DE2041097C3

DE2041097C3 - Anwendung eines Wärmebehandlungsverfahrens zur Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit eines Stahls

Info

Publication number: DE2041097C3
Application number: DE19702041097
Authority: DE
Inventors: Frank Estus Havens; Dominico Anthony Sarno
Original assignee: Armco Inc
Current assignee: Armco Inc
Priority date: 1969-08-21
Filing date: 1970-08-19
Publication date: 1979-09-27
Also published as: SE365248B; DE2041097B2; NL7012291A; DE2041097A1; BE755127A; CA948083A; NL168005C; NL168005B; NO136052C; NO136052B

Description

(a) Austenitisieren bei ein^r über A₃ liegenden Temp-ratur

(b) Abkühlen mit einer zur Bildung von Martensit ausreichenden Geschwindigkeit,

(Ο Glühen in dem sich von A₁ bis A₁ erstrecken-

den Temperaturbereich, '

(d) Abkühlen mit einer zur Umwandlung praktisch des gesamten Austenits in Martensit

ausmietenden Geschwindigkeit,
ie) Glühen in dem sich von A, bis A₁ erstrecken-

den Tetnpenturbereich
(f) gegebenenfalls Anlassen bei einer unter A₁ liegenden Temperatur.

zur Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit mit der Maßgabe, daß der Verfahrensschritt (c) in den beiden oberen Dritteln und der Verfahrensschritt (e) im unteren Drittel des sich von A₁ bis A₁ erstreckenden Temperaturbereichs durchgeführt wird.

2. Anwendung des im Anspruch 1 genannten Verfahrens, bei dem der Verfahrensschritt (e) bei einer zwischen A₁ and 35 C über A₁ liegenden Temperatur durchgeführt wird, zu dem Zweck nach Anspruch 1.

3. Anwendung des im Anspruch I genannten Verfahrens, bei dem der Verfahrensschritt (f) bei einer zwischen A₁ und 50⁰C unter A₁ liegenden Temperatur durchgeführt wird, zu dem Zweck nach Anspruch 1.

4. Anwendung des im Anspruch 1 genannten Verfahrens, bei dem der Stahl mindestens 0,10% Molybdän enthält, zu dem Zweck nach Anspruch 1.

5. Anwendung des im Anspruch 1 genannten Verfahrens, bei dem der Stahl weniger als 0,10",', Kohlenstoff enthält, zu dem Zweck nach Anspruch I.-

Die Erfindung betrifft die Anwendung des Wärmebehandlungsverfahrcns, bei dem ein Stahl aus 4.0 bis 10,0% Nickel, bis l,5"„ Mangan, bis 0,25",, Kohlenstoff, bis 0,50",', Molybdän, 0,04 bis 0,12",, Aluminium, Rest Eisen folgenden Verfahrensschritten unterworfen wird:

(:i) Austenitisieren bei einer über A₃ liegenden Temperatur,

(c) Glühen in dem sich von A, bis A₃ erstreckenden Temperaturbereich,

(d) Abkühlen mit einer zur Umwandlung praktisch des gesamten Austenits in Martensit ausreichenden Geschwindigkeit,

(c) Glühen in dem sich von A, bis A₃ erstreckenden

Temperaturbereich,
(f) gegebenenfalls Anlassen bei einer unter A, liegenden Temperatur

/ur Verbesserung der 'ncflemperaUir/ähigkeit mit der Maßgabe, daß der Ver^riihrensNehrin (c) in den beiden oberen Dritteln und der Verfalirenssehritt (e) im unteren Drittel des sich von A, bis A_:, erstreckenden Temperaturbereiches durchgeführt wird.

