DE2322102A1

DE2322102A1 - Stahl

Info

Publication number: DE2322102A1
Application number: DE2322102A
Authority: DE
Inventors: Earl Randall Parker; Victor Francis Zackay
Original assignee: US Atomic Energy Commission (AEC)
Current assignee: US Atomic Energy Commission (AEC)
Priority date: 1972-05-02
Filing date: 1973-05-02
Publication date: 1973-11-22
Also published as: FR2183184A1; JPS4948515A; SE387663B; US3836407A; GB1383623A

Description

DIPl. - ING. KARL H. WAGNER 2322 I U Z

8 MUENCHEN 22
ST. ANNAPLATZ 6, TEL. 29 85 27

2. Mai 1973 R-249,585

United States Atomic Energy Commission/ Washington, U.S.A.

Die Erfindung bezieht sich auf Baustähle,und zwar insbesondere auf einen Stahl - und ein Verfahren zu seiner Herstellung mit hoher Widerstandsfähigkeit und hoher Zähigkeit, der in kyrogenen Anwendungsfällen benutzt werden kann.

Bei kyrogenen Anwendungsfällen werden hohe und komplexe Konstruktionserfordernisse an die zu verwendenden Gebilde gestellt. Eines der wichtigsten Erfordernisse ist die Sicherheit. Infolgedessen ist eine hohe Bruchfestigkeit unbedingt erforderlich. Ein weiteres Erfordernis besteht darin, daß die Fließfestigkeit so hoch als möglich liegen sollte, um auf diese Weise die Querschnittsdicken zu minimieren. Die Verwendung dünneren Materials erhöht die Bruchzähigkeit und minimiert die Kosten.

Für kyrogene Zwecke steht nur eine begrenzte Anzahl von Stählen zur Verfügung. Der üblicherweise verwendete austenitische Stahl

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besitzt eine hohe Zähigkeit, hat aber eine geringe Festigkeit (ungefähr 4000 psi, d.h. pounds per square inch Fließfestigkeit). Ein weiterer üblicher Stahl enthält einen niedrigen Prozentsatz von Kohlenstoff und 9% Nickel und besitzt ungefähr 1200 psi Fließfestigkeit? dieser Stahl hat eine verhältnismäßig geringe Zähigkeit. Ferner wurden Stähle entwickelt, die aber in ihrer Zusammensetzung Kohlenstoff enthalten. Es ist bekannt, daß selbst geringere Mengen von Kohlenstoff und Stickstoff in Stählen ein Sprödewerden bei niedrigen Temperaturen bedeuten, wodurch die Zähigkeit vermindert wird. Demgemäß sind Kohlenstoff enthaltende Stähle nicht ohne Nachteile bei ihrer Verwendung in kyrogenen Anwendungsfällen.

Die vorliegende Erfindung bezweckt, einen Baustahl anzugeben, der keinen Kohlenstoff enthält und sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Zähigkeit aufweist und daher insbesondere für kyrogene Anwendungsfälle geeignet ist.

Gemäß der Erfindung ist zu diesem Zweck vorgesehen, daß bei eisenreichen Legierungen des Fe-Ni-Ti-Systems eine Phasentransformation thermisch eingeleitet wird.

Weitere bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung ergeben sich aus den Ansprüchen.

Die Erfindung ist nicht nur bestrebt, einen kyrogenen Stahl ohne Kohlenstoffgehalt anzugeben, sondern bezieht sich auch auf ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Stahls.

Weitere bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung ergeben sich aus der folgenden Beschreibung von Ausführungsbeispielen an Hand der Zeichnung; in der Zeichnung zeigt:

Fig. 1 ein Phasendiagramm des erfindungsgemäßen Fe-Ni-Ti-Systems, wobei die Trans formations temperatur en für den 12Ni-O,5Ti-Stahl dargestellt sind;

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Fig. 2 die Wännebehandlungstemperatur abhängig von der Raumtemperaturhärte für den 12Ni-O,5Ti-Stahl;

Fig. 3 die Wärmebehandlungstemperatur abhängig von dem Charpy-V-Kerbenwert bei -196°C für den 12Ni-O,5Ti-Stahl, wobei der schwarze Balken auf der Abszisse die Dreiphasenzone (**+ £-+ Ni₃Ti) angibt;

Fig. 4 eine vergleichende Darstellung der Fließfestigkeit und der Zähigkeit (beidemale bei -196°C gemessen) für zwei im Handel verfügbare kyrogene Stähle und für das erfindungsgemäße Fe-Ni-Ti-System für 12Ni-O,5Ti-Stahl.

Die für kyrogene Zwecke verwendeten Stähle sind in ihrer Zahl begrenzt. Ein üblicherweise verwendeter austenitischer Stahl (AISE Type 3O4) hat eine hohe Zähigkeit, aber eine geringe Festigkeit (ungefähr 40 000 psi Fließfestigkeit). Ein anderer üblicher verwendeter Stahl besitzt bei geringem Kohlenstoffgehalt und 9% Nickel eine hohe Festigkeit (ungefähr 1200 psi Fließfestigkeit), hat aber eine relativ geringe Zähigkeit. Keiner dieser üblichen, für kyrogene Zwecke verwendeten Baustähle besitzt daher sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Zähigkeit. Wie bereits erwähnt, bewirkt ein Kohlenstoffgehalt und ein Stickstoffgehalt eine Versprödung des Stahls bei' niedrigen Temperaturen.

Die vorliegende Erfindung schafft eine überlegene kyrogene Legierung, welche eine zwischenmetallische Verbindung benutzt, es wird angenommen, daß es sich um Ni₃-Ti handelt, um eine hohe Festigkeit zu erzeugen und die keinen Kohlenstoff oder Stickstoffgehalt aufweist, auf welche Weise keine Versprödung bei niedrigen Temperaturen auftritt. Der sich so ergebende Stahl hat sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Zähigkeit.

Die erfindungsgemäße kyrogene Legierung wurde unter Verwendung der Grundprinzipien der Werkstofflehre aufgefunden. Nach der

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Deffektstellentheorie wird die Festigkeit durch das Unbeweglichmachen von Versetzungsstellen erhöht. Bei einem gegebenen Festigkeitsniveau wird die Zähigkeit dadurch vergrößert, daß man eine hohe Dichte beweglicher Versetzungsstellen vorsieht. Die letzteren sind für den Grad der Plastizität erforderlich, die für eine hohe Bruchzähigkeit erforderlich ist. Diese erwünschte Kombination ist im allgemeinen bei den bekannten kyrogenen Stählen nicht vorhanden, liegt aber bei dem erfindungsgemäßen Baustahl vor, wodurch man eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit erhält.

Um einen Stahl mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit zu erhalten, sieht die Erfindung die Anwendung einer thermisch induzierten Phasentransformation vor, welche gestattet, daß einige - aber nicht alle - Versetzungsstellen selektiv dekoriert werden. Ein Beispiel einer derartigen Transformation wird in den eisenreichen Legierungen des Fe-Ni-Ti-Systems gefunden. (Diese Legierungen sind kleine Stähle im üblichen Sinn, werden aber oftmals als solche klassifiziert).

Obwohl die Abhängigkeit von der Temperatur der Zusammensetzung der alpha- (<<) oder körperzentrierten kubischen (BCC) und der gamma- (^) oder stirnflächenzentrierten kubischen (FCC) Phasengrenzen in dem Fe-Ni-Ti-System nicht genau bekannt sind, wurde für kleine Titan (Ti)-Konzentrationen durch dilatometrische Versuche festgestellt, daß sie ähnlich, jedoch etwas höher sind als diejenigen für das Fe-Ni-Systein. Das in Fig. 1 gezeigte Phasendiagramm basiert auf di1atometrisehen und metallographischen Untersuchungen des Stahls oder der zur Untersuchung ausgewählten Stahllegierung (12% Ni, 0,5% Ti), und es ist klar, daß das eisenreiche Fe-Ni-Ti-System aus einer zweiphasigen (BBC) Zone (d.h. oC +Ni^Ti^-) bei niedrigen Temperaturen (bis hinauf zu 65O°C) , drei Phasen (d.h. tM-f+Ni.Ti) bei mittleren Temperaturen (ungefähr 65O°C bis ungefähr 72O°C) und einer einzigen Phase ((") in der FCC-Zone bei der höchsten Temperatur (oberhalb ungefähr 72O°C) besteht. Es wire
Phase hexagonales Ni.,Ti ist.

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fähr 72O°C) besteht. Es wird angenommen, daß die Nickel-Titan-

Das Vorhandensein der dreiphasigen Zone - wie diese in Fig. 1 zwischen den gestrichelten Linien dargestellt ist - bei mittleren Temperaturen ermöglichtdie selektive Dekoration einiger Versetzungsstellen, wobei die Möglichkeit besteht, daß andere frei bleiben für eine Bewegung, wenn eine Belastung angelegt wird, welche die Fließfestigkeit übersteigt. Die bei der schnellen Kühlung auftretende £-—"? d- Transformation erzeugt vermutlich für eine Bewegung freie Versetzungsstellen. Die obere (rechte) gestrichelte Linie in Fig. 1 stellt den Anfang der i(~-?oi Transformation dar, während die untere (linke) gestrichelte Linie das Ende der £~—>oC Transformation bei Abkühlung angibt. Die Ausscheidung von Ni₃Ti tritt nur bei Versetzungsstellen in der BCC-Phase bei erhöhten Temperaturen auf. Auf diese Weise kann das Verhältnis aus den Dichten der unbeweglich gemachten und beweglichen Versetzungsstellen dadurch gesteuert werden, daß man das Verhältnis der Volumenanteile von BCC (**) - und FCC (Jf)-Phasen während der Wärmebehandlung in dem Dreiphasenfeld reguliert. Das letztgenannte Verhältnis ist einzig durch die Warmebehandlungstemperatur bestimmt. Nach Abkühlung auf Raumtemperatur wird die FCC-Phase durch eine martensitische Reaktion in eine BCC-Phase umgewandelt, wodurch eine große Anzahl beweglicher Versetzungsstellen erzeugt wird. Aufgrund der durchgeführten Versuche mit der erfindungsgemäßen Legierung ist es prinzipiell möglich, Legierungen mit verschiedenen Kombination aus Festigkeit und Zähigkeit herzustellen.

Der Einfluß der Wärmebehandlungstemperatur auf die Härte bei Zimmertemperatur ist in Fig.2 dargestellt, während der Einfluß der Warmebehandlungstemperatur auf die Zähigkeit in Fig. 3 gezeigt ist, und zwar gemessen durch den Charpy-V-Kerbwert bei -196°C. Der auf der Abszißein Fig. 3 dargestellte dunkle Balken gibt den angenäherten Temperaturbereich (ungefähr 650 C-720 C) der oben unter Bezugnahme auf Fig. 1 beschriebenen Dreiphasenzone an. Für mit der Einphasen(t)-Zone (vergleiche Fig. 1) verbundene Wärmebehandlungstemperaturen war sowohl die Härte als auch die Zähigkeit gering, wie dies in den Fig. 2 und 3 angedeutet ist. Bei Temperaturen, die ungefähr gleichen Anteilen von Gamma und

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Alpha (zwischen den gestrichelten Linien in Fig. 1) entsprechen, mit einem kleinen Volumenanteil von Ni-,Ti war die Zähigkeit annähernd achtmal größer als diejenige, die sich durch Abkühlen aus der Einphasen (X^-)-Zone (vergleiche Fig. 3) ergibt. Für ein Absinken der Temperaturen zwischen ungefähr 72O°C und 65O°C - entsprechend dem Ansteigen der Volumenanteile von (*- gegenüber $~ - wurde der zu erwartende Härteanstieg beobachtet (vergleiche Fig. 2).

Zwei Chargy-Stangen aus 12Ni-O,5Ti-Legierung waren einer Wärmebehandlung bei 800 C bzw. 700°C unterworfen und wurden bei -196°C gebrochen, wobei der hohe Grad an Plastizität (Verformbarkeit) offensichtlich war, der beim Bruch der bei 700°C behandelten Stange auftrat. Die bei 700 C in der Dreiphasenregion (ix+ ^+Ni₃Ti) wärmbehandelte Probe wies einen höheren Grad an plastischer Verformbarkeit und eine viel größere Zähigkeit (140 Fuß χ Engl. Pfund) auf, und zwar entgegengesetzt zu einer Probe, die bei 800°C in der Einphasen (£) -Zone wärmebehandelt wurde (30 Fuß χ Engl. Pfund).

Die Zähigkeit und Fließfestigkeit bei -196°C ist für die beiden oben erwähnten, im Handel verfügbaren Stähle (AISI-Type 304 und 9Ni) zusammen mit dem erfindungsgemäßen Stahl 12Ni-O,5Ti in Fig. 4 dargestellt. Wie bereits oben erwähnt und in Fig. 4 dargestellt, hat der AISI Typ 304 Stahl (ein FCC-Stahl) eine hohe Zähigkeit, aber eine niedrige Fließfestigkeit, während der 9Ni-Stahl (ein BCC-Stahl) eine hohe Fließfestigkeit, aber eine geringe Zähigkeit besitzt. Wie man deutlich aus dem Vergleich der Fig. 4 erkennt, hat der erfindungsgemäße Fe-Ni-Ti-Stahl (ein BCC-Stahl) die hohe Zähigkeit des Typ 304 Stahls und die hohe Fließfestigkeit des 9Ni-Stahls, wodurch man einen Baustahl erhält, der die beiden erwünschten Eigenschaften besitzt.

