S nur die Zähigkeit, sondern auch die Schweißbarkeit obenerwähnten Erwärmung auf eine Temperatur des Stahles beeinträchtigt wird. Deshalb wird der zwischen dem Ac,-Umwandlungspunkt und dem C-Gehalt auf weniger als 0,2% begrenzt. Ac₃-Umwandlungspunkt liegt zwischen 620 und 750° C. Si ist ein Element, das zur Stahlherstellung not-

Du/ch die nachfolgende Abschreckung oder Luft- wendig und gewöhnlich in einer Menge von mehr als kühlung kann eine gemischte Struktur aus Ferrit und io 0,05% vorhanden ist. Wenn die Menge jedoch 0,4% feinem, inselförmig verteiltem Martensit erhalten übersteigt, tritt eine Tendenz zur Abnahme der Zähigwerden. Die Abschreckung oder Luftkühlung aus dem keit auf.

obenerwähnten Temperaturbereich kann einmal aus- Es ist bekannt, daß Nt ein geeignetes Element zur

geführt oder mehrfach wiederholt werden. Durch Verbesserung der Zähigkeit und Festigkeit von Stahl mehrfache Wiederholung dieser Behandlung wird die 15 ist. Ni dient weiterhin zur Stabilisierung des durch Martensitstruktur weiter verfeinert, wodurch die Anlassen gebildeten Austenits bei niedrigen Tempe-Zähigkeit des behandelten Stahles noch mehr ver- raturen, da es in den Austenit während der Anlaßbessert wird. Das Abschreckmittel kann Wasser, öl, behandlung aufgenommen wird. Wenn Ni jedoch in Sprühnebel oder ein anderes Mittel sein. In der Aus- zu großer Menge zugegeben wird, verteuert sich der wahl dieses Mittels besteht keine besondere Be- ao Stahl. Daher wird die Zugabe auf 7,5% begrenzt. schränkung. Andererseits kann bei einem Gehalt von weniger als

Das so wärmebehandelte Stahlblech wird sodann 4% die erf ndungsgemäß vorgesehene Struktur nicht bei einer Temperatur unterhalb des AC|-Umwand- erhalten werden.

lungspunktes, vorzugsweise im Bereich zwischen 540 Mn dient nicht nur zur Verbesserung der Hart-

und 630°, angelassen. Durch diese Anlaßbehandlung as barkeit, sondern auch, wie Ni, Cu, N und C, zur wird wiederum Austenit in sehr feiner Form an den Stabilisieiung eines sehr feinen Austenit, der während feinen Martensitinseln verteilt abgeschieden. Schließ- der Anlaßbehandlung abgeschieden wird, und zur lieh entsteht eine gemischte Struktur aus reinem Ferrit, Erhöhung der Zähigkeit und Festigkeit des Ferritder durch das vorangegangene Anlassen entsteht, gefüges. Wenn es jedoch zu reichlich vorhanden ist, einem Anlaßttiflrten«jt und einem außerordentlich 30 stabilisiert es Karbide bis zu höheren Tempciaiurcn feinen, durch das Anlassen gebildeten Austenit, wo- und fordert so die Anlaßsprödigkeit. Also liegt die durch die Zähigkeit des Stahles bei niedriger Tempe- Obergrenze bei 5%. Mn kann weiterhin Ni erset2:en. ratur sehr verbessert wird, ohne daß sich die Festigkeit Daher ist der Mn-Gehalt abhängig von dem Ni-Gehalt verringert. Weiterhin ist zu bemerken, daß der Ac₁- zu bestimmen. Bei weniger als 0,3% Mn können die Umwandlungspunkt bei der erfindungsgemäßen 35 nach dem erfindungsgemäßen Verfahren zu erreichen-Wärmebehandlung einen Punkt darstellt, an dem sich den Eigenschaften nicht erzielt werden, eine plötzliche und starke Zusammenziehung des In Verbindung mit der speziellen Wärmebehandlung,

wärmegedehnten Stückes vollzieht. insbesondere mit der Geschwindigkeit der Abkühlung,