Aus der US-PS 33 70¹W ist ein Verfahren zur Wärmebehandlung eines mindestens 4"„ Nic.'.el und mindestens 0,0(i"„ Kohlenstoff enthaltenden, ein niartensitisches Gcfiige bildenden Stahls bekannt, bei ^{dcn1 dicser bei} «ncr über Λ, liegenden Temperatur austenitisiert und abgeschreckt, anschließend auf eine '-wischen A, und A, liegende Temperatur erhitzt, zur Martens.tb.ldung abgekühlt, ein weiteres Mal im "^LTC1£.^{h Λ}· ^{bls Λ}=< geglüht und schlieBlich unterhalb

^{>5 di} _u ^r Temperatur A₁ angelassen wird D₁CSeS Vcr-[»^h™ ^{dlcm da}™· ^dc" ^S!^ahI weichzugluhen. Von einer Verbesserung de, T.eftemperatuiväh.gkeii ist bei

^dief^{m beka}.ⁿ"^le" ^[^Γ*^ηΓε" ™^cht .^die^^e· „
_{f u} ^Aus ''⁰¹J^ ** ⁸f,⁶⁵⁷ !^{st e}'ⁿ ^^hn _u ^llch,^es herίο fahren zur Wärmebehandlung eines Stahls beschrieben, ^d-^r,.^z.^u ,^nlindJr^S£^ns ?° '» ^aUS, «η«™'«™¹·*¹™ ^und perl.t.schen Gefuge besteht, das der Verbesserung der Kerbsehlagzahigkeu dient und die Uhergangstemperatur zu tieferen Temperaturen verschiebt. Darin wird

»5 jedoch ausdrücklich· darauf hingewiesen, daß das darin beanspruchte Wärmebehandlungsverfahren zu keinen befriedigenden Ergebnissen führt, wenn es auf Stähle angewendet wird, die nach dem Austenitisieren ein im wesentlichen martensilisches Gefüge aufweisen.

Es wurde nun überraschend gefunden, daß durch Anwendung des vorstehend beschriebenen, an sich bekannten Wärmcbehandlungsverfahrens auf einen Stahl der vorstehend angegebenen Zusammensetzung die Tieftemperaturzähigkeit dieses Stahls verbessert werden kann. Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung betrifft die Erfindung die Anwendung des eingangs genannten Verfahrens, bei dem dt*r Verfahrensschritt

(e) bei einer zwischen A₁ und 35"C über A₁ liegenden Temperatur durchgeführt wird, zu dem eingangs ge4» nannten Zweck.

Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung betrifft die Erfindung die Anwendung des eingangs genannten Verfahrens, bei dem der Verfahrensschritt

(f) bei einer zwischen A₁ und 50^QC unter A₁ liegenden Temperatur durchgeführt wird, zu dem eingangs genannten Zweck.

Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung betrifft die Erfindung die Anwendung des eingangs genannten Verfahrens, bei dem der Stahl mindestens

5« 0.10",, Molybdän enthält, zu dem eingangs genannten Zweck.

Durch die vorliegende Erfindung wird die Tieftempcralurzähigkeit eines Stahls der angegebenen Zusammensetzung auf einfache und reproduzierbare Weise beträchtlich verbessert, insbesondere bei Tempcraturcn unterhalb von — 100⁰C, so daß daraus hergestellte Konstruktionen bei niedrigeren Temperaturen, als dies bisher für möglich gehalten wurde, sicher gehandhabt und gehalten werden können. Es ist nämlich bekannt, daß Stähle, insbesondere solche der eingangs genannten Zusammensetzung, bei tiefen Temperaturen zum Sprödbruch neigen, was bei Schlagvcrsuchen mit vorgekerbten Stäben bei tiefen Temperaluren festgestellt wurde. Man hatte bisher

6s vergeblich versucht, diese unerwünschte Neigung zu verhindern, insbesondere durch eine entsprechende Wärmebehandlung des Stahls, beispielsweise durch Austenitisieren, anschließendes Abschrecken oder

Kühlen mit Luft und Anlassen uuf eine Temperatur von 525 bis 650¹C (vgl. die US-PS 34 44 011). Erst mit der einleitend beschriebenen Erfindung ist es jedoch gelungen, diesen Mangel zu beseitigen.

Die Erfindung wird nachfolgend unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher erläutert. Diese zeigt eine schematische Darstellung des erlindungsgemäß angewendeten Wirmebehandlungsverfahrens, bestehend aus den Stufen (a) bis (F).