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Die obige Beschreibung und auch die folgende Diskussion der Verfahrensschritte bezieht sich auf ein Pe-Ni-Ti-System mit 12 Gewichtsprozent Ni und 0,5 Gewichtsprozent Ti; diese Prozentsätze sollen jedoch bei dem erfindungsgemäßen Stahl nicht in einem beschränkenden Sinn verstanden sein, da auch Nickel im Bereich zwischen 8 bisi6 Prozent und Titan im Bereich zwischen 0,25 und 1 Prozent - wobei der Rest aus Eisen besteht - einen zufriedenstellenden Stahl sowohl hinsichtlich einer hohen Zähigkeit und auch hinsichtlich einer hohen Fließfestigkeit ergibt. Auch ist die Verwendung des erfindungsgemäßen Baustahls nicht auf kyrogene Anwendungsfälle (-196 C) beschränkt, sondern der Stahl oder die Legierung kann auch dort Verwendung finden, wo ähnliche Erfordernisse hinsichtlich der Zähigkeit und der hohen Fließfestigkeit gegeben sind.

Zur Veranschaulichtung des zur Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahls vorgesehenen Verfahren sei im folgenden die Arbeitsfolge bei der Herstellung der 12Ni-O,5Ti-Legierung angegeben:

1. Erwärmung auf 800° - 1000°C für eine Zeitperiode, die lang genug ist, um die Ni-Ti-Verbindung aufzulösen. Diese Zeit kann zwischen 15 Minuten und einigen Stunden variieren, was von der Dicke des Materials abhängt.

2. Schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur. Dünne Teile können luftgekühlt werden, wobei dickere Teile mit Wasser oder öl abgeschreckt werden.

3. Erneute Erwärmung auf 650° - 72O°C. Der verwendete Ofen kann ein im Handel verfügbarer Ofen sein, der zur Wärmebehandlung von rostfreien Stählen benutzt wird. Dieser Schritt löst den Anteil des Volumens der Verbindung auf, die in der Hochtemperaturphase (FCC) vorliegt. Der Teil des Volumens, der in der Niedrigtemperaturphase (BCC) verbleibt, wird nicht aufgelöst. Diese Temperatur wird von 15 Minuten bis zu 8-10 Stunden aufrechterhalten, und zwar abhängig von der Materialstärke.

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4. Abkühlung auf Raumtemperatur. Bei dicken Materialien - beispielsweise oberhalb von 1/4 Zoll - kann es zweckmäßig sein, Öl oder Wasser zur Kühlung zu benutzen, während andernfalls Luftkühlung ausreicht.

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Claims

PATENTANSPRÜCHE - - « o Λη « 73ZZ IUz

1. Verfahren zur Herstellung eines Stahles mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, gekennzeichnet durch folgende Arbeitsschritte :

Erwärmung einer Stahlzusammensetzung aus ungefähr 8-16 Prozent Nickel, ungefähr 0,25 - 1 Prozent Titan und dem Restteil Eisen auf eine Temperatur im Bereich von ungefähr 800°C - 1000°C für eine Zeitspanne, die ausreicht, um die Nickel-Titan-Verbindung aufzulösen;

schnelles Abkühlen des so erwärmten Stahls auf Raumtemperatur; Wiedererwärmung des so abgekühlten Stahls auf eine Temperatur im Bereich von ungefähr 650 - 72O°C für eine Zeitspanne, die ausreicht, um den Anteil des Volumens der Verbindung aufzulösen, die sich in der Hochtemperaturphase befindet; Abkühlung des auf diese Weise erwärmten Stahles auf Raumtemperatur .

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die schnelle Abkühlung durch Luftkühlung erfolgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die schnelle Abkühlung durch Abschrecken erfolgt.

4. Stahllegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus ungefähr 8 bis 16 Prozent Nickel, ungefähr 0,25 bis ungefähr 1 Prozent Titan und im übrigen aus Eisen besteht.

5. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ungefähr 12 Prozent Nickel und ungefähr 0,5 Prozent Titan vorhanden sind.

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