Entsprechend den Experimenten von K r ο η et al. die der Erwärmung auf eine Temperatur zwischen dem mit einem 9%-Ni-Stahl wurde festgestellt, daß ein 40 Ac,-Umwandlungspunkt und dem Ac₃-Umwandlungsdurch normale Wärmebehandlung gebildeter, stabiler punkt folgt, ist zu bemerken, daß die Verbesserung Austenit keine Auswirkung auf die Verbesserung der der Zähigkeit auch bei einer Verlangsamung der Zähigkeit des Stahles hat. Der obenerwähnte Austenit Abkühlgeschwindigkeit erwartet werden kann, wenn nach K r ο η et al. unterscheidet sich jedoch von dem die Mn-Menge auf mehr als 0,4% erhöht wird, durch die erfindungsgemäße Wärmebehandlung ge- 45 Ein Teil des Mn in einer Menge von 0,4 bis 0,9% bildeten Austenit. Das heißt, der durch übliche Wärme- innerhalb des erwähnten Bereiches kann durch äquibehandlung gebildete Austenit hat grobe Körner und valentes Cu ersetzt werden.

kann folglich die Zähigkeit des Stahles nicht ver- Mo bewirkt, daß die optimale Anlaßtemperatur

bessern. Der erfindungsgemäß erzielte Austenit da- erhöht wird, daß der Verteilungszustand der durch gegen entsteht durch neue Abscheidung während des 5» Anlassen gebildeten Austeaitkörner verfeinert wird Anlassens der Martensit-Struktur, die durch die and daß die Diffusion von Mn, Cu, N und C gefördert spezielle, erfindungsgemäße Wärmebehandlung her- wird. Die Zugabe von Mo verhindert außerdem eine gestellt wurde. Es besteht aus ultrafeinen Körnern, die Anlaßsprödigkeit. Zu diesem Zweck muß Mo in einem mit Ni, Mn, Cu, N und C angereichert sind. In diesem Bereich von 0,05 bis 1 % zugegeben werden. Dieselbe Fall tritt niemals eine Umwandlang des abgeschie- 55 Wirkung kann auch erzielt werden, wenn das Mo denen Austenits in Martensit auf, selbst bei derart zum Teil oder gar ζ durch W ersetzt wird, niedrigen Temperaturen wie —196° C. Gleichzeitig Cu kann im Bedarfsfalle zur Verbesserung der

erhält man ein ferritisches Gefüge, da Elemente wie Korrosior sbeständigkett und der Zähigkeit des Stahles Ni, Mn, Cu, N und C aus dem ferritiscben Gefüge in zugesetzt werden. Wie Ni und Mn gilt auch Cu als den abgeschiedenen Austenit anreichern, wociurch 60 günstig für die Stabilisierung des d-irch Anlassen iie Zähigkeit des Stahles bei niedrigen Temperaturen gebildeten Austenha und zur Verfestigung des Ferrit weiter verbessert wird. gefäges selbst. Za diesem Zweck kann Cu in einer

Im folgenden sollen kurz die Gründe angegeben Menge von mehr ab 0,1% und weniger als 2% werden, weshalb die Mengen an Legierungselementen zugegeben werden.

in dem erfindungsgemäßen Stahl auf die angegebene fis Cr wird im Bedarfsfalle zur Verbesserung der FestigiiVeise zu beschränken sind. keit des Stahles zugegeben. Es dient weiterhin zur

C verbessert die Haltbarkeit und erhöht weiterhin Erstreckung der optfanilaen Tenpertemperatur nach lie Stabilität des Austenit bei niedrigen Temperaturen, oben hin, ohne daß die Festigkeit darunter leidet Es

muß in einer Menge von 0,1 bis 1,5% zugefügt werden.

Al ist notwendig zur Bindung des im Stahl als Verunreinigung enthaltenen Stickstoffes und wird außerdem als Deoxydationsmittel zugesetzt. Es kann wc ligstens durch eines der anderen Nitrid bildenden Elemente wie Be, Nb₁ V und Ta u. dgl. ersetzt werden. Wenn der Al-Gehalt zu hoch ist, verschlechtert sich die Kerbzähigkeit des Stahles bei niedrigen Temperaturen. Daher ist Al auf einen Gehalt von 0,05% (in säurelöslicher Form) beschränkt.

Weiterhin kann 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.

Im folgenden soll die Erfindung an Hand von Beispielen weiter erläutert werden.

Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung eines Stahlbleches (Gewichtsprozent)

	Si	Mn	Ni	Mo	Al	N	Fe und Verunreinigungen
0,07	0,23	1,7	6,0	0,2	0,015	0,0012	Rest

Beispiel 1

Ein warmgewalztes Stahlblech mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung und einer Dicke von 13 mm wurde schnell auf eine Temperatur von 700 bis 600° C erwärmt und 60 Minuten lang auf dieser Temperatur gehalten und sodann wassergekühlt.

Zum Vergleich wurde das obenerwähnte warmewalzte Stahlblech getrennt 60 Minuten lang auf 800°C gehalten und dann wassergekühlt. Daraufhin wurden die Stahibkchc auf gleiche Art einer Anlaßbehandlung unterworfen, die aus einer 60 Minuten langen Erhitzung auf 550 bzw. 600° C und einer anschließenden Wasserkühlung bestand.

Die Ergebnisse der Kerbschlagversuche bei —196° C sind in Tabelle 2 dargestellt.

Tabelle 2
2 mm-Charpy-V-Kerbwert (kgm/cm*)

Anlaßtemperatur	55O°C/ 1 Stunde Wasserkühlung	6000C/ 1 Stunde WasserkOhlung
Erfindungsgemäß behandelter Stahl .. Vergleichsstahl	25,2 4.6	26,2 13,0

Anmerkung:

Die Ac₁- und Ac*Umwandlungspunkte des in diesem Beispiel verwendeten Stahls lagen bei 635 bzw. 770⁰C.

Aus diesem Beispiel gebt hervor, daß da Stahl bei Unterwerfung unter das erfindungsgemäße «värmebehandlungsverfahren ins Vergleich zu einem auf herkömmliche Art behandelten Stahl eine sehr hohe Zähigkeit aufweist, gleichgültig ob die Anlaßtemperatur relativ hoch oder niedrig ist.

Beispiel 2

Dieselbe Probe, die fan Beispiel 1 verwendet wurde, wurde auf eine Temperatur von 800⁰C bei 60 Minuten Haltezeit erwärmt und dann aus dieser Temperatur luftabgekühlt. Diese Wärmebehandlung kann unmittelbar nach dem Warmwalzen oder nach einer Diffusionsbehandlung, die dem Warmwalzen folgt, erfolgen.

Nach der Luftabkühlung wurde das Stahlmaterial auf eine Temperatur von 700⁰C erarärmt und dort 60 Minuten gehalten und dann aus dieser Temperatur ao herab wassergekühlt. Die durch diese Wärmebehandlung erzielte Struktur ist in F i g. 1 dargestellt (Material A). Aus dieser Photographic ist es erkennbar, daß bei dieser Wärmebehandlung ein feiner Martensit, der mit C₁ Ni, Mn und N angereichert ist, in Inselform

as an den alten Martensitkristallkorngrenzen, den alten Austenitkorngrenzen oder den Ferritkorngrenzen abgelagert wird und mit dem Ferrit in Gleichgewicht steht, wodurch eine gemischte Struktur beider Gefüge entsteht.

Sodann wird das Stahlmaterial A in einem Bereich von 500 bis 625° C 60 Minuten lang angelassen. Die dadurch erzielte Struktur ist in F i g. 2 dargestellt (Material B). Das in F i g. 3 wiedergegebene Material C ist eine Vergleichsprobe zum Vergleich mit dem Material B. Das Material C ist nicht der Zwischen-Wärmebehandlung (Abschreckung von 700⁰Q entsprechend der Erfindung unterworfen worden.

Die in F i g. 4 wiedergegebene Probe wurJe durch Anlassen aus dem Material A, das von 700⁰C abge-

schreckt wurde, bei 600⁰C und 60 Minuten hergestellt.

F1 g. 6 (Material E) zeigt ein Vergleichsmaterial zum Vergleich mit dem Material nach Fig.4, das nicht der Abschreckung aus 700⁰C ausgesetzt wurde.

Aus diesen Figuren ist ersichtlich, daß in den Proben B und D, die nach dem erfindungsgemäßer Verfahren behandelt wurden, ein ultrafein verteiltei Austenit in einem Anlaßmartensit abgeschieden isl wodurch eine im VergleicH mit den Proben C und E die nicht nach der erfindun£>_B„mäßen Methode be

so handelt wurden, sehr feine Struktur vorliegt.

Der Stahl mit der obenerwähnten Struktur, der nad dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt wordei ist, hat eine ausgezeichnete Zähigkeit bei niedrige) Temperaturen. Dies zeigt ein Vergleich (F i g. 6) de

Charpy-V-Kerbwerte bei -I96°C zwischen einen Stahl, der der erfindungsgemäßen Wärmebehandlun; unterworfen worden ist, mit einem Stahl, der diese Behandlung nicht unterworfen worden ist. Der erfiu dungsgemäß behandelte Stahl zeigt einen sehr vk

höheren Kerbwert (bis zu 25 kgm/cm*, das herkönun lieh behandelte Material nur einen Kerbwert vo maximal 20 kgm/cm¹). Weiterhin ist erkennbar, da der AnlaBtemperaturbereich erfmdongsgemäß star erweitert ist. In der genannten Figur zeigt die gi

strichelte Linie den eründungsgemäß behandelte Stahl (entsprechend den Materialien B und D), wäl rend die durchgezogene Linie den Vergleichsmate-ii Iien entspricht (entsprechend den Materialien C und E

305531/41

In bezug auf die Härte des Stahles ist kein nennenswerter Unterschied zwischen beiden Materialien, die oben verglichen wurden, zu erkennen, wie F i g. 7 zeigt.

Beispiel 3

Ein warmgewalztes Stahlblech mit der in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung wird auf 800°C erwärmt und 60 Minuten gehalten und dann an Luft abgekühlt. Daraufhin wird das Stahlblech auf 67O⁰C (60 Minuten) gebracht und sodann luftgekühlt. Die durch diese Behandlung erzielte Struktur ist in F i g. 8 dargestellt. .Das Stahlmaterial wurde weiterhin einer Anlaßbehandlung bei 6O0°C mit anschließender Wasserkühlung unterworfen. Die durch das Anlassen ent- standene Struktur ist in F i g. 9 gezeigt. Aus diese Aufnahme ist klar ersichtlich, daß der erfindungs gemäß behandelte Stahl eine feine Struktur aufweist in der ultrafeiner Austenit verteilt abgeschieden ist Der Stahl dieser Struktur besitzt eine Vickers-Härt HV = 256, und die Kerbschlagzähigkeit betrag Sl.lkgm/cm* bei —196°C. Das läßt eine außer ordentlich gute Zähigkeit bei extrem niedrigen Tem peraturen erkennen.

Beispiel 4

Die Stähle A und B, die in Tabelle 4 gezeigt sind wurden der in Tabelle S angegebenen Wärm?behand lung unterworfen.

Tabelle 4 Chemische Zusammensetzung des Stahlbleches

	C	Si	Mn	Ni	Mo	Al	Fe und Verunreinigungen
A B	0,10 0,07	0,23 0,23	1,10 1,68	5,9 4,5	0,21 0,18	0,04 0,012	Rest Rest

Tabelle 5 Wärmebehandlung und Eigenschaften bei niedrigen Temperaturen

Wärmcöcnandiungstcmperaiur

Zwischen-Härtung behandlung

Anlassen Eigenscharten bei niedrigen Temperaturen Temperatur des

Steilabfalb

der Kcrbschlagzähigkeit T ⁰C

Kerbzähigkeit a_K bei - 196°C

kgm/cm*

A B

800 800

670 700

<-200
<-200

21,5 28,3

Anmerkung:

Mit T ist die Steilabfalltemperatur, bei der 50% der gewärmten Bruchfläche einen Zähigkeitsbruch darstellt, bezeichnet.

Die Probe B ist ein Stahl, der weniger Ni und mehr Mn als die Probe A enthält. Es ist festzustellen, daß eine ausgezeichnete Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen erhalten werden kann, wenn Mn in großen Mengen zugegeben wird, selbst wenn der Ni-Gehalt verringert ist.

Wie oben erwähat, verschwinden die alten Austenit-Kotngrenzen bei dem erfifldurjgsgemäe behandelten Staht nach und flach, tmd statt dessen entsteht schließlich ein uhrafeiner Austenit Bei dem durch die erfindungsgemäße Wärmebehandlung durch Ablagerung entstandenen Austenit sind die Körner auf einen

Durchmesser von 0,1 bis 1,0 μ verfeinert, im Gegensatz

zu den auf herkömmliche Art behandelten Stählen, die gewöhnlich einen Kondurchmesser von 1,0 bis 2,0 μ aufweisen, und die Körner sind gleichmäßig und dicht verteilt. Dadurch ist die Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen im Vergleich mit einem auf herkömm liehe Art wärmebehandelten Stahl, d. h. einem einfach nach dem Warmwalzen angelassen oder vor dem Anlassen einmal auf eine Temperatur oberhalb des Ac₃-Umwandlungspunktes erwärmten und abgeschreckten oder luftgekühlten Stahl erheblich verbessert, ohne

so daß die Festigkeit geringet wird. Darüber hinaus kann der Temperaturbereich for die Antaßbenandlntig im Vergleich zu dem herkömmlichen Bereich stark erweitert weiden, so daß die Zähigkeit selbst in einem Beteich der Anlaßsprödigkeit bei herkömmlichen Ver-

fahren verbessert werden kann.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims (7)

sich mit der Zusammensetzung des bekannten Norm-Patentansprüche: Stahls 12 Ni 19. Es ist bekannt, einen solchen Stahl einem normalen Härteprozeß zu unterwerfen, der aus

1. Wärmebehandlungsverfahren für einen Stahl, einem Härten bei Temperaturen über dem Ac₃-Punkt der aus weniger als 0,2% Kohlenstoff, 0,05 bis 5 und einem anschließenden Abschrecken in Wasser 0,4% Silizium, 0,3 bis 5,0% Mangan, 4 bis 7,5% oder Öl besteht.

Nickel und gegebenenfalls 0,05 bis 1 % Molybdän In der österreichischen Patentschrift 194 876 wird

und/oder Wolfram und/oder 0,1 bis 2% Kupfer eine Wärmebehandlung für einen Stahl beschrieben,

und/oder 0,1 bis 1,5% Chrom und/oder weniger dessen stoffliche Zusammensetzung sich mit der Zu-

als 1 % Niob und/oder Vanadium und/oder Zirko- io sammensetzung des nach dem erfindungsgemäßeu

nium und/oder Titan und/oder Bor, sowie weniger Verfahren zu behandelnden Stahl überschneidet,

als 0,05% säurelöslichem Aluminium oder einem Hierbei handelt es sich um eine Wärmebehandlung

anderen nitridbildenden Element, Rest Eisen und von Schweißnähten bzw. von zu schweißenden

herstellungsbedingte Verunreinigungen besteht, wo- Stählen, um die Festigkeit von Schweißstellen zu ver-

bei im Falle des Zusatzes von Kupfer 0,4 bis 0,9 % ¹S bessern. Dabei wird der Stahl einer Glühbehandlung

Mangan durch dieses ersetzt werden können, zur oberhalb 650° C, aber unterhalb des Aca-Punktes

Verbesserung der Zähigkeit bei sehr tiefen Tem- unterworfen. Keine dieser Wärmebehandlungsver-

peratureii und zur Erzielung eines aus Ferrit, fahren ist jedoch dazu geeignet, bei einem Stahl der

Anlaßmartensit und ultrafeinem Austenit beste- oben angegebenen Zusammensetzung eine gute Zähig-

henden Gefüges, dadurch gekennzeich- 20 keit bei sehr tiefen Tempera'uren, wie —196°C, dem

net, daß der warmgewalzte Stahl auf Tempera- Siedepunkt von flüssigem SticKStoff, zu erreichen und

türen zwischen den Ac₁- und Ac^-Umwandlungs- ein Gefüge aus Ferrit, Anlaßmartensit und ultrafeinem

punkten erhitzt, abgeschreckt und bei Tempera- Austenit zu erzeugen,

türen unterhalb des Ac_rPunktes angelassen wird. In jüngster Zeit wird ein Stahl mit 9% Ni als Stahl

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn- 25 für niedrige Temperaturen verwendet. Da dieser Stahl zeichnet, daß der warmgewalzte Stahl auf eine teuer ist, ist seine Verwendung jedoch auf besondere Temperatur zwischen 620 und 750° C erwärmt wird. Zwecke beschränkt. Die Ergebnisse von Experimenten,