Obgleich der durch die vorliegende Erfindung erzielte technische Erfolg ganz wesentlich von der Einhaltung der angegebenen Verfahrensmaßnahmen abhängt, läßt sich das Verfahren auf wirksame Weise nur mit ganz bestimmten Stahlsorten durchführen. Der erlindungsgemäß verwendete Stahl muß Nickel in einer Menge von 4,0 bis 10,0",, enthalten. Außerdem muß er eine genügende Menge Mangan enthalten, um eine Warmbrüchigkeit zu vermeiden. Obwohl er offensichtlich bei diesem Legierungssystem nicht kritisch ist, kann der Mangangehalt gegebenenfalls bis auf 1,5",, erhöht werden, um die Härtbarkeit bei dicken Grobblechen zu erhöhen. An weitercir Legierungsbestandteilcn kann gegebenenfalls Molybdän wegen seines Einflusses auf die Härtbarkeit und Festigkeit in einer Menge bis zu 0,5",, enthalten sein. Obgleich Molybdän eine Wahlkomponenie ist, hat es sich gezeigt, daß optimale Eigenschaften dann erreicht werden, wenn der Legierung ganz bewußt Molybdän in der Größenordnung von mindestens 0,10% zugesetzt wird. Der Kohlenstoffgehalt sollte vorzugsweise unter 0,10% gehalten werden·, um optimale Schweißbarkeitseigenschaften und eine möglichst gute Tieftemperaturzähigkeit zu erreichen. Wenn jedoch die Festigkeitseigenschaften im Vordergrund stehen sollen, können Stähle mit Kohlenstoffwerten bis zu 0,25% verwendet werden. Schließlich wird noch Aluminium in einer zur Ausbildung einer feinen Korngröße geeigneten Menge, d. h. in einer Menge von 0,04 bis 0,12?,;, zugesetzt. Selbstverständlich können Vanadium oder andere kornverfeinernde Elemente an die Stelle des Aluminiums treten.

Die durch die Erfindung im Vergleich zu bekannten Verfahren erreichbare, ungewöhnliche Verbesserung der Eigenschaften (von nickelhaltix:en Stählen) wird durch das folgende Beispiel 1 näher erläutert.

Beispiel I

Ein 5% Nickel enthaltender Stahl der folgenden Zusammensetzung (in Gewichtsprozent):

Nickel 5,10%

Kohlenstoff 0,065 "„

Mangan 0,48",,

ίο Phosphor 0.008",,

SchweFel 0,008 %

Silicium 0,35",,

KupFer 0,16%

Chrom 0,14",,

Molybdän 0,25 "„

Stickstoff 0,015",,

Aluminium 0,081 "„

Eisen Rest

wurde t Stunde lang bei einer Tempera'.ur von 885"C austenitisiert und mit Wasser abgeschreckt; 1 Stunde lang bei einer Temperatur von 740^cC geglüht und mit Wasser abgeschreckt; 1 Stunde lang bei einer Temperatur ν -n 650°C geglüht und schließlich bei einer Temperatur von 595⁰C angelassen und mit Wasser abgeschreckt. Nach der Behandlung halle er die folgenden Eigenschaften:

Streckgrenze 53 kp'mm-

Zugfestigkeit 73 kp/mm²

Brucheinschnürung 75",,

Bruchdehnung bei 50,8 mm .. 34 %

Kcrbschlagzähigkeit

(volle Größe C_v)

bei -170°C 15 kpm cm²

bei -196°C 10.25 kpmcm-

Um die Bedeutung dieser Ergebnisse näher zu veranschaulichen, wurde der gleiche Stahl in üblicher Weise behandelt und unter identischen Bedingungen untersucht. Eine Beschreibung der aufeinandcrfolgenden BehandlungsstuFen und Temperaturen sowie die bei der Untersuchung der nach den verschiedenen Verfahren behandelten Stähle erhaltenen Ergebnisse finden sich in der folgenden Tabelle I.

Tabelle I	Austenitisiert	Geglüht bei	Erneut geglüht bei	Angelassen	Kcrbschlag zähigkeit*)
Prüfling					(kpm/cm²)
	885° C 1 Std.-WQ**)	—	—	—	2,5
A	885°C 1 Std.-WQ			595°C I Std. AC***) oder 'VQ	2,5 bis 3,75
B	885°C 1 Std.-WQ	740° C 1 Std.-WQ	65O⁰C 1 Std. AC oder WQ		11,25 bis 12,0
C	885°C 1 Std.-WQ	740⁰C 1 Std.-WQ	650⁰C 1 Std. AC oder WQ	595° C 1 Std. AC oder WQ	13,75 bis 15,0
D

*) Die vow einem Prüfling mit V-förmiger Kerbe im Charpy-Schlagversuch bei einer Temperatur von

— 170 C absorbierte Energie in kpm/cm². *♦) Mit Wasser abgeschreckt.
♦♦♦) An dr · Luft abgekühlt.

