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Beschreibung
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Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der Metallurgie
und insbesondere auf einen korrosionsbeständigen schweißbaren Stahl der Martensitklasse,
ein Verfahren zu dessen Erzeugung und auf Erzeugnisse, die aus diesem Stahl hergestellt
werden.
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Am vorteilhaftesten kann die vorliegende Erfindung überall dort angewandt
werden, wo es notwendig ist, sperrige Teile und Baugruppen von Konstruktionen anzuwenden,
die grölseren Belastungen ausgesetzt sind und in korrodierenden Medien unter normalen
und bis auf 350C gesteigerten Temperaturen arbeiten. Zur gleichen Zeit kann die
vorliegende Erfindung
mit Erfolg auf jenen Gebieten zur Anwendung
kommen, wo hochfeste} korrosionsbeständige, schweißbare Baustähle gebraucht werden,
deren Eigenschaften nach einer Schweißung keine Verschlechterung aufweisen.
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ZuD besseren Verständnis bestimmter Besonderheiten der vorliegenden
Erfindung soll darauf hingewiesen werden, daß zur Zeit auf diesem Gebiet der Technik
eine große Menge der korrosionebeständigen Stahlsorten angeboten wird. Die Wahl,
die von einem Kunden zugunsten dieses oder jenes Stahltyp getroffen wird, hängt
im wesentlichen von der Kombination der erforderlichen Kennwerte und zwar der mechanischen
Eigenschaften, der Bestandigkeit gegenüber Korrosionsrißbildung, der interkristallinen
Korrosion, der Fertigungsgerecntigkeit usw.
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ab.
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Die meisten praktischen Vorteile, die diesen Stählen eigen sind,
hängen sowohl von der chemischen Zusammensetzung eines Stahls, als auch von dessen
Erzeugungsverrahren und unter anderem von einem solchen wichtigen Arbeitsgang eines
Verfahrens wie der thermischen Behandlung ab.
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Uie hartesten Anforderungen werden an solche Stähle gestellt, die
zur Herstellung sperriger Schweißkonstruktionen verwendet weraen, die den großen
Beiastungen ausgesetzt sind und in einem aggressiven Medium arbeiten. Diese Stähle
müssen hohe Fest igke itse igenschaften sowie eine hohe Beständigkeit gegen Korrosionsrißbildung
und interkristalline Korrosion aufweisen. Gleichzeitig müssen diese Stähle eine
hohe Plastizität besitzen, damit ihre Eignung für die verschiedenartigen formenden
und bearbeitenden Festigungsprozesse gesichert ist.
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Zur Zeit ist ein korrosionsbeständiger Martensitstahl gut bekannt
und weit verbreitet in dem der Gehalt in Gew. % an Kohlenstoff 0,20 Z, an Mangan
1,00%, an Silizium 1,00%, an Phosphor 0,040%, an Schwefel 0,030%, der Gehalt an
Chrom 15-17%, an Nickel 1,25-2,50%, Rest Eisen beträgt. Dieser Stahl ist verhältnismäßig
billig. Der genannte Stahl hatte nach der Härtung bei der Temperatur von 1050°C
und einem Anlassen hei der Temperatur von 315°C eine ZerreiXfestigkeit 140 kp/mm2
und eir.eO,2» Fließgrenze 98 kp/mm2. Dieser Stahl eignet sich zur Herstellung solcher
eile wie kleinere Wellen, Zahnräder, Stange usw. Aber Stähle des genannten Typs
zeichnen sioh durch eine äußerste Unstabilität des Gefüges aus. In Abhängigkeit
von Schwankungen der chemischen Zusammensetzung kann das Stahlgefüge bis zu 4070
ß-Berrit enthalten. Dadurch werden die Verformbarkeit des Stahls beim Schmieden
verschlechtert, die Plastizität und die Kerbschlagzähigkeit in der Querrichtung
stark herabgesetzt sowie die Anisotropie der mechanischen Eigenschaften gesteigert.
Außerdem sind beim ainsatz in aggressiven Medien (zum Beispiel in heißen konzentrierten
Chloridlösungen) die beanspruchten Teile aus diesem Stahl einer intensiven Korrosionsrißbildung
ausgesetzt.
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Es ist auch ein korrosionsbeständiger austenitischer Stahl bekannt,
bei dem der Gehalt in Gew.% an Kohlenstoff 0,08%, an Mangan 2,00%, an Silizium 1,00%,
an Phosphor 0,045%, an Schwefel 0,030%, der Gehalt an Chrom 17,0-19,0% , an Nickel
9,0-12,0%, Rest Eisen beträgt. Dieser Stahl weist eine ausreichend hohe Plastizität
und eine hohe Verformbarkeit auf. Im austenitisierten Zustand (Austenitisieren bei
105000) haben
Schmiedestücke und Stangen eine Zerreißfestigkeit
53 kp/mm², eine 0,2% Fließgrenze 21 kp/mm², eine relative Dehnung 40% und eineEinschnürung
50%. Dieser Stahltyp ist aber infolge eines verhältnismäßig hohen Gehalt es an legierenden
Elementen, insbesondere an Nickel, teuer. Außerdem weist oer genannte Stahl eine
niedrige Festigkeitsgrenze auf und neigt zur Korrosionsrißbildung, insbesondere
bei einer Chlorldanhäufung.
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Es ist eine Hochnickellegierung der austenitischen Elasse bekannt
bei der der Gehalt in Gew.% an Kohlenstoff 0,10%, von an Mangan 1,50%, an Silizium
1,00 , an Chrom 19,0 bis 23,0%, von von an Nickel 30,0 bis 35,0%, an Titan 0,15
bis 0,60, Rest Eisen beträgt. Diese Legierung weist eine hohe Beständigkeit in bezug
auf Korrosionsrißbildung in konzentrierten Chloridlösungen auf (bei 154°C siedende
42% MgCt2 - Lösung oder bei 100°C siedende NaCl-Lösung). Seine mechanische Eigenschaften
sind denen des korrosionsbeständigen austenitischen Stahls fast gleichwertig bei
einer etwas kleineren Plastizität. Im atistenitisierten Zustand haben die Rohre,
die aus der Hochnickellegierung hergestellt sind,eine Zerreißfestigkeit 49 kp/mm2,
eine eine 0,1% Fließgrenze 21 kp(mm², und relative Dehnung 30%. Die genannte Legierung
ist aber noch teuerer als der besagte austenitische Stahl infolge eines bedeutend
größeren Nickelgehaltes und läßt sich nur schwer verformen.
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Es ist ein korrosionsbeständige Ferritstahl bekannt, bei dem der
Gehalt in Gew.% an Kohlenstoff 0,08%, an Mangan 1,00%, an Silizium 1,00 %, an Phosphor
0,040%, an Schwefel 0,030%, der Gehalt an Chrom 11,5-14,5%, Rest Eisen beträgt.
Dieser Stahl ist billiger, als der genannte korrosionsbeständige
austenitische
Stahl. Der korrosionsbeständige Ferritstahl hat aber eine niedrige Fertigungsgerechtheit,
die durch eine gesteigerte Empfindlichkeit gegenüber Überhitzung bedingt ist, und
weist eine gesteigerte Neigung zur Wärmeversprödung auf.
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Eine der wichtigen Stahleigenschaften ist die Verschweibbarkeit.
Die austenitischen Stahlsorten sind gut schweiSbar, -haben aber die oben angeführten
Nachteile. Die Hochniokellegierungen sind infolge Rißbildung im Nahtbereich schwer
schweißbar. Die Ferritstahlsorten, die gegenüber Uberhitzung empfindlich sind, ergeben
infolge des Kornwachstums im Nahtbereich nicht die erforderlichen Werte der Kerbschlagzähigkeit.
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Bei der Schweißung der Martensitstahlsorten ist in der Regel eine
Vorwärmung der Schweißtelle bis auf Anlaßtemperaturen der Schweißverbindungen (200-300°C)
erforderlich, damit in den Schweißverbindungen keine kalte Härterisse entstehen.
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Damit wird die Technologie der Schweißung der Martensitstähle in einem
bedeutenden MaXe komplizierter und teuerer.
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In der jüngster Zeit hat man eine Gruppe hoohfester korrosionsbeständiger
Stähle mit einer regelbaren Rückumwandlung beim Anlassen des angelassenen Martensits
zum Austenit(α-γ) entwickelt. Die angegebenen Stähle vereinigen vorteilhaft
in sich ein hohes Festigkeitsniveau, das dem Martensitstahl eigen ist, mit einer
guten Plastizität, Zähigkeit und einer hohen Fertigungsgerechtheit, die dem Austenitstahl
eigen sind.
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Einer von diesen Stählen (s. beispielsweise die Zeitschrift "Transaction
ASM' 62, Nr 4,1969, p. 902-914), bei dem der Gehalt in.Gew.% an Kohlenstoff 0,10%,
der Gehalt an Mangan 0,40-0,90%, an Silizium 0,20-0,80S, an Chrom 11,5-1D,5%, an
Nickel
5,0-6,5%, an Molybdän 1,2-20%, Rest Eisen beträgt, sichert bei Schmiedestücken die
Erzielung der Zerreißfestigkeit von 85 kp/mm2, der 0,24 Fließgrenze 63 kp/mm2, der
relativen Dehnung von 15-18%, der Einschnürung von 50% und der Zerstörungsarbeit
bei der Prüfung der Sharpi-Proben 11 kpm.
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Das Erzielen solcher Stahleigenschaften wird im wesentlichen durch
das Erzeugungsverfahren und darunter durch den Arbeitsgang der thermischen Behandlung
dieses Stahls beeinflusst.
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Das Erzeugungsverfahren eines solchen Stahls besteht aus der Zubereitung
der Schmelze und dem Vergießen der Schmelze in eine Form, wo man sie erstarren läßt,
sowie dem darauffolgenden Abkühlen des gewonnenen GußstUcks.
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Dann wird das Gub- bzw. ochmiedestück einer thermischen Behandlung
unterzogen, bestehend aus Härten, d.h. aus Luft-oder Abkühlung und Anlassen auf
hohe 'ltemperaturen, wodurch eine Bildung bis auf 30% Austenit in Gefüge begünstigt
wird.
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Infolge der unzureichenden Austenitstabilität bei den Erwärmungen
bis auf niedrige Temperaturen ist aber das Anwens dungagebiet dieses Stahlsbegrenzt.
Bei einer Dauererwärmung bei 300-3500 wird der im Gefüge vorhandene Austenit destabilisiert
und bei einer Abkühlung der Erzeugnisse bis auf Raumtemperatur wandelt er sich in
den nicht angelassenen Martensit um. Dies wird durch eine Verminderung der Kerbschlagzähigkeit
und dadurch, daß der Stahl zur Korrosionsrißbildung neigt begleitet.