3. Verfhren nach Anspruch I₁ dadurch gekenn- bei denen 9 %-Nickelserienstähle und 3,5 %- Nickelzeichnet, daß der warmgewalzte Stahl mehrfach serienstähle einer Wärmebehandlung unterworfen auf Temperaturen zwischen den Ac₁- und Ac₃- 30 wurden, werden in der Veröffentlichung von Krön Funkten erwärmt und abgr chreckt wird. et al. »Contribution a l'Etude de Mode d'Action du

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch Nickei (jusqu'a 9%) sur les Proprietes mechaniques gekennzeichnet, daß die Abkühlung an Luft erfolgt. des Aciers a bases Temperatures«, »Memoire Scienti-

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, fique Rev. Metallurgie, Bd. LVIII, Nr. 12, 1961, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bei 540 bis 35 wiedergegeben. Bei diesen Experimenten wurde der 630⁰C angelassen wird. Stahl entweder angelassen, nachdem er einer Zwei-

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn- Stufen-Normalisierung bei einer Temperatur oberhalb zeichnet, daß der warmgewalzte Stahl zunächst auf des Ac₃-Punktes, einer Erwärmung auf 900⁰C und Temperaturen oberhalb des Ac₃-Umwandlungs- einer Abkühlung sowie einer Erwärmung auf 79O⁰C punktes, jedoch unterhalb der Austenitvergröbe- 40 und einer abschließenden Abkühlung unterworfen rungstemperatur erhitzt und danach auf normale worden ist, oder einer Zweistufenanlaßbehandlung Temperatur abgeschreckt u^ anschließend gemäß unterworfen, die aus einem ersten Anlassen bei 580 Anspruch 1 wärmebehandelt wird. bis 700⁰C und einem nachfolgenden zweiten Anlassen

7. Verfahren nach Anspruch 6. dadurch gekenn- bei 500⁰C besteht. Es stellte sich heraus, daß der zeichnet, daß die Abkühlung an Luft erfolgt. 45 während des Anlassens gebildete, in der Endstruktur

vorhandene Austenit die Zähigkeit des Stahles nicht

verbessert.

Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein Wärmebehandlungsverfahren für e'V.en Stahl der oben

Die Erfindung betrifft ein Wärmebehandlungs- 50 angegebenen stofflichen Zusammensetzung zu entverfahren tür einen Stahl, der aus weniger als 0,2% wickeln, durch das dem Stahl eine ausgezeichnete Kohlenstoff, 0,05 bis 0,4% Silizium, 0,3 bis 5,0% Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen verliehen wird. Mangan, 4 bis 7,5% Nickel, und gegebenenfalls 0,05 Dazu besteht das erfindiingsgemäße Verfahren

bis 1 % Molybdän und/oder Wolfram und/oder 0,1 darin, daß der warmgewalzte Stahl auf Temperaturen bis 2% Kupfer und/oder 0,1 bis 1,5% Chrom und/ 55 zwischen den Ac₁- und Acj-Umwandlungspunkten oder weniger als 1 % Niob und/oder Vanadium und/ erhitzt, abgeschreckt und bei Temperaturen unterhalb oder Zirkonium und/oder Titan und/oder Bor, sowie des Ac_rPunktes angelassen wird,
weniger als 0,05 % säurelöslichem Aluminium oder Bei den oben zitierten Versuchen von K r ο η et al.

einem anderen nitridbildenden Element, Rest Eisen erhält man nach dem ersten Anlassen einen grob- und herstellungsbedingte Verunreinigungen besteht, 60 körnigen Austenit, da die Körner während der zweiten wobei im Falle des Zusatzes von Kupfer 0,4 bis 0,9 % Anlaßstufe weiter wachsen. Wird dagegen der Stahl Mangan durch dieses ersetzt werden können, zur Ver- der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung unterbesserung der Zähigkeit bei sehr tiefen Temperaturen worfen, so wird eine feine Struktur mit ultrafeinen, und zur Erzielung eines aus Ferrit, Anlaßmartensit neugehärteten Austenitkörnern, durch die Anlaß- und ultrafeinem Austenit bestehenden Gefüges. 65 behandlung erhalten. Für den Fall, daß der Stahl die

Die stoffliche Zusammensetzung des oben aufge- obengenannte Struktur aufweist, kann der Anlaßführten Stahls, der der erfindungsgemäßen Wärme- bereich zu höheren Temperaturgrenzen erweitert behandlung unterworfen werden soll, überschneidet werden, und es läßt sich eine höhere Zähigkeit erzielen