Die F.rgcbnissc der Tabelle I zeigen im Vergleich zu dem nach einem üblichen Verfahren behandelten Prüfling U eine Verbesserung bei jedem der Prüflinge C und D (erlindungsgcmäß behandelt). Auf den meisten Anwendungsgebieten für Nickelslähle mit 4,0 bis 10,0 Gewichtsprozent Nickel lassen sich befriedigende Ergebnisse (bereits) bei einem dreistuligen Verfahren, wie dies bei dem Prüfling C angewendet wurde, erreichen.

Fs sei darauf hingewiesen, daß die bei den einzelnen Versuchen angewandten Temperaturen lediglich im Hinblick auf den jeweils behandelten Stahl win Bedeutung sind. Für die bei den Untersuchungen verwendeten. 5",, Nickel enthaltenden Stähle der angegebenen Zusammeiuelzung liegen die kritischen Λ,- und A₁-Temperaturen bei 635 und SOO C. Aus Bequemlichkeit und ohne Festlegung auf eine genaue iic'!"iti;i" k;i"" die A,-Temper;¹.¹.¹Jf ·ιΝ iliiMonme Temperatur bezeichnet werden, bei der sich beim Erhitzen Austenit zu bilden beginnt. Unter der A_:,-Tcnipcralur ist diejenige Temperatur /u \erslehcn. bei tier die Umwandlung vollständig ist. [Da eine Phasenumwandlung beim Durchlaufen dieser Temperatur beginnt oder endet, hängen die speziellen Temperaturen, bei denen diese Erscheinung auftritt, teilweise auch von der vorherigen Phase bzw. dem vorherigen Zustand des Stahls ab. Somit bilden das Mikrogefügc und die chemische Zusammensetzung des Stahls neben verschiedenen anderen Faktoren, deren genauer Beitrag noch nicht vollständig geklärt ist. wesentliche Faktoren für die Feststellung der genauen Temperatur bzw. des genauen Temperaturbereichs der betreffenden kritischen Temperaturen. Die Temperaluren lassen sich bei den beschriebenen Frwärmungs- und Kühlcvclen ohne Schwierigkeiten bestimmen. Allgemein gesagt, nehmen die betreffenden kritischen Temperaturen mit zunehmenden Nickclmcngcn ab.

Bei einer weiteren Prüfung der in der Tabelle I enthaltenen I rgebnissc. jedoch ohne lestlegung auf eine bestimmte Theorie hinsichtlich der metallur-(•kihen Gründe für die verbesserte Zähigkeit, wurden bei einer nictallographischcn Untersuchung folgende Beobachtungen gemacht:

1. Das Austenitisieren und Abschrecken führte zu einem feinkörnigen, martensiiischen Gefüge, mit willkürlicher Verteilung feiner Carbide. Dieser Martensit war massiv und besaß keine sichtbaren Rcliefwirkungen. Das Gefüge im abgeschreckter Zustand führte nach dem Schlagversuch bei einer Temperatur von 170" C zu einem spröden, intergranulären Spaltbruch.

2. (a) Das 1. Glühen umfaßt das Wiedererwärmen

eines marlensitischen Gefüges auf eine bestimmte Temperatur unterhalb der kritischen A₃-Temperatur. Beim Erwärmen auf eine oberhalb der kritischen Α,-Temperatur liegende Temperatur wandelt sich ein Teil des Martensits in Austenit um. während der restliche Martensit zu Ferrit und Carbid gehärtet wird. Das im Anschluß an diese Behandlung stattfindende Kühlen muß so rasch vor sich gehen, daß praktisch der gesamte neugebildete Austenit in Martensit übergeht und das erhaltene Mikrogefüge aus einem Streifenmuster von abwechselnden Ferrit- und Martensitkörnern besteht. Geringe Mengen Restaustenit sind ebenfalls vorhanden. Ein Vergleich der Restaustenitgehalte mit den Kcrbschlagzähigkeitseigenschaflcn läßt jedoch erkennen, daß kein direkter Einfluß des Rcslauslenits auf die resultierende verbesserte Zähigkeit besteht. F.s wird vielmehr angenommen, daß die Zähigkeit zum Mikrogefügc und oder der Phasen-Zusammensetzung in Beziehung steht und daß die Auslenitbildimg, die Zusammensetzung und die Beständigkeit, die auf diese komplexe Reaktion zurückgehen, hierbei (nur) eine untergeordnete Rolle spielen.