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Außerdem gewährleistet das für den genannten Stahl verwendete Anlassen
bei 590-600 0C zwecks Bildung im Gefüge der
maximalen Austenitmenge
keine vollkommene Beseitigung der inneren Spannungen nach dem Härten. Daher besteht
bei der Herstellung aus solchen Stahlsorten sperriger Halbzeuge die Gefahr, daß
beim Abkühlen in Gull- bzw. Schmiedestücken oder in fertigen Erzeugnissen Risse
entstehen, die durch hohe Restspannungen im werkstoff hervorgerufen werden.
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Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen korrosions~ festen
schweißbaren Stahl der Martensitklasse, ein Verfahren zu dessen Erzeugung und die
aus diesem Stahl herzustellenden Erzeugnisse zu entwickeln, bei denen die Zusammensetzung
der Stahlbestandteile derart gewählt und der Arbeitsgang der thermischen Bearbeitung
des Stahls derart durchgeführt werden, daß ein hohes Niveau der mechanischen Eigenschaften
der aus diesem Stahl hergestellten Erzeugnisse und die Möglichkeit zur Erzeugung
eines Schweißdrahts gesichert werden, dessen Anwendung bei der Schweißung der Erzeugnisse
aus diesem Stahl die Herstellung der Schweißverbindungen ermöglicht, deren Festigkeit
der festigkeit des Grundmetalls gleicn ist, und die eine hohe Plastizität und Beständigkeit
gegen Korrosionsrißbildung und interkristalline Korrosion in Wassermedien aufweisen,
die Chloride bei erhöhten Temperaturen enthalten.
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Das Wesen der vorliegenden Erfindung besteht in einer Kombination
der Elemente, der Zusammensetzung der Bestandteile, die eine korrosionsbeständigetschweißbare,
Stahllegierung bilden, im Verfahren der tnermiscnen Behandlung der hergesteD-ten
Halbzeuge, wie all dies hier ausführlich beschrieben und der Umfang der vorliegenden
Erfindung in den Patentanspruchen am Anfang der Beschreibung skizziert ist.
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Die gestellte Aufgabe wird durch die Entwicklung eines korrosionsbeständigen
schweißbaren Stahls der Martensitklasse gelöst, der Kohlenstoff, Chrom, Nickel,
Silizium, Mangan, Schwefel, Phosphor und Kupfer, enthält, der erfindungsgemaß wenigstens
ein Element, das aus einer Gruppe gewählt wird, bestehend aus Niob in der Menge
von 0,25 bis 0,40 Gew.% und ZirKonium in der Menge von C,U5 bis O,2u Gew.% sowie
wenigstens ein Element, das aus einer Gruppe, bestehend aus Yttrium in der Menge
von 0,05 bis 0,20 Gew.%, Zerium in der Menge von 0,05 bis 0,15 Gew.% und Lanthan
in der Menge von 0,05 bis 0,15 Gew.% beim folgenden Verhältnis der übrigen Komponenten
in Gewichtsprozenten ausweist: Kohlenstoff von 0,06 bis 0,10; Chrom von 15,1 bis
16,5; Nickel von 3,5 bis 4,45; Silizium von 0,10 bis 0,60; Mangan von 0,20 bis 0,50;
Phosphor nicht über 0,025; Schwefel nicht über 0,02; Kupfer nicht über 0,20; Rest
hauptsächlich Eisen und unvermeidliche Buntbeimengungen. Diese Stahlkomposition
gilt als eine Grenzkomposition.
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Eine beliebige wesentliche Abweichung von den oben angegebenen Bereichen
führt eine Störung des Gefügezustandes des Werkstoffes mit einer daraus folgenden
Verschlechterung der Betriebskennwerte des erfindungsgemäßen Stahls herbei.
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Die Gründe, aus denen die chemische Zusammensetzung der erfindungsgemäßen
Stahllegierung bis auf die genannten Bereiche
begrenzt ist, werden
nachfolgend erklärt.
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Im allgemeinen Falle wird der Gehalt an unvermeidlichen Buntbeimengungen
wie Zinn, Antimon und Arsen in dem erfindungsgemäßen Stahl nicht reglement iert.
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Falls aber der erfindungssemaße Stahl zur Herstellung von Teilen
verwendet wird, die unter Bedingungen einer Neutronenbestrahlung arbeiten, ist eine
Begrenzung der unvermeidlichen Buntbeimengungen von Zinn, Antimon und Arsen auf
einen Wert von nicht über je 0,01% für jede Komponente erforderlich.
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Dieser erfindungsgemäße Stahl weist die folgende Zusammensetzung
in Gewichtsprozenten: Kohlenstoff von 0,06 bis 0,10; Chrom von 15,1 bis 16,5; Nickel
von 3,5 bis 4,45; Silizium von 0,10 bis 0,20; Mangan von 0,2 bis 0,5; Niob von 0,25
bis 0,40; Yttrium von 0,05 bis 0,10; Lanthan von 0,05 bis 0,15; Phosphor bis 0,02;
Schwefel bis 0,015; Kupfer bis 0,1; Rest im wesentlichen Eisen.
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Falls der erfindungsgemäße Stahl zur Herstellung von Er-Zeugnissen
und Konstruktionen zur Anwendung kommt, die eine außerordentlich hohe Beständigkeit
gegenüber der interkristallinen Korrosion aufzuweisen haben, ist es zweckmaßig,
ein Niob-Kohlenstoffverhältnis von 4:1 zu wählen.
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In einem solchen Stahl wird die Bestandigkeit gegenüber der interkristallinen
Korrosion nicht nur nach der optimalen thermischen Behandlung, sondern auch nach
einer provozierenden Erwärmung gesicbert.
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In manchen Fällen ist es zwecniiäßig, in dem erfindungsgemäßen Stahl
den Gehalt an Kohlenstoff im Bereich von 0,06 bis 0,07 Gew.% und den an Silizium
im Bereich von 0,3 bis 0,6 Gew.-% zu begrenzen. Dieser erfindungsgemäße Stahl weist
die folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozenten auf: Kohlenstoff von 0,06 bis
0,07; Chrom von 15,1 bis 16,5; Nickel von 3,5 bis 4,45; Silizium von 0,3 bis 0,6;
Mangan von 0,20 bis 0,50; Niob von 0,25 bis 0,40; Zirkon von 0,05 bis 0,20; Yttrium
von 0,05 bis 0,20; Zerium von 0,05 bis 0,15; Phosphor nicht über 0,025; Schwefel
nicht über 0,02; Kupfer nicht über 0,2; Rest im wesentlichen Eisen und unvermeidliche
Buntbeimengungen.
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Das Erzeugungsverfahren des korrosionsbeständigen schweißbaren Stahls
der Martensitklasse besteht aus der Aufbereitung der Schmelze, dem Vergießen der
Schmelze in eine Form, wobei man die Schmelze in der Form erstarren läßt und dem
darauffolgenden Abkühlen des erhaltenen Gußstücks, wobei erfindungsgemäß der Arbeitsgang
der Abkühlung wenigstens in
zwei Stufen durchgeführt wird, indem
man in der ersten Stufe das Gußstück bis auf Temperaturen, die im Bereich zwischen
dem Anfang und dem Ende der Martensitumwandlung liegen, aber nicht unter 1000 C
abkühlt, und dann dieses unverzüglich bis auf Anlaßtemperaturen im Bereich von 600
bis 650°C erwärmt und in jeder darauffolgenden Stufe das Gußstück bis auf Temperaturen
der Ililartensitumwandlung , abkühlt, die doch wenigstens um 50°C unter der Temperatur
der Abkühlung in der vorhergehenden Stufe liegen und durch diese üiehrstufige Abkühlung
die Gußstücktemperatur auf einen Wert bringt, der unter der Endtemperatur der Martensitumwandlung
liegt und danach das endgültige Anlassen im Temperaturbereich 600-6500C mit der
darauffolgenden Abkühlung bis auf Raumtemperatur durchführt, Ein solches Verfahren
der Stahlerzeugung ermöglicht es, eine mehrstufige regelbare Phasenumwandlung des
Austenits zum martensit bei einer Abkühlung aus dem Austenitbereich bis auf Temperaturen
zu erzielen, die im Intervall zwischen dem Anfang und dem Ende der Martensitumwandlung
liegen, und die durch eine erwärmung bis auf Anlaßtemperaturen unterbrochen wird,
wodurch Gußstücke mit einem herabgesetzten Niveau der Restspannungen erzeugt werden.
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Dieses Verfahren zur Erzeugung eines korrosionsbeständigen schweißbaren
Stahls der artensitklasse ist insbesondere bei der Herstellung sperriger Gußstücke
notwendig, da ohne Anwendung dieses in diesem Verfahren vorgesehenen Arbeitsgangs
der thermischen Behandlung ein sperriges Gußstück durch Wirkung der Restspannungen
zerstört werden kann.
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Bei der Herstellung der Erzeugnisse aus dem erfindungsgemaßen korrosionsbeständigen
schweißbaren Stahl der Martensitklasse durch eine Warmverformung im bildsamen Zustand
eines
heißen Gtißstücks ist es auch zweckmäßig, die ertindungsgemäße
mehrstufige Phasenumwandlung Austenit-Martensit auszunutzen.
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Ein solches Verfahren zur Herstellung der Erzeugnisse aus einem korrosionsbestandigen
schweißbaren Stahl der Martensitklasse besteht aus der Aufbereitung der Schmelze,
dem Vergießen der Scamelze in eine Form, in der man sie erstarren läßt, der Warmverformung
des gewonnenen Gußstücks im bildsamen Zustand zwecks Herstellung eines Erzeugnisses
und dessen darauffolgender Abkühlung, wobei man den Arbeitsgang der Abkühlung des
Erzeugnisses erfindungsgemäß wenigstens in zwei Stufen durchführt, indem in der
ersten Stufe das Erzeugnis bis auf Temperaturen zwischen, dem Anfang und dem Ende
der Martens it umwandlung, aber nicht unter 100°C abgekühlt und dann unverzüglich
bis auf Anlaßtemperaturen im Bereich von 600 bis 650°C erwärmt und in jeder darauffolgenden
Stufe auf die Temperaturen der Martensitumwandlung, aber wenigstens um 50°C unter
der Temperatur der Abkühlung in der vorhergehenden Stufe abgekühlt wird, sodaß durch
diese mehrstufige Abkühlung die Temperatur des Erzeugnisses auf einem Wert gebracht
wird, der unter der Endtemperatur der Martensitumsandlung liegt und danach man das
endgültige Anlassen im Temperaturbereich von 600 bis 650°C mit der darauffolgenden
Abkühlung des Erzeugnisses bis auf Raumtemperatur durchführt.
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Bei der Durchführung des erfindungsgemaßen Verfahrens zur Herstellung
der Erzeugnisse aus dem korrosionsbeständigen schweißbaren Stahl der sdartensitklasse
können Erzeugnisse in einem weiten Sortiment wie Schmiedestücke, Stangen usw.hergestellt
werden.
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Die vorliegende Erfindung wird im folgenden aus der ausführlichen
Beschreibung unter Bezugnahme auf beiliegende Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen
Fig. 1 Histogramme der mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen korros i
onsbe ständigen, schwe ißbaren Stahls der Martensitklasse anhand der Prüfungen von
132 Schmiedestücken, die aus Gußblöcken mit 2,8 t Masse hergestellt worden sind.
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Die Vertikalachse stellt die Häufigkeit der erzielten mecha~ nischen
Eigenschaften in Prozenten dar, die Horizontalachsedie Werte dieser Eigenschaften.
Das Histogramm la stellt die Zerreißfestigkeit (kp/mm2), das Histogramm lb -die
0,2%-Fließgrenze (kp/mm2), das Histogramm lc - die relative Dehnung (j6), das Hietogramm
ld-die Einschnürung (X) und das Histogramm le --die Kerbschlagzähigkeit bei halbrunder
Kerbe (kpm/cm2) dar; Fig. 2 histogramme der mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen
korrosionsbeständigen, schweißbaren Stahls der Martensitklasse anhand der Prüfungen
von 14 Schmiedestücken, die aus Gußblöcken mit einer Masse von 12,0 bis 13,7 t hergestellt
worden sind, Die Vertikalachse stellt Prozente der Häufigkeit dar, mit der die bestimmten
mechanischen Eigenschaften erzielt worden sind, die Horizontalachse gibt die Werte
dieser Eigenschaften wieder. Das Histogramm 2a stellt die Zerreißfestigkeit (kp/mm2),
das Histogramm 2b -die 0,2S Fließgrenze (kp/mm2), das Histogramm 2c - die relative
Dehnung (%), das Histogramm 2d -die Einschnürung (), das Histogramm 2e - die Kerbschlagzähigkeit
bei halbrunder Kerbe (kpm/cm2) und das Histogramm 2f -die Kerbschlagzähigkeit bei
spitzer Kerbe (kpmJcm2) dar; Fig. 3 ein Diagramm, das den Einfluß der AnlaXtemperat.ur
und
des Verhältnisses Nb/C auf die Neigung des erfindungsgemäßen korrosionsbeständigen,
schweißbaren Stahls zur interkristallinen Korrosion kennzeichnet. Die Horizontalachse
gibt die Anlaßtemperatur, die linke Vertikalachse das Verhältnis des Gehaltes an
Niob-Kohlenstoff (Nb/C) und die rechte Vertikalachse den prozentigen Gehalt an Kohlenstoff
wieder; Fig. 4 Diagramme, in denen die Abhängigkeit der Zeitdauer bis zur Zerstörung
der Proben unter einer Belastung von der Anlaßtemperatur in verschiedenen Medien
dargestellt wird.
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Das Diagramm 4a zeigt Kennwerte der Schmelzen, die auf die vorliegende
erfindung keinen bezug haben und ein Verhältnis Niob-Kohlenstoff von 0,83-1,75 aufweisen;
das Diagramm 4b kennzeichnet die erfindungsgemäßen Schmelzen mit einem Niob--Kohlenstoffverhältnis,
das 4: 1 beträgt Die Vertikalachse stellt die Zeitdauer bis zur Zerstörung der Proben,
die Horizontalachse die Anlaßtemperatur dar.
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Die Zeichen 0,0 bezeichnen ein destillat bei Temperaturen von 200-3500C;
die Zeichen£, bezeichnen eine 0,5%ige NaclLösung bei einer Temperatur von 200°C.
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die Zeichen UO # bezeichnen eine siedende 1=%ige NaCl-Lösung bei einer
Temperatur von 2000C.
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Diese Zeichen mit Pfeilen bezeichnen Proben, die im Laufe der Prüfungen
nicht zerstört werden.
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Fig. 5 ein Diagrarmn, das eine Änderung der Austenitmenge in Stahl
in Abhängigkeit von der Erwärmungstemperatur (aufsteigende Kurven) und von der AnlaBtemperatur
(Kurven mit Maximum) kennzeichnet. Die Vertikalachse stellt die Menge
der
Phase in Prozenten und die Horizontalachse die Temperatur in °C dar.
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Einer der erfindungsgemäßen Hauptstähle weist folgende Zusammensetzung
auf:Kohlenstoff von 0,06 bis 0,10%, Chrom von 15,1 bis 16,5%, Nickel von 3,5 bis
4,455o, Silizium von 0,10 bis 0,6%, Mangan von 0,2 bis 0,5%, Niob von 0,25 bis 0,40%,
Yttrium von 0,05 bis 0,2%, nicht über 0,025% Phosphor, nicht über 0,02vX Schwefel,
nicht über 0,2» Kupfer, Rest im wesentlichen Eisen.
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Obwohl in diesem stahl gleichzeitig solche Elemente wie Yttrium,
Zerium und Lanthan vorhanden sein können, die die Verarbeitbarkeit des Stahls durch
eine Warmverformung im bildsamen Zustand steigern, ist es zweckmäßig, sich bei der
Herstellung aus diesem Stahl sperriger Halbzeuge sich auf die Zufuhr des yttrium
allein zu beschränken; daher hat man in diesem Falle aus dieser Metallgruppe nur
Yttrium gewählt.
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Aus der Metallgruppe, die aus Niob und Zirkonium besteht, ist in
diesem Falle Niob gewählt, das in diesen Stahl als ein stabilisierendes Element
eingeführt wird, das die Werkstoffbeständigkeit gegenüber interkristallinen Korrosion
nach dem Durchführen der thermischen Behandlung gewährleistet.
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Noch ein erfindungsgemäßen Stahl enthält im wesentlichen Kohlenstoff
von 0,06 bis 0,10%, Chrom von 15,1 bis 16,5%, Silizium von 0,10 bis 0,20%, Nickel
von 3,5 bis 4,45%, Mangan von 0,2 bis 0,5s0. Als ein stabilisierendes Element ist
in diesen Stahl Niob in der Menge von 0,25 bis 0,40% eingeführt, die zur Sicherung
der Werkstoffstabilität gegenüber der interkristallinen Korrosion nach der optimalen
thermischen Behandlung und zwar dem Abschrecken von 10500C und dem Anlassen bei
635-650°C ausreichend ist. Obwohl in diesem Stahl
gleichzeitig
solche Elemente wie Yttrium, Zerium und Lanthan vorhanden sein können, ist es zweckmäßig,
zur Steigerung der Verarbeitbarkeit des Stahls durch eine Warmverformung im bildsamen
Zustand bei der Herstellung sperriger Halbzeuge sich mit der Einführung von Yttrium
in der Menge von 0,05 bis 0,10% und Lanthan in der Menge von 0,05 bis 0,15% zu beschränken,
von denen das letztere auch die Korrosionsbeständigkeit des Werkstoffs unter Bedingungen
einen Neutronenbestrahlung steigert.
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In diesem Stahl ist zwecks Steigerung der Beständigkeit gegenüber
einer strahlungsvesprödung der Gehalt an Phosphor, Schwefel und Buntbeimengungen
strenger begrenzt. Der maximale Gehalt an Phosphor darf nicht über 0,02A, an Schwefel
nicht über 0,015%, an Kupfer nicht über 0,015%, an Zinn, Antimon und Arsen nicht
über je 0,01 betragen, Rest Eisen.
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Noch ein erfidnungsgemäßer Stahl, der die beste Beständigkeit gegenüber
der interkristallinen Korrosion aufweist, enthält im wesentlichen Kohlenstoff in
der Menge von 0,06 bis 0,08S und Niob in einer mehr als vierfachen Kohlenstoffmenge
und zwar von 0,32 bis 0,40%, wodurch eine Stahlbeständigkeit gegenüber der interkristallinen
Korrosion nicht nur nach der optimalen thermischen Behandlung, bestehend aus einem
Härten von 10500C und einem Anlassen bei 635-6500C, sondern auch nach einer provozierenden
Erwärmung bei 450°C gesichert wird. Die sonstigen Elemente sind in Mengen vorhanden,
die für den ersten von den oben angegebenen Stählen angeführt sind und zwar Chrom
von 15,1 bis 16,5%, Nickel von 3,5 bis 4,45%, Silizium von 0,10 bis 0,6%, Mangan
von 0,2 bis 0,5%, Phosphor nicht über 0,025%, Schwefel nicht über 0,02 und Kupfer
nicht über 0,2%.
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Obwohl in diesem Stahl gleichzeitig solche Elemente wie Yttrium und
Zerium vorhanden sein können, ist es bei der Herstellung aus diesem Stahl sperriger
Halbzeuge zweckmäßig, sich mit der Einführung des Yttriums allein in der Menge von
0,05 bis 0,20% Rest Eisen zu beschränken.
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Der erfindungsgemäße Stahl wird gewöhnlich in Lichtbogenöfen aus
reinen Vorratsstofen geschmolzen, Zwecks Steigerung der technologischen Plastizität
bei der Herstellung sperriger Halbzeuge wird im Laufe der Stahlverhüttung dem Bad
vor dem Abstich oder der Pfanne beim Abstich wenigstens einer der Lanthaniden (Yttrium,
Lanthan, Zerium) in der Menge von 0,05-0,15% zugesetzt. Der Abstich der Schmelze
erfolgt nur in eine verschlackte Pfanne. Das Vergießen erfolgt aufsteigend in Blockformen
für Blöcke mit einer Masse von 1-15 t. Der Metallstranl wird beim Gießen mit Argon
abgeblasen.
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Das andere Verfahren zur Erzeugung der GulJstüolce aus dem erfindungsgemaßen
Stahl stellt das Umschuielzen in den Elektroöfen dar, wodurch man ein in bezug auf
nicht-metallische Einschlüsse reines Metall erzeugen kann. Zu diesem Zweck wird
das in Lichtbogenöfen geschmolzene Metall beim steigenden Guß in Blechkokillen für
Blöcke mit einer Masse von 11-15 t gegossen, die danach in Brammenelektroden gewalzt
und weiter in Blöcke zu je 4-13 t nach dem Verfahren der Elektroschlackenumschmelzung
umgeschmolzen werden.
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Der in Form von Gußstücken erzeugte Stahl wird in Kokillen und die
nach dem Verfahren des Elektroschlaokenuinschmelzens erzeugten Stahlblöcke werden
in Kristallisatoren bis auf eine
Temperatur von 100 0C abgekühlt,
danach werden die Gußstücke bzw. - blöcke aus einer Kokille bzw. einem Kristallisator
herausgeholt und in einen Ofen für die erste Anlaßstufe bei der Temperatur 6500C
eingesetzt. Nach der ersten Anlaßstufe erfolgt eine Abkühlung der Gußblöcke bis
auf 20-300C und dieser folgt deren endgültiges Anlassen bei 6350C (die zweite Abklassstufe).
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Die aus dem erfindungsgemäßen Stahl herstellbaren Halbzeuge sind:
die in Lichtbogenöfen offen geschmolzenen Gubblökke mit einem runden, quadratischen
bzw. achtflächigen Querschnitt und einer Masse von 1-15 t; die nach dem Verfahren
des Blektroschlackenumschmelzens erzeugten Gußblöcke mit einem quadratischen bzw.
rechteckigen Querschnitt und einer Masse von 4-13 t; Schmiedestücke, die aus Gußstücken
erzeugt werden, die nach dem Lichtbogen- bzw. Elektroschlackenverfahren erschmolzen
worden sind, mit einer Masse bis 15 t; Stangen mit einem runden Querschnitt, die
aus Gußblöcken erzeugt werden, die nach dem Lichtbogen- bzw. Elektroschlackenverfahren
erschmolzen worden sind, mit Abmessungen von 30-180 mm; Schmiedestücke, die aus
Gußblöcken des Elektroschlackenumschmelzens erzeugt werden, mit einem runden bzw.
quadratischen Querschnitt und Abmessungen 180-400 mm oder Brammen mit der Dicke
200 mm, der Breite 800 mm und der Länge 2000 mm; Schwei3-draht mit einem Durchmesser
von 1,5 bis 5,0 mm.
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Die thermische Behandlung des erfindungsgemäßen Stahls wird wie folgt
durchgeführt. Gußblöcke nach dem Gaß, Schmiedestücke von den Schmiedetemperaturen
bzw. Erzeugnisse werden von der Härtetemperatur bis auf Temperaturen abgekühlt,
die
im Bereich zwischen dem Anfang und dem Ende der Martensitumwandlung
liegen und nur eine teilweise Umwandlung Austenit-Martensit gewährleisten, und dann
unverzüglich bis auf Anlaßtemperaturen 600-650°C erwärmt (die erste Stufe der Umwandlung
und des Anlassens) und dies geschieht mehrmals, wobei man jedesmal die Temperatur
der Abkühlung herabsetzt, bis diese der Endtemperatur der Martensitumwandlung gleich
ist bzw. diese ein wenig unterschreitet, d.h. bis eine praktisch vollkommene Austenitumwandlung
zu Martensit stattgefunden hat.
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Danach erfolgt das endgültige Anlassen bei den Temperaturen 600-650°C.
Die erforderliche Anzahl der Umwandlungs- und Anlaßstufen (wenigstens zwei) wird
durch der Masse der Guß-, Schmiedestücke und Teile bestimmt und die Temperaturen
der Abkühlung im Temperaturbereich zwischen dem Anfang und dem Ende der idartensitumwandlung
werden derart gewählt, daß in jeder Stufe der Abkühlung ungefähr die gleiche Martensitmenge
entsteht.
-
Im allgemeinen ist es für den erfindungsgemäßen korrosionsbeständigen
schweißbaren Stahl der Martensitklasse bei der thermischen Behandlung der Halbzeuge
mit einer komplizierten Form und einer Masse über 0,5 t zweckmäßig, die Umwandlung
bzw. das Anlassen der Halbzeuge in zwei Stufen durchzuführen, indem in der 1. Stufe
sie bis auf 1000C abgekühlt und danach bei 65O0C angelassen und in der 2.rStufe
bis auf 20-300 abgekühlt und endgültig bei 6350 angelassen werden. Es ist aber eine
thermische Behandlung möglich, die aus mehr als zwei Stufen besteht.
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Nachfolgend werden typische Beispiele angeführt, die die kennzeichnenden
Merkmale der vorliegenden Erfindung illustrieren
sowie deren Besonderheiten
und Vorteile deutlich veranschaulichen.
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Beispiel 1.
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Die Tabelle 1 beinhaltet die chemische Zusammensetzung von drei Stählen,
die erfindungsgemäß erzeugt sind und eines Stahls, der auf die Erfindung keinen
Bezug hat und zusätzlich Molybdän in der Menge von 1,2 bis 2,0% enthält. In den
erfindungsgemäßen korrosionsbeständ igen schwe ißbaren Stählen ist Molybdän als
Restbeimengung enthalten.
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Die zu vergleichenden mechanischen Eigenschaften dieser drei Stähle
bei 20 und 350°C und zwar die Zerreißfestigkeit (kp/mm2), die 0,2S0-Fließgrenze
in der gleichen Einheiten, die relative Dennung und die Einschnürung, die auf Proben
mit einer fünffachen Lange festgestellt sind (%), sowie die Kerbschlagzähigkeit
bei Raumtemperatur (kpm/cm2), die auf eingekerbten Proben mit Abmessungen lOxlOx55
mm, mit einer halbrunden Kerbe 2 mm tief mit dem Radius der Kerbe 1 mm und mit einer
spitzen Kerbe mit dem Winkel 45° und dem Radius der Kerbe 0,25 mm sind in der Tafel
2 angegeben.
Tabelle 1 Gehalt an Elementen, Gew.% Schmelze Nr.
C Cr Ni Mn Si Nb Mo Y Cu S P Fe 1 0,08 15,4 4,4 0,31 0,25 0,3 - 0,05 0,06 0,012
0,012 Rest 2 0,08 16,2 3,9 0,35 0,45 0,37 - 0,10 0,08 0,008 0,012 Rest 3 0,06 15,5
4,12 0,27 0,32 0,27 - 0,15 0,10 0,010 0,015 Rest 4x) 0,05 13,45 5,35 0,52 0,24 -
1,56 - - 0,007 0,015 Rest x) hat auf die Erfindung keinen Bezug (Vergleich) Tabelle
2 Schmelze mechanische Eigenschaftenxx) Nr. bei 20°C bei 350°C Zugfestig- 0,2%-
Dehn- Einschnür- Kerbschlag- Zerreiß- 0,2% Dehn- Einschnür keit, Fließ ung,% ung,
% zähigkeit, festig- Fließ- ung,% ung,% kp/mm² grenze, kpm/cm² keit, grenze, kp/mm²
P=1 mm P=0,25 kp/mm² kp/mm² mm 1 99 82 19 66 17 13 83 76 12 63 2 103 83 18 65 17
14 84 77 12 64 3 97 79 18 64 15 11 77 72 13 62 4x) 85 71 17 54 12 9 72 63 15 53
x)hat auf die Erfindung Keinen Bezug (Vergleich) x) Mittlwerte nach Prüfungsergebnissen
von drei Proben einen Punkt
Die mechanischen Eigenschaften der
errindungsgemäßen Stählen wurden nach einer thermischen behandlung 4650°C ermittelt,
die aus einer Olhärtung von 10500C und einem Anlassen bei 350°C bestand;die mechanischen
Eigenschaften der Stähle, die n auf die vorliegende Erfindung keinen Bezug habe,
sind nach einer härtung von 99000 und einem Anlassen bei 6000C ermittelt.
-
Es ist zu bemerken, daß der erfindungsgemäße Stahl trotz einer höheren
Anlaßtemperatur eine höhere Festigkeit im Vergleich mit dem bekarLnten Stahl(s.
das Schmelzen Nr.4)sowohl bei Raumtemperatur als auch bei 0,2%ige nat. Die Zerreißfestigkeit
für drei erfindungsgemäße Schmelzen schwankt im Bereich von 97 bis 103 kp/mm2,die
Fließgreneze Bereich von 79 bis 83 kp/mm2 im Vergleich mit der Zerreißfestigkeit
von 85 kp/mm2 und der 0,2%-Fließrenze von 71 kp/mm2 für den bekannten Stahl (s.
das Schmelzen Nr.4). Sonstige Werte der mechanischen Eigenschaften sind aus der
Tabelle 2 ersichtlich.
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Der erfindungsgemäße Stahl läßt sich gut in elektrischen Lichtbogenöfen
erschmelzen. Nach Bedarf kann man Gußblöcke aus diesem Stahl nach dem Verfahren
des Elektroschlackenumschmelzens erzeugen. Nachdem das Erschmelzen beendet worden
ist, wird Metall in eine Pfanne und von dort aus in Blockformen vergossen. Dann
wird Metall aus dem Gußblock in Schmiedestücke, Brammen bzw. Formstahl verarbeitet.
Metall kann gut durch eine Warmeverformung im bildsamen Zustand in Pressen bzw.
Walzwerken verarbeitet werden. Aus ßrammen kann man Bleche,Flachstahl mit einer
Dicke bis 40 mm bzw. Draht mit einem Durchmesser bis 5 mm herstellen.
-
Als eine besonders anschauliche Darstellung des erfindungsgemaßen
Stahls
und insbesondere der mechanischen Eigenschaften der in der laufenden Produktion
hergestellten Schmiedestücke sind in der Tabelle 3 die chemische Zusammensetzung,
in Fig. 1 die statistischen Daten der mechanischen Eigenschaten -die Zerreißfestigkeit,
die 0,2%ige Fließgrenze, die relative Dehnung, die Einschnürung und die anhand der
Proben mit einer halbrunden Kerbe ermittelte Kerbschlagzähigkeit -aufgrund der Prüfungen
von 132 Schmiedestücken, hergestellt aus Gußblöcken mit einer Masse von 2,1-2,8
t und in Fig. 2-die statistischen Daten der mechanischen Eigenschaften -die Zerreißfestigkeit,
die 0,2% Fließgrenze, die relative Dehnung, die Einschnürung und die an Proben mit
einer halbrunden bzw.
-
einer spitzen Kerbe ermittelte Kerbschlagzahigkeit aufgrund der Prüfungen
von 14 Schmiedestucke, hergestellt aus Gußblöcken mit einer Masse von 12,0-13,7
t angeführt. Die mechanischen Eigenschaften der Schmiedestücke hat man Längsproben
nach einer thermischen Behandlung ermittelt, bestehend aus einer Ölhärtung von 1050%
und ein Anlassen bei 655-650°C.
Schmelze- Gehalt an Elementen,
Gew. % Nrx) C Cr Ni Mn Si Nb Y Cu S P Fe 5 0,09 16,14 4,4 0,37 0,25 0,30 0,07 0,06
0,005 0,007 Rest 6 0,10 15,45 4,23 0,44 0,27 0,33 0,09 0,08 0,005 0,019 Rest 7 0,09
15,65 4,03 0,37 0,28 0,25 0,08 0,10 0,013 0,013 Rest 8 0,08 15,78 4,08 0,27 0,27
0,30 0,06 0,05 0,008 0,012 Rest 9 0,08 15,82 4,16 0,43 0,24 0,37 0,10 0,08 0,009
0,010 Rest 10 0,06 15,5 4,12 0,27 0,32 0,27 0,08 0,08 0,010 0,015 Rest 11 0,09 15,74
4,04 0,33 0,30 0,28 0,13 0,08 0,014 0,010 Rest 12 0,09 15,46 4,30 0,30 0,37 0,25
0,07 0,06 0,010 0,010 Rest x) Aus je einer Schmelze erzeugt man von 4 bis 14 Gußblöcke
Wie
aus den angeführten Werten ersichtlich, weist der erfindungdgemäße Stahl in Form
von Schmiedestücken, die aus Gußblöcken mit einer Masse bis auf 13,7 t hergestellt
sind, die minimale Zerreißfestigkeit nicht uriter 92 kp/mm2, die 0,2%ige Fließgrenze
nicht unter 75 kp/mm2, die relative Dehnung nicht unter 11%, die Einschnürung nicht
unter 51%, die anhand der Proben mit einer halbrunden Kerhe ermittelte Kerbschlagzähigkeit
ermittelt ist nicht unter 12 kpm/cm2 und die anhand der Proben mit einer spitzen
Kerbe ermittelte Kerbschlagzähigkeit nicht unter 7 kpm/cm2 auf.
-
Auf die gleiche Art weist auch in anderen Beispielen, die den erfindungsgemEßen
Stahl veranschaulichen, das Material mit einem engeren Bereich des Gehaltes an Kohlenstoff,
Niob und Silizium sowie mit zusätzlichen Zugaben an Lanthaniden (Lanthan, Zerium)
und an Metallen der Übergangsgruppe (Zirkon) die mechanischen Eigenschaften auf,
die jenen des in diesem Beispiel beschriebenen stahls gleichwertig sind.
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beispiel 2 Die Tabelle 4 beinhaltet die chemische Zusammensetzung
von drei korrosionsbeständigen schweißbaren Matensitstählen, in denen im Vergleich
mit dem im Beispiel 1 beschriebenen Stahl der Gehalt an Silizium auf den Wert von
nicht über 0,20S begrenzt ist, und zusätzlich Lanthan in einer Menge von 0,05 bis
0,15% eingegeben sowie der Gehalt an NE-Metallen, Schwefel und Phosphor tupfer nicht
über 0,1%, Zinn, Antimon und Arsen nicht über je o,orP, Schwefel nicht über 0,015%,
Phosphor nicht über 0,0270) begrenzt ist.
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Tabelle 4 Schmelze- Gehalt an Elementen, Gew.% Nr. C Si Mn Cr Ni
P S Nb Y La Cu Sn Sb As Fe 13 0,06 0,05 0,30 15,10 3,5 0,006 0,005 0,25 0,05 0,05
0,01 0,002 0,001 0,003 Rest 14 0,08 0,12 0,43 16,05 4,03 0,010 0,011 0,33 0,07 0,10
0,08 0,005 0,005 0,007 Rest 15 0,10 0,20 0,5 16,5 4,4 0,010 0,015 0,40 0,10 0,15
0,10 0,010 0,010 0,010 Rest
Die zu vergleichenden mechanischen
Eigenschaften dieser drei Stählen in dem thermisch behandelten Ausgangszustand (eine
Ölhärtung von 1050°C und ein Anlassen bei 6500C) und nach einer Bestrahlunb bei
2V0-35000 durch Neutronenstrahlung bei 1,4.1020 Neutron/cm2 und zwar die Zerreißfestigkeit
(kp/mm2), die 0,2%-Fließgrenze in den gleichen Einheiten, die relative Dehnung,
an Proben mit der fünffachen Länge ermittelt (%), die an Proben mit Abmessungen
10x10x55 mm und mit einer spitzen Kerbe mit dem Winkel 450 und dem Radius in der
Kerbe 0,25 ermittelte Kerbschlagzähigkeit (kpm/cm2) sowie die Werte der kritischen
Sprödigkeitstemperatur vor und nach der Bestrahlung (°C) und der Faktors der strahlungsversprödung
sind in der Tabelle 5 angeführt.
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Wie es aus der Tabelle 5 folgt, sind die mechanischen Eigenschaften
des erfindungsgemäßen Stahls im thermisch behandelten Ausgangszustand mit den Stahleigenschaften
vergleichbar, die in der Tabelle 2 angeführt sind. Nach einer Bestrahlung bei 270-350°C
durch eine Neutronenstrahlung bei 1,4.1020 Neutron/cm2 erfolgt eine gewisse Verfestigung
unter einer unbedeutenden Verminderung der relativen Dehnung und der Kerbschlagzahigkeit
des Stahls. Dabei wird die Zerrißfestigkeit von 94,4+ +102,5 bis auf 104,5e110,0
kp/mm2, die 0,2% Fließgrenze von 78,0+89,4 bis auf 89+98 kp/mm² vergrößert, die
relative Dehnung von 13,3+18,0 bis auf 12,5+16,0% und die Kerbschlagzähigkeit von
14,0-20,1 bis auf 11,0-17,5 kpm/cm2 vermindert und die kritische Sprödigkeitstemperatur
von (-60)+(-100) bis auf (-40)+ +(60)°C gesteigert.
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Beispiel 3
Nr. Bestrah- mechanische Eigenschaften
bei 20°C Kriti- Verschie- Faktor der lungsbe- Zugfe- 0,2%ige Dehnung, Kerbschalg-
sche bung der der dingungen: stig- Fließ- zähigkeit, Versprö- kriti- Strah-Schmel-
keit, grenze % dungs- schen lungsverze Tem- Strah- kmp/cm² tempera- Versprö- sprödung
pera- lungs- kmp/mm² kmp/mm² tur, dungstemtur dichte, peratur °C Neutron °Cx) °C
xx) cm² 13 - - 94,4 78,0 18,0 20,1 -100 - -270-350 1,4#1020 108,0 89,0 16,0 17,5
-60 40 7,7 14 - - 96,0 83,0 15,5 16,5 -60 - -270-350 1,4-1020 104,5 95,0 14,0 15,0
-40 20 3,8 15 - - 102,5 89,4 13,3 14,0 -90 - -270-350 1,4-1020 110,0 98,0 12,5 11,0
-50 40 7,7 x) Die kritische Versprödungstempoeratur ist anhand der Kerbschlagzähigkeit
ermittelt, deren Durchschnittswert 8.,0 kpm/cm² beträgt, wobei der minimale Wert
4,2 kpm/cm² zulässig ist.
-
xx) Der Faktor der Strahlungsversprödung (A) ist nach der Formel A=####
worinTK - Verschiebung der kritischen Versprödungstemperatur und #1/3 - Integraldosis,
durch 1018 teilbar
Tabelle 6 Material Nr. der Gehalt an Elementen,
Gew.% Schmeze C Cr Ni Mn Si Cu Nb Zr S P Y Ce Fe Schweißdraht 16 0,06 16,4 4,4 0,46
0,60 0,05 0,40 0,20 0,007 0,010 0,20 0,15 Rest Grundmetall 17 0,09 15,4 4,3 0,31
0,39 0,06 0,37 - 0,008 0,013 0,07 - Rest Nahmetall 18 0,06 16,2 4,4 0,49 0,58 0,06
0,38 0,18 0,007 0,011 0,15 0,12 Rest
Beispiel 3 Die Tabelle 6 beinhaltet
die chemische Zusammensetzung von drei Schmelzen des erfindungsgemäßen korrosionsbeständigen
schweißbaren Martensitstahls, der zur Schweißdraherherstellung verwendet wird.
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Im Vergleich mit dem im Beispiel 1 beschriebenen Stahl ist aarin
der bereich des Gehaltes an Kohlenstoff bis auf 0,06-0,07%, an Silizium bis auf
0,3-0,6% eingeengt sowie zusätzlich Zirkon in der Menge von 0,05-0,20% und Zerium
in der Menge von 0,05--0,15S eingegeben.
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Das Schweißen der Halhzeuge mit der Dicke 150 mm aus dem erfindngsgemäßen
Stahl erfolgt im Argonaroverfahren. Die mecnanischen Eigenschaften bei 20 und 35000
des Grundmetalls und einer unter Anwendung des erfindungsgemäßen Schwei13drahts
ausgeführten Schweißverbindung und zwar die Zerreißfestigkeit (kp/mm2), die 0,2%-Fließgrenze
in den gleichen Einheiten, die an Proben mit der fünffachen Länge ermittelten relative
Dehnung und Einschnürung (X) sowie die an Kerbproben mit Abmessungen lOxlOx55 mm
mit einer halbrunden Kerbe mit Tiefe 2 mm und dem Radius in der Kerbe 1 mm ermittelte
Kerbschlagzähigkeit bei Raumtemperatur (kpm/cm2) sind in der Tabelle 7 angegeben.
Tabelle
7 Material Schmelze- Mechanische Eigenschaften Nr bei 20°C bei350°C Zugfestig- 0,2%
Fließ- Dehnung, Einschnü- Kerb- Zugfe- 0,2% Deh- Einkeit, grenze, % rung, % schlag-
stig- Fließ- nung, schnükp/mm² kp/mm² zähig- keit, grenze, % rung, % keit, kp/mm²
kp/mm² kpm/cm² Schweißverbindung 18 96,1 18,6 70,0 21,9 79,2 15,8 67,3 Grundmetall
17 99,2 83,7 18,8 70,9 20,3 86,0 82,0 13,1 67,8 Anmerkungen: 1. Die Prüfungsergebnisse
stellen Mittlerwerte von je drei Proben für einen Punkt dar 2. Die Proben sind nach
einer thermischen Behandlung geprüft, bestehend aus einer Ölhartung von 1050°C und
einem Ablassen bei 650°C 3. Die Proben hat man quer zur Schweißnaht ausgeschnitten.
Zwecks Prüfung aus Kerbschlagzähigklet sind Erkerbungen im Nahtmetall ausgeführt.
-
Wie aus Tabelle 7 folgt, ist eine unter Anwendung des erfindungsgemäßen
Schweißdrahts hergestellte Schweißverbindung dem Grundmetall insbesondere bei Raumtemperatur
praktisch gleich wertig und weist die gleichen Werte der Plastizität und der Kerbschalgzahigkeit
wie das Grundmetall aur.So beträgt die ZerreiX-festigkeit der Schweißverbindung
bei Raumtemperatur 96,1 kp/mm2 gegenüber 99.2 kp/mm² für die Grundmetall. Die Werte
der relativen Dehnung, der Sinschnürung und der Kerbschlagzähigkeit der Schweißverbindung
und des Grundmetalls sind einander sehr ähnlich und liegen im Bereich von 18,6-18,8%,
70,0-70,9% und 20,3-21,9 kpm/cm2. Bei einer Prüfung bei 350°C sind die Unterschiede
in den Festigkeitskennwerten der Schweißverbindung und des Grundmetalls etwas gröBer.
So beträgt zwa Beispiel die 0,2%-Festigkeitsgrenze der Schweißverbindung bei 350°C
?9,2 kp/mm2 gegenüber 86 kp/mm² für das Grundmetall. Trotzdem sind die absoluten
Festigkeitswerte der Schweißverbindung ausreichend groß und praktisch den des Grundmetalls
gleichwertig.
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Die Schmelzverfahren dieses Stahls sind den Schmelzverfahren für
den im Beispiel 1 beschriebenen Stahl gleich, sie bestehen aus dem Stahlschmelzen
in elektrischen Lichtbogenöfen.
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Nachdem das Erschmelzen beendet worden ist, wird das geschmolzene
Metall in Kokillen vergoesen, danach wird der Gußblock in einen Flachknüppel umgeschmiedet,
der in einem Warmwalzwerk in Draht mit Durchmesser 6 mm gewälzt und dann in einer
Warmziehbank in Draht mit Durchmesser 1,5-5,0 mm gezogen wird.
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Tabelle 8 Schmelze- Gehalt an Elementen, gew.% Verhältnis C C Cr
Ni Nb Nb/C I-1x) 0,10 15,10 4,26 0,08 0,80 I-2x) 0,12 15,88 4,34 0,10 0,83 I-3x)
0,11 15,00 4,13 0,10 0,91 I-4x) 0,11 15,80 4,30 0,11 1,00 II-1x) 0,07 15,57 4,20
0,09 1,28 II-2x) 0,09 16,45 4,23 0,13 1,45 II-3X) 0,08 16,44 4,25 0,14 1,75 II-4x)
0,09 15,46 4,35 0,20 2,20 II-5x) 0,05 16,25 3,94 0,12 2,40 II-6x) 0,06 14,70 3,80
0,17 2,84 II-7x) 0,06 16,20 4,11 0,18 3,00 III-1 0,09 15,74 4,04 0,28 3,10 III-2
0,09 15,73 3,73 0,33 3,70 111-3 0,08 15,75 4,08 0,30 3,80 III-4 0,08 16,50 3,90
0,32 4,00 111-5 0,06 15,50 4,12 0,27 4,50 III-6 0,08 15,38 4,26 0,37 4,60 X)haben
keinen Bezug auf die Erfindung (Vergleich)
Beispiel 4 Die Tabelle
8 beinhaltet die chemische Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Stahlschmelzen,
in denen im Vergleich mit dem im Beispiel 1 beschriebenen Stahl der Gehalt an Kohlenstoff
bis auf 0,06-0,08% und an Niob bis auf 0,32-0,40% vermindert ist, womit ein wenigstens
4-faches Verhältnis Niob--Kohlenstoff erzielt wird. Zum Vergleich hat man auch einige
Schmelzen des Stahles erschmolzen, die den Gehalt an Kohlenstoff und Niob in dem
Bereich aufweisen, der im Beispiel 1 angegeben ist und zwar G,06-0,10% Kohlenstoff
und 0,25--0,40% Niob. Man hat auch eine Reihe von Schmelzen erschmolzen, denen Gehalt
an Kohlenstoff und Niob außerhalb der in der vorliegenden erfindung festgelegten
Grenzen liegt. In allen Schmelzen ist der Gehalt an die wichtigsten legierenden
Elementen -Chrom und Nickel - ungefähr der gleiche gewesen und hat 15,0-16,5 und
3,73-4,35% betragen, das Verhältnis Niob--Sohlenstoff hat sich von 0,8 bis 4,6 geändert.
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Anhand dieser Schmelzen hat man die Neigung des Stahls zur interkristallinen
Korrosion und Korrosionsrißbildung ermittelt.
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Die Neigung zur interkristallinen Korrosion hat man nach einem Sieden
im Laufe von 24 Stunden in einer Kupfervitriol-- und Schwefelsäurelösung in Anwesenheit
von Kupferspan ermittelt. Das Vorhandensein der interkristallinen Zerstörungen (in
bezug auf das Ausgangsaustenitkorn) hat man anhand einer XiBbildung bei einer Biegung
der Proben um 900 durch eine metallographische Analyse festgestellt. Auf Korrosionsrißbildung
hat man flache Proben mit Abmessungen 2x6x80, 2x20x90, 2x10x70 mm
mit
einer konstanten vorgegebenen Verformung im Bereich der reinen Biegung geprüft.
Die Proben mit den vorgegebenen Ausgangsspannungen, deren Wert 0,8 von der 0,2%-Fließgrenze
betragen hat, hat man in Destillat mit einem Gehalt an Chloriden und Sauerstoff
von je 0,05 mg/kg mit Zusätzen (12 g/kg) an Borsäure und ohne diese bei Temperaturen
200-350°C, in der 0,5 NaCl-Lösung bei 100°C und in Dämpfen der siedenden 10% NaCl-Lösung
bei 200°C geprüft. Die Beständigkeit gegenüber der Korrosionsrißbildung hat man
anhand der Zeitspanne beurteilt, nach deren Verlauf der erste bei der 16-fachen
Vergrößerung sichtbare Riß zustande gekommen ist.
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Fig. 3 beinhaltet Daten, die den Einfluß der Anlabtemperatur und
des Verhältnisses Xb/G auf die Neigung zur interkristallinen Korrosion der untersuchten
Schmelzen kennzeichnen (jeder Punkt ist anhand der Prüfungen von 3-4 Proben aufgetragen).
Aus der Figur 3 ist es ersichtlich, daß bei einem Gehalt an Kohlenstoff über 0,1%
und an Niob unter 0,1, d.h. bei einem Verhältnis Niob-Kohlenstoff unter 1,0 der
Stahl unabhängig von der Anlaßtemperatur (Ölhärtung von 10500C) im Temperaturbereich
eine Neigung zur interkristallinen Korrosion aufweist.
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Bei einem gehalt an Kohlenstoff unter 0,1S und einer Steigerung des
Gehaltes an Niob bis auf 0,1% wird der Bereich der Anlaßtemepraturen eingeengt,
innerhalb dessen der Stahl eine Neigung zur interkristallinen Korrosion aufweist.
In diesem Falle weisen alle Proben der Schmelzen mit einem Gehalt an Kohlenstoff
von 0,05-0,09% und an Niob von 0,09-0,18%, d.h.
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bei einem Niob-Kohlenstoffverhältnis, das 1,0-3,0 beträgt, bei der
provozierenden Temperatur 45000 eine Neigung zur interkristallinen
Korrosion
auf. Bei einem Gehalt an Niob über u,25,Uo und an Kohlenstoff unter 0,1%, d.h. bei
einem Niob-Kohlenstoffverhältnis über 3,0 wird die Neigung des errindungsgemäßen
Stahls zur interkristallinen Korrosion beseitigt. So hat der Stahl mit einem Gehalt
an Niob 0932So und an Kohlenstoff 0,08, d.h. mit einem Niob-Kohlenstoffverhältnis
von 4: 1 keine Neigung zur interkristallinen Korrosion nicht nur nach der optimalen
thermischen Behandlung, bestehend aus einer Ö1-härtung von 1050°C und einem Anlassen
bei 650°C, sondern auch nach einer provozierenden Erwärmung bei 45000.
-
i?ir die austenitischen Stähle Typ 18-8 muß das Niob-Rohlenstoffverhältnis
zwecks Unterdrückung der Neigung zur interkristallinen Korrosion wenigstens 10,0
und in den Hochnickellegierungen Typ 20-45 soll es wenigstens 28 betragen. Das im
Vergleich mit oem austenitischen Stahl verminderte Verhältnis Niob-Kohlenstoff von
wenigstens 3,0, das für eine Stabilisierung des erfindungsgemäßen martensitischen
Stahls erforderlich ist, ist durch eine dispersere Struktur des angelassenen Martensits,
eine Unmenge der Phasengrenzen sowie durch eine im Vergleich mit Austenit kleinere
Löslichkeit starker Karbidbildner in Ferrit zu erklären.
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Aus Fig.f ist ersichtlich, daß die Lebensdauer der Stahlproben mit
einem Niob-Kohlenstoffverhältnis von 4:1 bei einer heliebigen Anlaßtemperatur größer
ist, als die des Stahls mit einem Niob-Kohlenstoffverhältnis von 0,83-1,75. Nach
einem Anlassen bei 300°C ergeben Prüfungen auf Korrosionsrißbildung eine große Streuung
der Ergebnisse. Die kleinste Festigkeit wird bei einem Anlassen bei 450°C verzeichnet.
Eine Steigerung
der Anlaßtemperatur bis 6000C übt auf die Neigung
eines Stahls mit dem Niob-Kohlenstoffverhältnis von 0,83-1,75 zur Korrosionsrißbildung
keinen positiven Einfluß aus und nur nach einem Anlassen bei 6500 wird eine starke
Verbesserung der Stabilität beobacntet. Die Stabilität eines Stahls mit dem Niob-Kohlenstoffverhältnis
von 4,0 wird Jedoch schon nach einem Anlassen bei 6000C stark gesteigert.
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Die Schmelzverfahren dieses Stahls sind die gleichen, wie des im
Beispiel 1 angegebenen Stahls, sie bestehen aus dem Erschmelzen des Stahls in elektrischen
Lichtbogenöfen sowie der Erzeugung der Gußblöcke durch das Elektroschlackenumschmelzen.
Nachdem das Erschmelzen beendet worden ist, wird das geschmolzene Metall in Kokillen
vergossen bzw. in Eristallisatoren umgeschmolzen. Dann stellt man aus Gußblöcken
Schmiedestücke, Brammen und Formstahl her.
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Beispiel 5 Zur Veranschaulichung der Eigenschaften des erfindungsgemaßen
Stahls und des Einflusses der chemischen ZuEammensetzung dieses Stahls auf die mechanische
Eigenschaften und die Kerbschlagzähigkeit bei einem Dauereinsatz des Stahls unter
gesteigerten Temperaturen sind in der Tabelle 9 Daten von 4 Schmelzen der martensitischen
Chrom-Nickel-Stählen mit einer nur wenig voneinander abweichenden chemischen ZusAmmensetzung
zusammengestellt. Drei von diesen Schmelzen entsprechen den Anforderungen der vorliegenden
Erfindung und eine Schmelze, die eine naheliegende Zusammensetzung aufweist, weist
keine Ubereinstimmung mit diesen Anforderungen auf.
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Die Tabelle 9 beinhaltet Daten über die Zusammensetzung
der
Stelle die von 13,45 bis 15,78% chrom und von 3,9 bis 5,35% Nickel enthalten. Die
Schmelze, die auf die vorliegende Erfindung keinen bezug hat, enthält zusätzlich
Molybdän in der Menge von 1,56%. Die Daten der mechanischen Eigenschaften dieser
Stähle und deren Stabilität gegenüber der Wärmeversprödung nach einem längeren Halten
im Laufe von 500.10000 Stunden bei der Temperatur 34000 sind in der Tabelle 10 enthalten.
In der genannten Tabelle sind die mechanischen Eigenschaften und die Kerbschlagzähigkeit
der Stählen, die durch eine Ö1- bzw. Wasserhärtung von 990-1050°C und ein Anlassen
bei 600+650°C im Laufe von 1-12 Stunden thermisch behandelt sind, sowohl vor dem
Halten dieser Stählen bei einer gesteigerten Temperatur, als auch nach deren Halten
im Laufe von 500+1000 Stunden bei der Temperatur von 34000 angeführt. In der Tabelle
sind die ZerreiS-festiOkeit, die 0,2% Fließgrenze, die relative Dehnung und die
Einschnürung, die an Proben mit der 5-fachen Länge ermittelt sind und die Kerbproben
mit Abmessun6en 10xl0x55 mm mit einer halbrunden Kerne mit 2 mm Tiefe und dem Radius
in der Kerbe 2 mm bzw. mit einer spitzen Kerbe mit dem Winkel 450 und dem Radius
in der Kerbe 0,25 mm ermittelte Kerbschlagzähigkeit angegeben.
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Tabelle 9 Schmelze- Gehalt an Elementen, Gew.% Nr. C Cr Ni Mo Si Nb
Cu Y S P Fe 19x) 0,09 15,38 4,26 0,31 0,39 0,37 0,06 0,07 0,008 0,013 Rest 20x)
0,08 15,75 4,08 0,27 0,27 0,30 0,05 0,010 0,008 0,012 Rest 21x) 0,08 15,78 3,90
0,27 0,35 0,25 0,07 0,05 0,008 0,024 Rest Mo Al xxx) 0,05 13,45 5,35 0,52 0,24 1,56
0,17 - 0,007 0,015 Rest x) Erfindungsgemäßer Stahl xx) Erfindungsgemäßer Stahl,
der die beste Kombination der Eigenschaften nach einer Dauerwärmung aufweist xxx)
Stahl Typ 2RMO, der auf die Erfindung keinen Bezug hat (Vergleich)
Wie
aus der Tabelle 10 ersichtlich, ändert sich die Plastizität des Stahls und zwar
die relative Dehnung und die Einschndrung nach einem Dauerhalten bei 340°C nur unbedeutend
und die Festigkeitsgrenze wird etwas gesteigert. bo vergrößert sich die Zerreißfestigkeit
der untersuchten Proben von 85,7-102,3 kp/mm2 (für den Ausgangszustand) bis auf
91,3+115,0 kp/mm2 (nach einem Halten im Laufe 500+10000 Stunden bei 340°C) und die
0,2%-Fließgrenze von 73,7+83,7 kp/mm² (für den Ausgangszustand) bis auf 77,7+105,2
kp/mm2 (nach einem Halten im Laufe von 500-10000 Stunden bei 340°C). Die Kerbschlagzähigkeit
des Stahls nimmt nach einem Dauerwarmhalten ein wenig ab. Nach einem Halten im Laufe
von 500-10000 Stunden bei 54000 vermindern sic die Werte der Kerbschlagzähigkeit
von 12,2-20,5 kpm/cm2, die an Proben mit dem Radius in der Kerbe 1,0 mm ermittelt
worden sind bzw. on 8,1+ +16,4 kpm/cm2, die der Proben mit dem Radius in der Kerbe
0,25 mm ermittelt worden sind (für den Ausgangszustand) bis auf 10,6+ +16,4 bzw.
7,2 + 13,5 kpm/cm2.
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Tabelle 10 Dauerwarmehalten Nr. Mechanische Eigenschaften bei 20°C
x) Temperatur, Dauer, h der Schmel- Zugfestig- 0,2% ige Dehnung, Einschnürung, Kerbschlagzähigze
keit, kp/mm² Fließgren- % % keit, kpm/cm² ze kp/mm² P=1,0 mm P=0,25 mm Ausgangszustand:
Ölhärtung von 1050°C+ Anlasen 650°C, 2 h, Luft 19 99,2 83,7 18,8 70,9 20,3 16,4
Ausgangszustand: Ölhärtung von 1050°C+ Anlasen 650°C + 645°C 12 h 20 95,0 74,0 19,0
58,0 12,2 8,1 Ausgangszustand: Ölhärtung von 1050°C+ Anlasen 650°C, 2 h, Luft 21
102,3 81,5 19,2 67,3 20,5 15,0 Ausgangszustand: Wasserhärtung von 990°C + Anlasen
650°C, 6 h 85,7 73,7 19,8 50,5 17,5 -500 21 105,8 101,2 17,6 64,3 15,7 13,5 340
19 103,8 95,8 17,9 65,5 16,4 10,4 1000 20 93,3 77,7 21,2 64,0 12,6 8,0 21 106,4
100,2 20,2 63,4 13,2 10,5 91,3 82,4 17,8 54,3 11,4 -19 103,7 95,5 20,1 66,4 - -3000
21 108,6 103,3 19,0 62,3 14,8 13,5
Fortsetzung der Tabelle 10 93,1
81,2 17,3 52,2 10,9 -20 97,7 83,3 20,8 64,0 11,8 7,2 5000 21 115,0 105,2 18,0 58,5
13,8 12,3 95,6 85,6 19,2 54,2 10,6 -20 98,3 83,0 20,2 62,0 10,9 -1000 21 - - - -
13,2 -x) Die prüfungsergebnisse stellen Mittelwerte von je drei Proben für einen
Punkt dar
Eine röntgenographische Analyse der Proben mit einem
Diffraktionsmesser in der FeKd-Strahlung zeigt, daß nach einem Dauerwarmhalten bei
340°C die Austenitmenge im Gefüge vermindert wird. Für den Stahl der 21. Schmelze
nimmt sie von 16% (im Aus- -gangszustand) bis auf 8"10% ab, was zur Destabilisierung
des Austenits (bei zusatzlichen Erwärmungen) spricht, dessen Teilmenge bei einer
darauffolgenden Abkühlung unter die Anfangstemperatur der Martensitumwandlung in
den unangelassenen Martensit umgewandelt wird. Die zusätzlichen Dauererwärmungen
bei 340 0C rufen auch einen zerfall der festen Losung hervor. iss steht nach den
Ergebnissen der physikalisch-chemischen und der Röntgenstrukturanalyse in der CuKd-Strahlun6
fest, daß bei einer Erwärmung bei 24000 im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls eine
Ausscheidung der Karbide vom Zementittyp (Fe,Cr)3C stattfindet.
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Auf diese Weise werden bei einer Dauererwärmung bei 340 0C ein Zerfall
der übersättigten festen Lösung und das Zustandekommen des unangelassenen Martensits,
der bei einer Abkühlung aus dem bei den zusätzlichen Erwärmungen destabilisierten
Austenits gebildet wird, durch eine oben erwähnte Verminderung der Kerbschlagzähigkeit
des Stahls begleitet.
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Die größte Verminderung der Werte der Kerbschlagzähigkeit bei Dauererwärmungen
bei 34000 wird für den Stahl Typ 2 RMO beobachtet, der auf die vorliegende Erfindung
keinen Bezug hat.
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Das ist dadurch zu erklären, daß der Stahl Typ 2 RMO nach der optimalen
thermischen Behandlung, bestehend aus einer Härtung von 990 0C und einem Anlassen
bei 620 0C bis auf 25-30% Austenit enthält (Fig.5). Die Stabilität dieses Austenits
ist jedoch verhältnismäßig niedrig und bei den zusätzlichen Dauererwärmungen
wird
dessen größerer Teil in den unangelassenen Martensit umgewandelt, wodurch eine starke
senkung der Kerbschlagzähigkeitswerte herbeigeführt wird. In dem erfindungsgemäßen
Stahl ist nach der optimalen thermischen Behandlung, bestehend aus einer Härtung
von 1050°C und einem Anlassen bei 650°C der Austenitanteil kleiner und beträgt etwa
10-15%. In diesem Falle ist der Grad des Austenitzerfalls bei den zusätzlichen Dauererwärmungen
kleiner. Damit ist auch eine kleinere Verminderung der Werte der Kerbeschlagzähigkeit
bei einem Dauerwarmhalten und folglich eine gröBere Stabilität gegenüber der Wärmeversprödung
verbunden. Unter den erfindungsgemäßen Stählen hat die beste Stabilität gegenüber
der Wärmeversprödung der Stahl der Schmelze Nr. 21, der den kleinsten Gehalt an
Nickel (3,9%) und einen verminderten Gehalt an Niob (0,25%) bei dem Gehalt an Kohlenstoff
von 0,08% aufweist. Dieser Gehalt an den angegebenen Elementen soll als der bevorzugte
für Teile gelten, die eine längere Zeit bei den gesteigerten Temperaturen bis 3400
arbeiten.
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Beispiel 6 Es wird in einem offenen elektrischen Lichtbogenofen Stahl
erschmolzen, bestehend aus 0,09% Kohlenstoff, 0,33% Mangan, 0,38% Silizium, 15,5%
Chrom, 3,86% Nickel, 0,3% Niob, 0,07% Yttrium, 0,12% Kupfer, 0,007% Schwefel, 0,012
Phosphor, Rest Eisen, in Blockformen mit einem Fassungsvermögen 6,5 und 14,0 t vergossen,
in denen eine Kristallisation und eine Abkühlung der Gußblöcke bis auf 400°C (Masse
des Gubblocks 14 t) bzw. auf 300°C (Masse des Gußblocks 6,5 t) stattfindet. Dann
werden die Gußblöcke mit der Masse 14 und 6,5 t den Blockformen entnommen und mit
Luft bis auf 100 bzw. 80°C abgekühlt. Danach (spätestens
nach 2
Stunden werden die Gußblöcke in einen Ofen eingesetzt, der bis auf 3000C erwärmt
ist (Warmhalten bei dieser Temperatur im Laufe von 2 Stunden) und dann wird die
Ofentemperatur bis auf 650°C mit der Geschwindigkeit 500C/h erhöht (die erste Anlaßstufe).
Die Dauer des Warmhaltens bei 650°C hängt von der Einsatzmasse ab:unter anderem
beträgt für eine Einsatzmasse 40 t Dauer des Warmhaltens 20 Stunden. Dem Warmhalten
im Laufe von 20 Stunden bei 6500C folgt eine Abkühlung der Blöcke im Ofen und danach
an ruhiger Luft bis auf Raumtemperatur. Spätestens 2 Stunden nach der Abkühlung
der Gußblöcke erfolgt die zweite Aniaßstufe. Die zweite Anlsßstufe besteht aus dem
Einsatz in einen Ofen bei einer Temperatur nicht über 300°C, einem Warmhalten bei
der Einsatztemperatur im Laufe von wenigstens 2 Stunden, einer Erwärmung bis auf
6300C mit der Geschwindigkeit 500C/h, einem Warmhalten bei 630°C im Laufe von 20
h, einer Abkühlung mit dem Ofen bis auf 30000 und weiter einer Abkühlung an ruhiger
Luft. Nach diesem zweistufigen Anlassen weisen die Gußblöcke eine Härtung von 272-287
HB auf.
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Beispiel 7 In einem offenen elektrischen Licntbogenofen werden 6
Schmelzen eines Stahls erschmolzen, dessen chemische Zusammensetzung in der Tafel
11 angegeben ist. Stahl wird in Blockformen mit einem Fassungsvermögen von 2,7+2,8,
12,0, 13,0 und 13,7 t vergossen, in denen die Stahlkristallisation erfolgt. Nachdem
die Gußblöcke bis auf 1000C abgekühlt worden sind, erfolgt deren zweistufiges Anlassen,
dessen Verlauf im vorhergehenden beispiel beschrieben ist. Danach werden die angelassenen
Gubblöcke mit der Masse 2,7-2,8, 12,0, 13,0 und 13,7 t im Temperaturbereich 1200+950°C
geschmiedet, wonach eine Anhäufung der Schmeidstücke
in einem Ofen
bei Temperaturen 600-640°C durchgeführt wird.