2. (b) Der beim !.Glühen gebildete Martensit war massiv mit deutlichen Relicfeffckten; er wurde durch Abschrecken des Austenits. tier aus den Matiix-Korngrenzen unter Bildung eines Streifenmusters gewachsen war, gebildet. F.leklronenmikroslvopischc Durchlässigkeilsunlcrsuchungen zeigten, daß sich geglühter Martensit stark von Martensit in abgeschrecktem Zustand unterschied. Die beobachteten, geglühten Martcnsitnadcln waren nicht dünn und gleichgerichtet, wie dies bei einem beim Abschrecken gebildeten marlensitischen Gefüge der I all ist. sondern sie waren breiter und von kompakter Natur. Zersetzungen im geglühten Martensit zcichneten sich deutlicher ab als in dem dichten, nicht aufgelösten Inneren des Martrnsits in abgeschrecktem Zustand. Es wurde das Auftreten eines Untergefügcs. das die Bildung neuer Ferrit körner während des 2. Glühens beeinflussen konnte, beobachtet. Das Vorliegen dieses Untcrgefüges zusammen mit dem Fehlen einer Innenzwillingskristallbildung ist für die verbesserte Zähigkeit des geglühten Martensits verantwortlich.

2. Ic) Elcktronenphotographische Untersuchungen zeigten, daß bei Schlagversuchcn mit einem geglühten Martensit bei einer Temperatur von 170 C ein bildsamer, intergranulärer, plastischer Bruch auftrat und daß die Art des Bruches durch eine Mikroporenansammlung beherrscht war.

2. (d) Fm Glühen hei einer temperatur umerimm

des optimalen Bereiches führte zu einer unvollständigen Umwandlung in ein geglühtes Mikrogefüge. Ein Glühen bei einer Temperatur oberhalb des optimalen Bereiches führte zu einer Struktur, wie sie für eine Doppeiausleniüsierungs- und Abschreckbehandlung charakteristisch ist.

3. (a) Durch das 2. Glühen läßt sich die Tiefte—,pe-

raturzähigkeit verbessern, indem für den geglühten Martensit eine Hochtcmpcraturhärtestufe geschaffen und die Menge an Restaustenit erhöhl werden. Die Hochtemperaturhärtungsstufe hat die Erholung der bei der Umwandlung des geglühten Martensits und bei der Ausfällung von Carbiden hervorgerufenen Spannung zur Folge. Die erhöhte Restaustenitmenge (8 bis 12",,) verbessert die Zähigkeit dadurch, daß sie Elemente, wie C und N, weiter aus der Matrix abzieht und daß sie ganz einfach zur Ausbildung eines Gesamtmikrogefüges mit einem erhöhten Anteil an einer kubisch-flächenzentrierten Phase, die eine hohe Beständigkeit gegen Spaitbruch aufweist, beiträgt.
3. (b) Beim 2. Glühen entsteht ein vergütetes Ferritkornsystem, dessen Bildung durch die zelluläre Konfiguration der einmal geglühten Unter-

si πι kl u r bceinflul.il wurde. Zersetzungen Innen deutlich hervor: in vielen Bezirken war eine einheitliche Ausrichtung zu beobachten. Hei Schliigversiichcn mil einem zweimal geglühten Mikrogefiige hei einer Temperatur von 170 C kam es zu einem bildsamen, iniergranulären. plastischen Hrucli. Die KiUforlpllan/ung durch diese Matrix wurde durch das Wachstum und die Zusammcnballung von Mikroporen vor dem KiH bzw. Spalt gesteuerl. Währenil lies n> 2. (ilühens ausgefallene Teilchen wirkten als kcimhildncr für eine plastische \'crrorinung. (el I in 2. (Hüllen bei einer Temperatur unterhalb ilcs optimalen Hereichs gestaltete keine Bildung {•roherer Mengen Restausicnit. Die unter diesen Hedingungcn erreichte /ähigkeil genügt jedoch auf vielen Anwendungsgebieten, Lin 2. (iliihen oberhalb des optimalen Hereichs verringert die Stabilität des Auslcnils und ge-MaHeI beim anschließenden Kühlen die Bildung von frischem, nicht gehärtetem Martensit. Dieselbe Lrschcinung war bei längerer Gliihdiiiier innerhalb ties optimalen Temperaturbereichs /u beobachten.

I in Anlassen nach dem 2. (iliihen verursachte keine starken Mikrogcfügcäiulcrungen und beeinflußte den Rcstaustcnilgehall nicht. Verbesserungen in tier Zähigkeit sind offensichtlich auf eine weitere Lösung der Umwandhmusspamuingcn und auf eine ZusammenhaMung von Niederschlagen /urück/uführen.

Im I alle eines nominell 5"„ Nickel enthaltenden .tlil· kann die Ausienitisierung /wischen etwa SI 5 und etwa 9S0 C durchgeführt werden. Der Temperaturbereich für das !.Glühen muß in den oberen zwei Dritteln der A₁₁-A₁-ZoHe, vorzugsweise bei einer Temperatur von 75 C unter der A_:,-Tempcralur bis /iir A_:,-Tempciatur. liegen. Allgemein gesprochen steig! die bevorzugte Gliihiempcratur innerhalb der Ai-A₁-ZoHe mit steigenden Nickelgehallen zwischen 4,0 und 10,0 Gewichtsprozent an.

H c i s ρ i e I 2

Zum Nachweis der Hraiichbarkeil des Ix chricbenen Verfahrens zur Wärmebehandlung von Stählen mil noch höherem Nickelgehall wurden zwei Schmelzen mil nominell 9"„ Nickel, von denen die eine mit Molybdän modifizier! wurde, hergestellt. Diese Stähle hatten die folgende Zusammensetzung (in Gewichtsprozent):

Schmelze Λ Schmelze H

Nickel S.95 9,34

Kohlenstoff 0,07 0.092

Mangan 0.68 0.23

Silicium 0,29 0.10

Molybdän — 0.19

Aluminium 0.09 0,09

lisen Rest Rest

Jede Schmelze wurde einer dreistufigen Behandlung in der Reihenfolge Austenitisieren. 1. Glühen und 2. Glühen unterworfen. In jedem lalle waren gegenüber üblichen und modifizierten Verfahren deutliche Verbesserungen festzustellen. Dies läßt sich aus der folgenden Tabelle Il erkennen.

"Tabelle 11

I'mUhii;

A I

Λ 2

A 3

A 4

Ii I

Π 2

Austcnitisicit
hei

SOO C

S(K) C

! Std.-WQ**)

X(K) C

I Sld.-WQ

8(K) C

1 Std.-WQ

800 Χ

1 Std.-WQ

8(M) C

1 Std.-WQ

Ι.ίηιικιΙ

bei

700 C

1 Std.-WQ

700 C

I Std.-WQ

700 C

1 Std.-WQ

700 C

1 Std.-WQ

lirnciil
geglüht hei

C

Std.-WQ

C
Sld.-WQ

Armclasscn
hei

580 C

1 Sld.-WQ

5S0 C
1 Std.-WQ

595"C
1 Std.-WQ

Kcrbschlagzahigkeil*)

(kpm-'cm-'l

6,5
3,2
10,3
11.2
10,5
13,5

*) Die von einem Priinint; mit V-förmigcr Kerbe im Charpy-Schlagversuch bei einer Temperatur von

IWi C" absorbierte Incrgie in kpm cm-. ') Mit Wasser abgeschreckt.

Den Werten der Tabelle Il laßt sich entnehmen, daß in den Fällen, in denen das Verfahren gemäß der ! rlindung zur Behandlung dieser Stähle angewendet wurde (A 4. Ii 2), eine Zunahme der Zähigkeit erreicht weiden konnte. Für Baumaterialien bedeutet dies, iliß die Baukonstruktion größeren bzw. stärkeren Sclilaacinvvirknngcn unter extremen Tcmperaturbedhigungen widersicher) kann oder daß tiefere Temperaturen erreicht werden können, ohne daß die Gefahr von Sprödbrüchen besteht.