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Nachdem die Schmiedestücke im Ofen angehäuft worden sind, erfolgt
deren Abkühlung mit dem Ofen mit der durchschnittlichen Geschwindigkeit 160C/h bis
auf 300°C und weiter an der Luft bis auf 10000. Dann werden die Schmiedestucke nach
1 Stunde in einen Dis auf 250-3000C erwärmten Ofen eingesetzt und die Orentemperatur
wird bis auf 6500C mit der Geschwindigkeit 50°C/h gesteigert (die erste Anlaßstufe).
Die Dauer des Warmhaltens bei 650°C hängt von der Einsatzmasse ab; unter anderem
betragt rür die Einsatzmasse 75 t die Dauer des Warmhaltens 38 Stunden.
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Nach dem Warmhalten im Laufe von 38 h bei 650°C erfolgt eine Abkühlung
der Schmiedestücke mit dem Ofen bis auf 27000 und dann an der Luft bis auf Raumtemperatur.
Nacndem die Schmiedestücke bis auf Raumtemperatur abgekühlt worden sind, werden
sie spätestens nach 2 Stunden in einen Ofen für die zweite Anlaßstufe eingesetzt.
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Die zweite Anlaßstufe besteht aus dem Einsatz in den Ofen bei der
Temperatur von 300°C, einem I{armhalten bei der Einsatztemperatur im Laufe von 3
Stunden, einer Erwärmung bis auf 630°C mit der Geschwindigkeit 50°C/h, einem Warmhalten
bei 630°C im Laufe von 46 Stunden, einer Abkühlung mit dem Ofen.bis auf 35000 und
weiter an ruhiger Luft. Nach diesem zweistufigen Anlassen weisen die Schmiedestücke
eine Härtung von 255-286 HB auf.
Tabelle 11 Schmelze- Gehalt an
Elementen, Gew.% Nr. C Mn Si Cr Ni Nb Y Cu S P Fe 22 0,08 0,27 0,27 15,75 4,08 0,30
0,08 0,05 0,008 0,012 Rest 23 0,09 0,38 0,36 15,73 3,73 0,33 0,07 0,10 0,011 0,010
Rest 24 0,08 0,43 0,24 15,82 4,16 0,37 0,09 0,08 0,009 0,010 Rest 25 0,06 0,27 0,32
15,50 4,12 0,27 0,06 0,08 0,010 0,015 Rest 26 0,09 0,33 0,30 15,74 4,04 0,28 0,11
0,08 0,014 0,010 Rest 27 0,08 0,28 0,32 16,05 4,25 0,27 0,13 0,08 0,010 0,014 Rest
Beispiel
8 In einem offenen elektrischen Lichtbogenofen werden 3 Schmelzen eines Stahls erschmolzen,
dessen chemische Zusammensetzung in der Tabelle 11 angegeben ist (die laufenden
Schmelze--Nr. 23,24,25). Stahl wird in Blockformen mit dem Fassungsvermögen 12,0,
13,0 und 13,7 t vergossen, in denen die Stahlkri stallisation stattfindet. Nachdem
die Gutiblöcke bis auf 1000C abgekühlt worden sind, erfolgt deren zweistufiges Anlassen
nach dem im Beispiel 6 beschriebenen Verfahren, dann werden die angelassenen Gußblöcke
mit der Masse 12,0, 13,0 und 13,7 t im Temperaturbereich 1200+950°(: geschmieder
und nach dem im Beispiel 7 beschriebenen Vertahren angelassen.
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Die angelassenen Schmiedestücke werden mechanisch bearbeitet, dabei
werden spitze Ecken, Ubergangsstellen von dem einen kuerschnitt zum anderen und
Kantenecken abgerundet. Danach erfolgt eine thermische Behandlung der Schmiedestücke,
wobei die Schmiedestücke mit einem Querschnitt bis 150 mm in zwei Stufen abgelassen
werden. Nach dem genannten Verfahren werden schmiedestücke mit dem Außendurchmesser
510 mm, dem Innendurchmesser 200 mm und einer Länge etwa 4000 mm thermisch behandelt.
Der Einsatz der Schmiedestücke zwecks Erwärmung für eine Härtung erfolgt in einen
Vertikalofen bei 500°C unter dem Halten bei der Einsatztemperatur im Laufe von 1
Stunde. Danach werden die Schmiedestücke bis auf 1050°C mit einer Geschwindigkeit
erwärmt, die durch die Wärmeleistung des Ofens gegeben ist. Die Dauer des Warmhaltens
bei 1050°C wird durch den maximalen Schnitt eines Schmiedestücks bestimmt, unter
anderem beträgt für die Schmiedestücke mit dem
Schnitt 150 mm die
Dauer des Warmhaltens 8 Stunden. Nachdem die Schmiedestücke bei 1050°C im Laufe
von 8 Stunden gehalten worden sind, erfolgt deren Olhärtung mit einer Abkühlung
in Öl bis auf 120°C und einer darauffolgenden Abkühlung an der Luft bis auf 100°C.
Danach werden die SChniedestücks spätestens nach 2 Stunden in einen bis auf 450°C
erwärmten Ofen eingesetst und mit der Geschwindigkeit von 40°C/h bis auf 6550C erwärmt
(die erste Anlaßstufe). Die Dauer des Warmehaltens bei 655°C wird durch den maximalen
Querschnitt eines Schmiedestücks für eine Wärmebehandlung bestimmt; unter anderem
beträgt für die Schmiedestücke mit dem Querschnitt 150 mm die Dauer des Warmehaltens
bei 6550C durchschnittlich 16 Stunden. Nach dem Warmhalten bei 6550C im Laufe von
16 Stunden werden die Schmiedestücke an der Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt.
Nachdem sie bis auf Raumtemperatur abgekühlt worden sind, werden die Schmiedestücke
spätestens nach 2 Stunden in einen Ofen zur zweiten Anlaßstufe eingesetzt, die aus
dem Einsatz in einen Ofen bei der Temperatur 300°C, einer Erwärmung bis auf 6350C
mit der Geschwindigkeit 550C/h, einem Warmhalten bei 635°C im Laufe von 12 Stunden
und einer darauffolgenden Abkühlung an ruhiger Luft besteht. Nach der angegebenen
thermischen Behandlung weisen die Schmiedestücke mit dem Außendurchmesser 510 mm,
dem Innendruckmesser 200 mm und einer Länge etwa 4000 mm die erforderlichen Werte
der mechanischen Eigenschaften auf: die Zerreißfestigkeit von 93 bis 106 kp/mm2,
die 0,2% Fließgrenze von 77 bis 94 kp/mm2, die relative Dehnung von 14,2 bis 20,0%,
die inschnürung von 46,5 bis 61,570, die an Proben mit einer halbrunden Kerbe ermittelte
Kerbschlagzähigkeit von 10,9 bis 16,6 kpm/cm2 und die an Proben mit einer spitzen
Kerbe
ermittelte Kerbschlagzähigkeit von 5,8 bis 11,6 kpm/cm2.
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Fär Schmiedestücke mit einem Schnitt über 150 mm ist ein wenigstens
dreistufiges Anlassen zweckmäßig. Unter anderem werden die Schmiedestücke mit dem
Schnitt 540 mm der folgenden thermischen Behandlung ausgesetzt: der Einsatz der
Schmiedestücke zwecks Erwärmung für eine Härtung bei der Temperatur 4000C, das Warmhalten
bei der Einsatztemperatur im Laufe 1 Stunde, die Erwärmung bis auf 1050°C mit einer
Geschwindigkeit, die durch die Wärmeleistung des Ofens gegeben ist, das Warmhalten
bei 10500C im Laufe von 22 Stunden. Nach dem Warmhalten bei 1050°C im Laufe von
22 Stunden erfolgt eine Olhartung bis die Temperatur auf der Oberfläche der Schmiedestücke
1200C, danach erfolgt spätestens nach 2 Stunden der Einsatz der Schmiedestücke in
einen Ofen zwecks der ersten Anlaßstufe, die aus dem Einsatz in den Ofen bei der
Temperatur 3000C, einem Warmhalten bei der Einsatztemperatur im Laufe von 3 Stunden,
einer Erwärmung bis auf die Temperatur 650°C mit der Geschwindigkeit 500C/h, einem
Warmhalten bei 650°C im Laufe von 24 Stunden und einer Abkühlung der Scnmiedestücke
an der Luft bis auf 7000 besteht. Die zweite Anlaßstufe besteht aus dem Einsatz
der Schmiedestücke nach deren Abkühlung bis auf 70°C in einen Ofen bei der Temperatur
von 300°C, einem Warmehalten bei der Einsatztemperatur im Laufe von 2 Stunden, einer
Erwärmung bis auf 640°C mit der Geschwindigkeit 50°C/h, einem Warmhalten bei 640°C
im Laufe von 10 Stunden und einer Abkühlung der Schmiedestücke an Luft bis auf aaumtemperatur.
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Die dritte Anlaßstufe besteht aus dem Einsatz der Schmiedestücke nach
deren Abkühlung bis auf Raumtemperatur in einen Ofen bei der Temperatur 3000C, einem
Warmhalten bei der Einsatztemperatur im
Laufe von 2 Stunden, einer
Erwärmung bis auf die Temperatur 630°C mit der Geschwindigkeit 50°C/h, einem Warmehalten
bei 630°C im Laufe von 10 Stunden und einer Abkühlung der Schmiedestücke an der
Luft bis auf Raumtemperatur. Nach der angegebenen thermischen Behandlung weisen
die Schmiedstücke mit dem Durchmesser 540 mm nohe Werte der mechanischen Eigenschaften
auf: die Zerreißfestigkeit von 94 bis 99 kp/mm2, die 0,2% Fließgrenze von 77 bis
81 kp/mm2, die relative Dehnung von 15,5 bis 21,5%, die Einschnürung von 41 bis
64%, die an Proben mit einer halbrunden Kerbe ermittelte Kerbschlagzähigkeit von
9,3 bis 17,7 kpm/cm2 und die Proben mit einer spitzen Kerbe ermittelte Kerbschlagzähigkeit
von 7, O bis 10,9 kpm/cm2 auf.
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Bei der Beschreibung verschiedener ileispiele gemäß den oben dargelegten
ERfindung hat man sich einer Klarheit wegen einer spezifischen engen Terminologie
bedient. Es ist aber zu verstehen, daß die vorliegende Erfindung keinesfalls durch
die gewählte Terminologie begrenzt ist und daß jeder gewählte Fachausdruck für alle
äquivalenten Elemente gilt, die auf die gleiche Art und Weise funktionieren und
zur lösung der gleichen Aufgaben zur Anwendung kommen.
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Obwohl die vorliegende Erfindung hier unter Bezugnahme auf die bevorzugten
Beispiele ihrer Verwirklichung beschrieben worden ist, hat man zu beachten, daß
unbedeutende Anderungen ohne Abweichung vom Wesen und vom Umfang der Erfindung vorgenommen
werden können, wie es für Fachleute auf diesem Gebiet der Technik begreiflich ist.