Aus den Ergebnissen der Tabelle II läßt sich ferner entnehmen, daß sich selbst im Falle der üblichen Behandlung eine Zähigkeitsverbesserung erreichen läßt, wenn Molybdän .zugesetzt wird (B 1). Eine deutliche Zunahme der Zähigkeit ist bereits bei Zusatz von 0,10",, Molybdän zu verzeichnen. Daher geht man bei

einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung von einem Stahl mit 0,10 bis 0,50",, Molybdän aus.

Aus den gewonnenen Ergebnissen, den vorherigen Erläuterungen und den nietallographischen Beobachtungen lassen sich bestimmte Schlüsse ziehen. So ist beispielsweise 'lic I. Glühung von der Abkühlungsgeschwindigkeit von dem optimalen Wiedercrwärmungs-Tcmperaturbereich abhängig, wobei ein Abschrecken mit Wasser von der Glühteiiiperatur einem Abkühlen mit Luft von derselben Temperatur vorgezogen wird. Die Zähigkeits\erbesserung nach dem !.Glühen hängt nicht von der Länge der liehaiullungsdauer bei tier optimalen Glühlemperatur ab. Ls ist lediglich erforderlich, dall die /eil ausreicht, um den gesamten Stahl auf die jeweils gewählte Temperatur zu bringen.

Die 2. Gliihstufe ist aus Gründen einer optimalen Wirksamkeit von einem vorher hergestellten geglühten Gefüge abhängig. Der Temperaturbereich muli /.wischen der oberen kritischen A_;,-Temperatur und der unteren kritischen Α,-Temperalur, speziell im unteren Drittel dieses Bereiches liegen. Optimale Ergebnisse werden in einem bevorzugten Temperaturbereich erhalten, der zwischen der Λ,-Temperatur und einer um 35 C oberhalb der Λ,-Temperalur liegendcn Temperatur liegt.

Schließlich haben weitere Untersuchungen gczeigi.

daß das 2. Glühen von der Abkiihlungsgesehwindigkeit von dem optimalen Temperaturbereich nicht abhängig ist. Im Gegensatz zu der I. Glühung ist das Ausmaß der Zähigkeilsverbesserung von der Dauer der Temperaturbehandlung abhängig. Die Zähigkeit nimmt ab, wenn die Temperaturbehandlung von 1 auf 4 Stunden verlängert wird. Zur Erzielung optimaler Eigenschaften muß somit der Verfahrcnsablaiif genau gesteuert werden. Jedoch auch ohne eine derartige genaue Steuerung lassen sich erlinduniisgeniäU echte Verbesserungen erzielen. LIm bei Stählen mil höheren Nickeigehallen optimale Eigenschaften zu erreichen, müssen diese Stähle jedoch, nachdem sie zweimal geglüht worden sind, in üblicher, unterkritischer Weise auf eine Temperatur zwischen der kritischen A,-Temperatur und einer um 50 C unter dieser Temperatur liegenden Temperatur angelassen werden. Unter iiinweis auf die in ilen Tabeüeü ! mu! H enthaltenen Ergehnisse sei nochmals daran erinnert, daß sich eine merkliche Verbesserung hei einem Wifahrensablauf in der Reihenfolge: Austenitisieren. 1. Glühen. 2. Glühen und gegebenenfalls Anlassen, erzielen läßt. Das erlindungsgemäß angewendete Verfahren besteht folglich aus einer Austenitisieiungsstiife, einer anschließenden I. Gliihsiufc. einer sich anschließenden 2. Ciliihstufe und gegebenenfalls einer Anlaßbehandlung.

Hierzu 1 lilatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Anwendung des Wärmebehandlungsverfallrens, bei dem ein Stahl aus 4,0 bis 10,0",, Nickel, bis 1,5",, Mangan, bis 0,25",, Kohlenstoff, bis 0,50"„ Molybdän, 0,04 bis 0,12",, Aluminium, Rest Eisen folgenden Verfahrensschritten unterworfen wird: