EP1215299A2 - Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl - Google Patents

Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl Download PDF

Info

Publication number
EP1215299A2
EP1215299A2 EP01128805A EP01128805A EP1215299A2 EP 1215299 A2 EP1215299 A2 EP 1215299A2 EP 01128805 A EP01128805 A EP 01128805A EP 01128805 A EP01128805 A EP 01128805A EP 1215299 A2 EP1215299 A2 EP 1215299A2
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
maximum
conversion
nitride precipitation
precipitation hardening
steel according
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP01128805A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP1215299A3 (de
EP1215299B1 (de
Inventor
Alkan Dr. Goecmen
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
General Electric Technology GmbH
Original Assignee
Alstom Technology AG
Alstom Schweiz AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Alstom Technology AG, Alstom Schweiz AG filed Critical Alstom Technology AG
Publication of EP1215299A2 publication Critical patent/EP1215299A2/de
Publication of EP1215299A3 publication Critical patent/EP1215299A3/de
Application granted granted Critical
Publication of EP1215299B1 publication Critical patent/EP1215299B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt

Definitions

  • the invention relates to a conversion-controlled nitride precipitation hardener Quenched and tempered steel with 15-18% by weight chromium, which through an optimal combination of strength, toughness and durability against stress corrosion cracking and which is therefore good in chemical industry, traffic engineering, power plant engineering, construction engineering and at Plastic processing can be used.
  • Conversion-controlled martensitic hardenable steels are known in the art Technology, for example the alloy 17-5ph with 15.4% by weight Cr, 4.4% by weight Ni, 0.4% by weight Mn, 0.25% by weight Si, 3.3% by weight Cu, 0.3% by weight Nb and 0.04% by weight C or the alloy 14-5 ph with 14% by weight Cr, 5% by weight Ni, 0.4% by weight Mn, 0.25% by weight Si, 1.6% by weight Cu, 0.25% by weight Nb, 1.5 Mo and 0.05% by weight C.
  • the nickel and chrome contents are so balanced that no or only very much little delta ferrite occurs during austenitization.
  • Transformation controlled steels are strengthened by martensitic transformation and by precipitation hardening. Martensite is created by quenching treatment after austenitization, while precipitation hardening is achieved by heat treatment of the quenched martensite. Therefore, conversion-controlled steels are usually first austenitized, quenched and then heat-treated at medium temperatures.
  • the respective microstructure is influenced by the effect of the alloy elements and the heat treatment parameters on the transition temperatures M s , M f and A c1 .
  • M s is the temperature at which the transformation of austenite to martensite begins during quenching
  • M f is the temperature at which the transformation of austenite to martensite ends during quenching
  • a c1 is the temperature at which austenite formation occurs during of heating begins.
  • the M s temperature of the martensitic hardenable steels is sufficiently high that a large part of the austenite present during the austenitization can be converted to martensite with ordinary cooling to room temperature.
  • the M s temperature is also influenced by the grain size and the dissolved substitution elements, which allow precipitation hardening. The coarser the grain and the higher the proportion of dissolved alloy elements, the lower the M s temperature.
  • the residual austenite remaining after complete austenitization and subsequent cooling treatment is convertible. If substitution elements are excreted during a tempering treatment, the M s temperature of the residual austenite can increase again in such a way that it converts back to martensite during the subsequent cooling treatment.
  • the tempering austenite is to be distinguished from the residual austenite, which remains after partial austenitization, i.e. annealing in the ferrite-austenite two-phase area and subsequent cooling treatment.
  • Tempering austenite in contrast to residual austenite, has a very favorable effect on ductility (toughness) and resistance to stress corrosion cracking. The finer the previous (former) austenite grain was, the more favorable it was to these properties.
  • the ductility is increased well by a double austenitization, the second austenitization at lower austenitization temperatures not only serving for grain refinement (normalization), but also for a limited excretion of niobium carbides, which together with grain refinement further increases the M s temperature.
  • Tempering austenite is formed during tempering at temperatures between 550 and 650 ° C, with a maximum content of tempering austenite being reached at temperatures around 600 ° C.
  • tempering austenite has a positive effect on strength and Stress corrosion cracking resistance.
  • temper austenite Tempering treatment in the range between 550 and 650 ° C with sensitization of austenite linked. This means a worsening of the Corrosion resistance (especially against intergranular corrosion) Grain boundary excretion of chromium-rich phases.
  • the invention tries to avoid these disadvantages. You have the task based on a martensitic hardenable steel, which improved Combination of strength, ductility and corrosion resistance, specify and a heat treatment process for such an alloy.
  • the essence of the invention is a conversion-controlled nitride precipitation hardener Tempering steel with the following composition (Specification in% by weight): 15-18 Cr, maximum 0.5 Mn, 4-10 Ni, maximum 15 Co, maximum 4 W, maximum 4 Mo, 0.5-1 V, at least one of Nb, Ta, Hf and Zr in the Sum between 0.001-0.1, 0.001-0.05 Ti, maximum 0.5 Si, maximum 0.05 C, 0.13-0.25 N, maximum 4 Cu, remainder iron and usual impurities and the Provided that the weight ratio of vanadium to nitrogen V / N in Range is between 3.5 and 4.2.
  • the advantage of the invention is that the choice of In addition to high strength and ductility, alloying elements also have a high level Corrosion resistance is achieved.
  • the steel has 1-10% by weight of Co, 0.5-3, preferably 0.5-1.5% by weight of Cu; 15-17, preferably 15.5-16.5 wt% Cr; 0.5-0.7 Wt% V, 0.16-0.2 wt% N; 0.01-0.07% by weight of Nb and a sum of Mo and W in the range 1-6, preferably 1-4.
  • Preferred levels of Mo are in Range of 1.5-3 wt .-%, of Mn in the range of 0.02-0.4 wt .-%, of Si im Range of 0.02-0.25 wt%.
  • the C content is preferably 0.02% by weight.
  • the alloying elements have the following influence:
  • Chromium is the most important alloy element for corrosion resistance. On increasing alloy content increases the remaining austenite content. Above 17% chromium is no longer a martensitic hardenability. Quality Alloys can expect chromium contents between 15 and 17%. On a particularly preferred range is 15.5 to 16.5%.
  • Nickel is an austenite stabilizing element and is used to suppress delta ferrite. Within the framework of the desired alloy design, at least 4% is necessary for this purpose. Increasing levels, however, lower the M s temperature and increase the residual austenite content. Above 10% nickel, martensitic hardenability in the presence of approx. 15% chromium is no longer possible.
  • Cobalt is an austenite stabilizing element and is also used to suppress delta ferrite. Unlike nickel, however, it lowers the M s temperature far less, so that martensitic hardenable alloys with cobalt contents of up to 15% can be designed. Cobalt also increases the precipitation hardenability through molybdenum and tungsten. Taking into account the high price of cobalt and the improvements that can be achieved, a preferred range is 1 to 7% cobalt.
  • Both elements contribute to the strength through mixed crystal hardening. At higher levels, they can also significantly increase strength through precipitation hardening. Both elements, however, also lower the M s temperature and thus increase the residual austenite content. Therefore, the preferred proportion of molybdenum and tungsten is limited to a total of 6%. It is also known that molybdenum improves corrosion resistance. Therefore, molybdenum is preferred over tungsten. In terms of a preferred combination of strength and corrosion resistance, the preferred range of Mo is 1 to 4%. A particularly preferred range is 1.5 to 3%.
  • V to N A preferred ratio of V to N is 3.5 to 4.2.
  • the preferred nitrogen content is between 0.16 and 0.20 % and that of vanadium in the range between 0.5 and 7%.
  • titanium leads to the formation of titanium nitrides. This phase can make a significant contribution to grain refinement and grain size limitation.
  • the addition of more than 0.05% titanium leads to the formation of ineffective, coarse Titanium nitrides, which is why the proportion of titanium should be limited to 0.05%.
  • Manganese is an austenite stabilizing element. However, its delta ferrite suppression effect is not as strong as that of nickel and cobalt. On the other hand, it greatly lowers the M s temperature. This combination of properties is very unfavorable in the context of the desired alloy design. Therefore, the weight fraction of manganese should not exceed 0.5%.
  • Silicon should only be used for deoxidation purposes. Too high Levels, however, reduce toughness. Therefore, the weight percentage of Silicon can be limited to 0.5%.
  • Carbon is an element that suppresses delta ferrite.
  • this element leads to an additional reduction in the M s temperature and must therefore be limited to 0.05%.
  • carbon promotes the grain boundary separation of chromium carbides during the tempering treatment and thus worsens the corrosion resistance (sensitization).
  • the carbon should therefore preferably be limited to 0.03%.
  • Tempered austenite is produced, and the special nitrides are not only used Grain size limitation at high austenitizing temperatures and Precipitation hardening used, but they also allow a finer Distribution of austenite components within the basic martensitic structure.
  • FIG. 1 schematically shows the structure of an alloy according to the invention. It is martensitic and is divided into former austenite grains 1, which in Martensite crystals (blocks) 2, which in turn are broken down into a set of columnar subcells (slats) 3 are broken down.
  • Vanadium nitrides 5 and vanadium / niobium nitrides 4 are in this structure embedded. These nitrides either have high austenitizing temperatures survived (primary nitrides 4) or were found in subsequent ones Heat treatment stages formed (secondary nitrides 5). Secondary nitrides 5 can occur during a reaustenitization at lower temperatures as well be formed during a martenitis 2 temper treatment.
  • Austenite grains 6 are additionally embedded in this structure.
  • This austenite 6 is to be understood as an austenite because it is during a final Tempering treatment is generated and after cooling to room temperature remains.
  • the primary nitrides 4 are somewhat coarser than the secondary nitrides 5, but both Nitride types 4 and 5 are very evenly distributed. Because of this uniformity an optimized hardening effect is achieved. This happens both over Grain refinement as well as particle hardening. Due to the uniformity and due to the low tendency to coarsen the primary vanadium / niobium mixed nitrides 4 resistance to massive grain coarsening except for Temperatures of 1180 ° C ensured.
  • Nitrides which are dissolved when austenitization is carried out at 1180 ° C, can to a large extent be re-precipitated with a reaustitization between 730 and 850 ° C. These nitrides 5 remain sufficiently fine so that they contribute to the overall strength achieved by particle hardening. It is essential, however, that grain refinement is associated with the reaustenitization, which is effectively supported by the presence of the primary nitrides 4 as well as the newly formed vanadium nitrides 5. Grain refinement and re-excretion of nitrides 5 together enable a very effective increase in the M s temperature.
  • Tempering austenite 6 develops at temperatures between 550 and 650 ° C. Above a temperature of 600 ° C vanadium nitrides 5 can easily in the martensitic matrix 2 are excreted and provide a significant Strength contribution. It is important that the tempering austenite 6 in its growth is strongly affected by the nitrides 4, 5 present. If it is possible to produce austenite 6 with a high nucleus density, it can within the martensite 2 and under the action of the present nitrides 4, 5 be evenly and finely distributed. An increased germ density can be caused by a fine martensite 2 can be ensured.
  • chromium nitride is suppressed because the nitrogen is already in the preceding heat treatment phase is set. This leaves chrome in solution and the susceptibility to sensitization is low.
  • Precipitation hardening can be further increased with copper.
  • a further precipitation hardening is through the addition of molybdenum and / or Tungsten in combination with nickel and cobalt possible.
  • the addition of molybdenum can further improve the corrosion resistance.
  • FIGS. 3 to 5 show strength values of the alloys AP39 (FIG. 3), AP40 (FIG. 4) and AP41 (FIG. 5) after solution annealing at 1180 ° C., intermediate annealing at 640 ° C., 730 ° C. or 780 ° C, and a final tempering treatment at 600 ° C.
  • the strengths (yield strength R p0.2 and tensile strength R m ) are compared with typical values of the alloy 14-5ph known from the prior art in the heat-treated state LZA450, LZA550 and LZA4620.
  • the open symbols refer to the yield strength, the closed symbols to the tensile strength.
  • All three alloys according to the invention have the final Tempering treatment at 600 ° C tensile strength values which are close or clear above the upper end of the 14-5ph steel.
  • Alloys A39 and A41 have the final one Tempering treatment at 600 ° C yield strength values, to which near or clear above the upper end of the 14-5ph steel.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft einen umwandlungskontrollierten Nitridausscheidungshärtenden Vergütungsstahl mit folgender Zusammensetzung (Angabe in Gew.-%): 15-18 Cr, maximal 0.5 Mn, 4-10 Ni, maximal 15 Co, maximal 4 W, maximal 4 Mo, 0.5-1 V, mindestens eines aus Nb, Ta, Hf und Zr in der Summe zwischen 0.001-0.1, 0.001-0.05 Ti, maximal 0.5 Si, maximal 0.05 C, 0.13-0.25 N, maximal 4 Cu, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen und der Massgabe, dass das Gewichtsverhältnis von Vanadium zu Stickstoff V/N im Bereich zwischen 3.5 und 4.2 liegt. Die Erfindung betrifft auch ein Wärmebehandlungsverfahren dieses Stahls. Es können eine sehr gute Festigkeit, Duktilität sowie Korrosionsbeständigkeit erreicht werden. <IMAGE>

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft einen umwandlungskontrollierten Nitridaussscheidungshärtenden Vergütungsstahl mit 15-18 Gew.-% Chrom, welcher sich durch eine optimale Kombination von Festigkeit, Zähigkeit und Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion auszeichnet und welcher sich daher gut in der chemischen Industrie, Verkehrstechnik, Kraftwerkstechnik, Bautechnik und bei der Kunststoffverarbeitung einsetzen lässt.
Stand der Technik
Umwandlungskontrollierte martensitisch-härtbare Stähle sind bekannter Stand der Technik, beispielweise die Legierung 17-5ph mit 15.4 Gew.-% Cr, 4.4 Gew.-% Ni, 0.4 Gew.-% Mn, 0.25 Gew.-% Si, 3.3 Gew.-% Cu, 0.3 Gew.-% Nb und 0.04 Gew.-% C oder die Legierung 14-5 ph mit 14 Gew.-% Cr, 5 Gew.-% Ni, 0.4 Gew.-% Mn, 0.25 Gew.-% Si, 1.6 Gew.-% Cu, 0.25 Gew.-% Nb, 1.5 Mo und 0.05 Gew.-% C. Die Nickel- und Chromgehalte sind dabei so ausgewogen, dass kein oder nur sehr wenig Delta-Ferrit während der Austenitisierung auftritt.
Umwandlungkontrollierte Stähle werden durch martensitische Umwandlung und durch Ausscheidungshärtung gefestigt. Martensit entsteht durch eine Abschreckbehandlung im Anschluss an die Austenitisierung, während die Ausscheidungshärtung realisiert wird durch eine Wärmebehandlung des abgeschreckten Martensits. Daher werden üblicherweise umwandlungskontrollierte Stähle zunächst austenitisiert, abgeschreckt und im Anschluss bei mittleren Temperaturen wärmebehandelt. Die jeweilige Gefügeausbildung wird beeinflusst von der Wirkung der Legierungselemente und den Wärmebehandlungsparametem auf die Umwandlungstemperaturen Ms, Mf und Ac1. Ms ist die Temperatur, bei der die Umwandlung von Austenit zu Martensit während des Abschreckens beginnt, Mf ist die Temperatur, bei welcher die Umwandlung des Austenits zu Martensit während des Abschreckens beendet ist und Ac1 ist die Temperatur, bei welcher die Austenitbildung während des Aufheizens beginnt.
Die Ms-Temperatur der martensitisch-härtbaren Stähle ist hinreichend hoch, so dass ein Grossteil des während der Austenitisierung vorliegenden Austenits bei gewöhnlicher Abkühlung auf Raumtemperatur in Martensit umgewandelt werden kann. Die Ms-Temperatur wird ferner durch die Korngrösse und die gelösten Substitutionselemente beeinflusst, welche eine Ausscheidungshärtung ermöglichen. Je gröber das Korn und je höher der Anteil gelöster Legierungselemente sind, umso tiefer ist die Ms-Temperatur.
Der nach einer vollständigen Austenitisierung und anschliessender Abkühlbehandlung zurückbleibende Restaustenit ist umwandlungsfähig. Falls während einer Anlassbehandlung Substitutionselemente ausgeschieden werden, kann die Ms-Temperatur des Restaustenits wieder derart zunehmen, dass dieser bei der anschliessenden Abkühlbehandlung wieder in Martensit umwandelt. Vom Restaustenit ist der Anlassaustenit zu unterscheiden, welcher nach einer partiellen Austenitisierung, also Glühung im Ferrit-Austenit-Zweiphasenbereich und anschliessender Abkühlbehandlung zurückbleibt.
Für eine optimierte Kombination aus Ausscheidungs-Aushärtbarkeit und Korngrössenbegrenzung werden in konventionellen umwandlungskontrollierten martensitischen Stählen zweierlei Elemente zulegiert:
  • 1. Nb und C zur Ausscheidungs-Aushärtbarkeit, doch primär zur Korngrössenbegrenzung
  • 2. Cu ausschliesslich zur Ausscheidungshärtung durch Aushärtung
    • Massives Kornwachstum setzt als Folge unzureichender Stabilität der Niobkarbide bei Temperaturen oberhalb 1050°C ein, so dass die Austenitisierung auf diese Temperatur begrenzt wird. Maximale Ausscheidungshärtbarkeit wird bei Temperaturen um 450 bis 500°C erreicht. Hingegen resultiert eine Anlassbehandlung bei diesen Temperaturen in sehr kleinen Duktilitäten und insbesondere in einem sehr geringen Widerstand gegen Spannungsrisskorrosion.
    Anlassaustenit im Gegensatz zu Restaustenit wirkt sich sehr günstig auf die Duktilität (Zähigkeit) und die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit aus. Er wirkt sich umso günstiger auf diese Eigenschaften aus, je feiner das vorangehende (ehemalige) Austenitkorn war. Die Duktilität wird gut durch eine zweifache Austenitisierung gesteigert, wobei die zweite Austenitisierung bei tieferen Austenitisierungstemperaturen nicht nur der Kornfeinung (Normalisierung), sondern auch einer begrenzten Ausscheidung von Niobkarbiden dient, welche zusammen mit der Kornfeinung die Ms-Temperatur weiter erhöht. Anlassaustenit wird beim Anlassen bei Temperaturen zwischen 550 und 650°C gebildet, wobei ein maximaler Gehalt an Anlassaustenit bei Temperaturen um 600°C erreicht wird.
    Ein erhöhter Anteil an Anlassaustenit wirkt sich günstig auf Festigkeit und Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit aus. Auf der anderen Seite ist speziell bei erhöhten Kohlenstoffgehalten die Bildung von Anlassaustenit während einer Anlassbehandlung im Bereich zwischen 550 und 650°C mit einer Sensibilisierung des Austenits verknüpft. Darunter versteht man eine Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit (insb. gegen interkristalline Korrosion) durch Korngrenzen-Ausscheidung chromreicher Phasen.
    Die erzielbare Kombination aus Festigkeit und Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion wird durch die Tatsache begrenzt, dass die für diese beiden Eigenschaften förderlichen Gefügeausbildungsformen bei deutlich unterschiedlichen Anlasstemperaturen gebildet werden, also:
    Ausscheidungshärtung 450 bis 550 °C
    Anlassaustenit 550 bis 650 °C
    Darstellung der Erfindung
    Die Erfindung versucht, diese Nachteile zu vermeiden. Ihr liegt die Aufgabe zugrunde, einen martensitisch-härtbaren Stahl, welcher eine verbesserte Kombination von Festigkeit, Duktilität und Korrosionsbeständigkeit aufweist, anzugeben sowie ein Wärmebehandlungsverfahren für eine solche Legierung.
    Kern der Erfindung ist ein umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl mit folgender Zusammensetzung (Angabe in Gew.-%): 15-18 Cr, maximal 0.5 Mn, 4-10 Ni, maximal 15 Co, maximal 4 W, maximal 4 Mo, 0.5-1 V, mindestens eines aus Nb, Ta, Hf und Zr in der Summe zwischen 0.001-0.1, 0.001-0.05 Ti, maximal 0.5 Si, maximal 0.05 C, 0.13-0.25 N, maximal 4 Cu, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen und der Massgabe, dass das Gewichtsverhältnis von Vanadium zu Stickstoff V/N im Bereich zwischen 3.5 und 4.2 liegt.
    Der Vorteil der Erfindung besteht darin, dass durch die Wahl der Legierungselemente neben einer hohen Festigkeit und Duktilität auch eine hohe Korrosionsbeständigkeit erreicht wird.
    Es ist zweckmässig, wenn der Stahl 1-10 Gew.-% Co aufweist, 0.5-3, vorzugsweise 0.5-1.5 Gew.% Cu; 15-17, vorzugsweise 15.5-16.5 Gew.-% Cr; 0.5-0.7 Gew.-% V, 0.16-0.2 Gew.-% N; 0.01-0.07 Gew.-% Nb und eine Summe von Mo und W im Bereich 1-6, vorzugsweise 1-4. Bevorzugte Gehalte an Mo liegen im Bereich von 1.5-3 Gew.-%, an Mn im Bereich von 0.02-0.4 Gew.-%, an Si im Bereich von 0.02-0.25 Gew.-%. Der C-Gehalt beträgt bevorzugt 0.02 Gew.-%.
    Im Einzelnen haben die Legierungselemente folgenden Einfluss:
    Chrom
    Chrom ist das für die Korrosionsbeständigkeit wichtigste Legierungselement. Ein zunehmender Legierungsanteil erhöht indessen den Restaustenitanteil. Oberhalb 17 % Chrom ist eine martensitische Durchärtbarkeit nicht mehr möglich. Gute Legierungen haben Chromgehalte zwischen 15 und 17 % zu erwarten. Ein besonders bevorzugter Bereich liegt bei 15.5 bis 16.5 %.
    Nickel
    Nickel ist ein austenitstabilisierendes Element und wird zur Unterdrückung von Delta-Ferrit benutzt. Im Rahmen des gewünschten Legierungsentwurfes sind zu diesem Zwecke mindestens 4 % notwendig. Zunehmende Gehalte senken indessen in die Ms-Temperatur und erhöhen den Restaustenitanteil. Oberhalb 10 % Nickel ist eine martensitische Durchhärtbarkeit in Gegenwart von ca. 15 % Chrom nicht mehr möglich.
    Kobalt
    Kobalt ist ein austenitstabilisierendes Element und wird ebenfalls zur Unterdrückung von Delta-Ferrit benutzt. Ungleich des Nickels senkt es jedoch die Ms-Temperatur weit weniger, so dass martensitisch-härtbare Legierungen mit Kobaltgehalten bis 15% entworfen werden können. Ferner verstärkt Kobalt die Ausscheidungshärtbarkeit durch Molybdän und Wolfram. Unter Berücksichtigung des hohen Kobaltpreises und der erzielbaren Verbesserungen liegt ein bevorzugter Bereich bei 1 bis 7% Kobalt.
    Molybdän und Wolfram
    Beide Elemente tragen durch Mischkristallhärtung an der Festigkeit bei. Bei erhöhten Gehalten können sie zudem durch Ausscheidungshärtung die Festigkeit massgeblich steigern. Beide Elemente senken indessen ebenfalls die Ms-Temperatur und erhöhen somit den Restaustenitanteil. Deshalb wird der bevorzugte Anteil von Molybdän und Wolfram auf insgesamt 6% begrenzt. Es ist ferner bekannt, dass Molybdän die Korrosionsbeständigkeit verbessert. Daher wird Molybdän gegenüber Wolfram bevorzugt. Hinsichtlich einer bevorzugten Kombination von Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit ist der bevorzugte Bereich von Mo bei 1 bis 4 %. Ein besonders bevorzugter Bereich liegt bei 1.5 bis 3 %.
    Vanadium und Stickstoff
    Die Zugabe beider Elemente führt zur Bildung von Vanadiumnitriden, welches zur Komgrössenbegrenzung wie auch zur Ausscheidungshärtung benutzt werden kann. Die Wirkung ist am stärksten, wenn diese beiden Elemente stöchiometrisch zueinander legiert werden. Ein bevorzugtes Verhältnis von V zu N liegt bei 3.5 bis 4.2. Der bevorzugte Gehalt an Stickstoff liegt im Bereich zwischen 0.16 und 0.20 % und derjenige von Vanadium im Bereich zwischen 0.5 und 7 %.
    Titan
    Die Zugabe von Titan führt zur Bildung von Titannitriden. Diese Phase kann massgeblich zur Kornfeinung und Korngrössenbegrenzung beitragen. Die Zugabe von mehr als 0.05 % Titan führt zur Bildung von wenig wirksamen, groben Titannitriden, weshalb der Anteil von Titan auf 0.05 % begrenzt werden sollte.
    Mangan
    Mangan ist ein austenitstabilisierendes Element. Seine Wirkung zur Unterdrückung von Delta - Ferrit ist jedoch nicht so stark wie die des Nickels und des Kobalts. Auf der anderen Seite senkt es stark die Ms-Temperatur. Diese Eigenschaftskombination ist im Rahmen des gewünschten Legierungsentwurfes sehr ungünstig. Deshalb sollte der Gewichtsanteil von Mangan 0.5 % nicht überschreiten.
    Silizium
    Silizium soll ausschliesslich zu Desoxidationszwecken eingesetzt werden. Zu hohe Gehalte senken indessen die Zähigkeit. Deshalb sollte der Gewichtsanteil von Silizium auf 0.5 % begrenzt werden.
    Kohlenstoff
    Kohlenstoff ist ein zur Unterdrückung des Delta-Ferrits wirksames Element. Andererseits führt dieses Element zu einer zusätzlichen Absenkung der Ms-Temperatur und muss deshalb auf 0.05 % begrenzt werden. Hinzu kommt, dass Kohlenstoff während der Anlassbehandlung die Korngrenzenausscheidung von Chromkarbiden fördert und damit die Korrosionsbeständigkeit verschlechtert (Sensibilisierung). Der Kohlenstoff sollte daher bevorzugt auf 0.03 % begrenzt werden.
    Weiterhin ist es von Vorteil, wenn die erfindungsgemässen Legierungen folgendermassen wärmebehandelt werden:
  • 1. Lösungsglühen bei 1050-1250 °C/0.2-10 h, vorzugsweise 1180 °C/2 h, Abkühlung an Luft auf RT
  • 2. Zwischenglühung bei 640 °C bis 780 °C/0.2-10 h, vorzugsweise 2 h
  • 3. Anlassbehandlung bei 570-630 °C/0.2-5 h, vorzugsweise 600 °C/1 h
    • Im Rahmen dieser Wärmebehandlung wird ein erhöhter Volumenanteil an Anlassaustenit erzeugt, und die Sondernitride werden nicht nur zur Korngrössenbegrenzung bei hohen Austenitisierungstemperaturen und zur Ausscheidungshärtung genutzt, sondern sie ermöglichen auch eine feinere Verteilung von Austenitanteilen innerhalb des martensitischen Grundgefüges.
    Kurze Beschreibung der Zeichnung
    In der Zeichnung sind mehrere Ausführungsbeispiele der Erfindung dargestellt. Es zeigen:
    Fig. 1
    ein schematisch dargestelltes Gefügebild der erfindungsgemässen Legierung;
    Fig. 2
    die Abhängigkeit der Härte HV 10 von der Anlasstemperatur für drei erfindungsgemässe Legierungen (AP39, AP40, AP41) und für die Vergleichslegierung 17-4ph;
    Fig. 3
    die Abhängigkeit der Festigkeit der erfindungsgemässen Legierung AP39 von der Zwischenglühtemperatur im Vergleich zur Festigkeit der Vergleichslegierung 14-5ph bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen;
    Fig. 4
    die Abhängigkeit der Festigkeit der erfindungsgemässen Legierung AP40 von der Zwischenglühtemperatur im Vergleich zur Festigkeit der Vergleichslegierung 14-5ph bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen;
    Fig. 5
    die Abhängigkeit der Festigkeit der erfindungsgemässen Legierung AP41 von der Zwischenglühtemperatur im Vergleich zur Festigkeit der Vergleichslegierung 14-5ph bei unterschiedlichen Anlasstemperaturen.
    Es sind nur die für das Verständnis der Erfindung wesentlichen Elemente gezeigt.
    Wege zur Ausführung der Erfindung
    Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und der Fig. 1 bis 5 näher erläutert.
    Fig. 1 zeigt schematisch das Gefüge einer erfindungsgemässen Legierung. Es ist martensitisch und gliedert sich in ehemalige Austenitkömer 1, welche in Martensitkristalle (Blöcke) 2 zerlegt sind, die ihrerseits wieder in einen Satz von säulenförmigen Subkömern (Latten) 3 zerlegt sind.
    In dieses Gefüge sind Vanadiumnitride 5 bzw. Vanadium/Niob-Nitride 4 eingebettet. Diese Nitride haben entweder hohe Austenitisierungstemperaturen überlebt (primäre Nitride 4) oder wurden in nachfolgenden Wärmebehandlungsetappen gebildet (sekundäre Nitride 5). Sekundäre Nitride 5 können während einer Reaustenitisierung bei tieferen Temperaturen als auch während einer Anlassbehandlung des Martensitis 2 gebildet werden.
    In dieses Gefüge sind zusätzlich Austenitkörner 6 eingebettet. Dieser Austenit 6 ist als Anlassaustenit zu verstehen, da er während einer abschliessenden Anlassbehandlung erzeugt wird und nach Abkühlung auf Raumtemperatur zurückbleibt.
    Die primären Nitride 4 sind etwas gröber als die sekundären Nitride 5, aber beide Nitridarten 4 und 5 sind sehr gleichmässig verteilt. Durch diese Gleichmässigkeit wird eine optimierte Härtungswirkung erzielt. Dies geschieht sowohl über Kornfeinung als auch über Teilchenhärtung. Durch die Gleichmässigkeit und durch die geringe Vergröberungsneigung der primären Vanadium/Niob-Mischnitride 4 wird Beständigkeit gegen massive Kornvergröberung bis auf Temperaturen von 1180°C sichergestellt.
    Zwischen Austenitisierungstemperaturen von 730 und 1180 °C besteht eine nicht unwesentliche Löslichkeitslücke für das Vanadiumnitrid 4. Nitride, welche bei einer Austenitisierung bei 1180 °C aufgelöst werden, können zu einem grossen Anteil bei einer Reaustenitisierung zwischen 730 und 850 °C neu ausgeschieden werden. Diese Nitride 5 bleiben hinreichend fein, so dass sie durch Teilchenhärtung an der insgesamt realisierten Festigkeit beitragen. Wesentlich ist jedoch, dass mit der Reaustenitisierung eine Kornfeinung verknüpft ist, welche durch die Anwesenheit der Primärnitride 4 wie auch der sich neu bildenden Vanadiumnitride 5 wirksam unterstützt wird. Kornfeinung und Neuausscheidung von Nitriden 5 zusammen ermöglichen eine sehr wirksame Steigerung der Ms-Temperatur.
    Anlassaustenit 6 entwickelt sich bei Temperaturen zwischen 550 und 650 °C. Oberhalb einer Temperatur von 600 °C können Vanadiumnitride 5 leicht in der martensitischen Matrix 2 ausgeschieden werden und liefern einen bedeutenden Festigkeitsbeitrag. Von Bedeutung ist, dass der sich bildende Anlassaustenit 6 in seinem Wachstum stark durch die anwesenden Nitride 4, 5 beeinträchtigt ist. Gelingt es also den Austenit 6 in einer hohen Keimdichte zu erzeugen, so kann er innerhalb des Martensits 2 und unter der Wirkung der vorliegenden Nitride 4, 5 gleichmässig und fein verteilt werden. Eine erhöhte Keimdichte kann durch einen feinen Martensit 2 sichergestellt werden.
    Die Bildung von Chromnitrid ist unterdrückt, da der Stickstoff schon in der vorangehenden Wärmebehandlungsphase abgebunden wird. Damit bleibt Chrom in Lösung und die Anfälligkeit auf Sensibilisierung ist gering.
    Die Ausscheidungshärtung kann durch Kupfer weiter gesteigert werden. Eine weitere Ausscheidungshärtung ist durch das Zulegieren von Molybdän und/oder Wolfram in Kombination mit Nickel und Kobalt möglich. Die Zugabe von Molybdän kann dabei die Korrosionsbeständigkeit weiter verbessern.
    Gegenüber den in der Technik bekannten Legierungen weist das Gefüge der erfindungsgemässen Legierungen eine Reihe von Vorteilen auf:
    • Massive Kornvergröberung setzt bei höheren Temperaturen ein. Dadurch können höhere Austenitisierungstemperaturen angewendet werden, womit auch ein grösserer Volumenanteil von Sondernitriden in Lösung gebracht werden kann.
    • Die Kornfeinung bei der Reaustenitisierung ist durch die Anwesenheit und Neubildung von Sondernitriden verbessert. Kornfeinung und Neuausscheidung von Nitriden ermöglichen eine wirksame Steigerung der Ms-Temperatur. Die neugebildeten Nitride liefern einen zusätzlichen Festigkeitsbeitrag durch Teilchenhärtung.
    • Der Anlassaustenit wird als Folge der dicht vorliegenden Nitride in seinem Wachstum begrenzt. Er kann dadurch gleichmässiger und feiner in das martensitische Grundgefüge eingebettet werden. Durch die Gleichmässigkeit und Feinheit geht keine Festigkeit verloren, das Verhältnis Streckgrenze/Zugfestigkeit bleibt hoch.
    • Die Vanadiumnitride sind unter den Anlassbedingungen, unter denen der Anlassaustenit gebildet wird (550 bis 650 °C) hinreichend stabil gegen Vergröberung, so dass mit der Bildung des Anlassaustenits keine Überalterung der Ausscheidungsphasen verknüpft ist.
    • Die erfindungsgemässe Legierung ist gut gegenüber der Ausscheidung von Chromkarbid oder Chromnitrid stabilisiert. Damit kann die Korrosionsbeständigkeit hoch gehalten werden.
    Hervorzuheben ist, dass bei den erfindungsgemässen Legierungen sowohl die Ausscheidungsaushärtung als auch die Bildung von Anlassaustenit in demselben Temperaturbereich von 550 bis 650 °C umgesetzt werden kann.
    Die Fig. 2 bis 5 zeigen Festigkeits- und Härtewerte der erfindungsgemässen Legierungen AP39, AP40 und AP41 im Vergleich zu den Refenzlegierungen 14-5ph und 17-4ph. Die chemische Zusammensetzung der betreffenden Legierungen ist der nachfolgenden Tabelle 1 (n.s. = nicht spezifiziert) zu entnehmen:
    Chemische Zusammensetzung
    17-4ph 14-5ph AP39 AP40 AP41
    Fe Rest Rest Rest Rest Rest
    Cr 15.4 14 15.2 15.1 15.0
    Ni 4.4 5 4.3 4.4 4.4
    Mn 0.4 0.4 0.05 0.04 0.05
    Si 0.25 0.25 0.18 0.14 0.16
    Co n.b. n.b. 4.7 4.6 2.6
    Cu 3.3 1.6 n.s. 3.4 3.4
    V n.s. n.s. 0.6 0.6 0.64
    Ti n.s n.s. 0.003 0.004 0.004
    Nb 0.3 0.25 0.04 0.04 0.04
    Mo n.s. 1.5 1 0.9 1
    N n.s n.s. 0.16 0.16 0.16
    C 0.04 0.05 0.02 0.02 0.02
    Die erfindungsgemässen Legierungen wurden folgendermassen hergestellt:
  • 1. Erschmelzen im Vakuum-Induktionsofen bei Umgebungsdruck
  • 2. Homogenisierung bei 1200 °C/10 h
  • 3. Schmieden von Platten bei Temperaturen zwischen 1180 °C und 900 °C
    • Fig. 2 zeigt die Anlasskurven der erfindungsgemässen Legierungen AP39, AP40 und AP41, welche bei 1180 °C/2 h lösungsgeglüht wurden im Vergleich zur kommerziellen Legierung vom Typ 17-4ph, welche bei 1050 °C/2 h lösungsgeglüht wurde. Alle Versuchsproben mit einem Vergütungsquerschnitt von 30 mm wurden an Luft abgekühlt. Die Anlasszeit betrug jeweils 2 Stunden. Es wurde die Vickers Härte HV 10 der untersuchten Proben in Abhängigkeit von der Anlasstemperatur T aufgetragen. Deutlich ist zu erkennen, dass bei Anlasstemperaturen oberhalb von 600 °C bei den erfindungsgemässen Legierungen wesentlich höhere Härtewerte als bei der Vergleichslegierung erreicht werden.
    Für die Ermittlung der Festigkeitswerte der erfindungsgemässen Legierungen AP39, AP40 und AP41 sowie der Vergleichslegierung vom Typ 14-5ph wurden die in der Tabelle 2 beschriebenen Wärmebehandlungen durchgeführt:
    Wärmebehandlungsparameter
    14-5ph AP39-41
    LZA450 LZA550 LZA620 WB1 WB2 WB3
    Lösungsglühen L Zwischen glühen Z 1050°C 1050°C 1050°C 1180°C/ 2h 1180°C/ 2h 1180°C/ 2h
    850°C/2h 750°C/2h 750°C/2h 640°C/2h 730°C/2h 780°C/2h
    Anlassen A 450°C/5h 550°C/2h 620°C/2h 600°C/1h 600°C/1h 600°C/1h
    Die Figuren 3 bis 5 zeigen Festigkeitswerte der erfindungsgemässen Legierungen AP39 (Fig. 3), AP40 (Fig. 4) und AP41 (Fig.5) nach einer Lösungsglühung bei 1180 °C, einer Zwischenglühung bei 640 °C, 730 °C oder 780 °C, sowie einer abschliessenden Anlassbehandlung bei 600 °C. Die Festigkeiten (Streckgrenze Rp0.2 und Zugfestigkeit Rm) werden vergleichen mit typischen Werten der aus dem Stand der Technik bekannten Legierung 14-5ph im Wärmebehandlungszustand LZA450, LZA550 und LZA4620. Die offenen Symbole beziehen sich dabei auf die Streckgrenze, die geschlossenen Symbole auf die Zugfestigkeit.
    Alle drei erfindungsgemässen Legierungen weisen nach der abschliessenden Anlassbehandlung bei 600°C Zugfestigkeitswerte auf, welche nahe oder deutlich oberhalb des oberen Streubandendes des Stahls vom Typ 14-5ph liegen.
    Die Legierungen A39 und A41 weisen nach der abschliessenden Anlassbehandlung bei 600°C Streckgrenzenwerte, auf welche nahe oder deutlich oberhalb des oberen Streubandendes des Stahls vom Typ 14-5ph liegen.
    Damit ist gezeigt, dass mit den erfindungsgemässen Legierungen nach einer Anlassbehandlung von 600°C noch Festigkeitswerte erzielt werden können, für die bei den konventionellen Legierungen Anlasstemperaturen von etwa 550°C angewendet werden müssen. Dies bedeutet, dass selbst in demjenigen Temperaturbereich, bei dem sich bevorzugt der Anlassaustenit bildet, noch hohe Festigkeitswerte erzielt werden können.
    Selbstverständlich ist die Erfindung nicht auf die beschriebenen Ausführungsbeispiele beschränkt.
    Bezugszeichenliste
    1
    Korn
    2
    Martensit (Blöcke)
    3
    Subkörner (Latten)
    4
    Sekundäre Nitride
    5
    Primäre Nitride
    6
    Anlassaustenit
    T
    Anlasstemperatur
    Rp0.2
    Streckgrenze
    Rm
    Zugfestigkeit

    Claims (17)

    1. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung (Angabe in Gew.-%): 15-18 Cr, maximal 0.5 Mn, 4-10 Ni, maximal 15 Co, maximal 4 W, maximal 4 Mo, 0.5-1 V, mindestens eines aus Nb, Ta, Hf und Zr in der Summe zwischen 0.001-0.1, 0.001-0.05 Ti, maximal 0.5 Si, maximal 0.05 C, 0.13-0.25 N, maximal 4 Cu, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen und der Massgabe, dass das Gewichtsverhältnis von Vanadium zu Stickstoff V/N im Bereich zwischen 3.5 und 4.2 liegt.
    2. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 1 bis 10 Gew.-% Co.
    3. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 0.5-3 Gew.-% Cu.
    4. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 3, gekennzeichnet durch 0.5-1.5 Gew.-% Cu.
    5. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 15-17 Gew.-% Cr.
    6. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch 15.5-16.5 Gew.-% Cr.
    7. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch maximal 0.03 Gew.-% C.
    8. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 7, gekennzeichnet durch maximal 0.02 Gew.-% C.
    9. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 0.5-0.7 Gew.-% V und 0.16-0.20 Gew.-% N.
    10. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 0.01-0.07 Gew.-% Nb.
    11. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine Summe von Mo und W im Bereich zwischen 1 und 6 Gew.-%.
    12. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 11, gekennzeichnet durch 1-4 Gew.-% Mo.
    13. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 12, gekennzeichnet durch 1.5-3 Gew.-% Mo.
    14. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 0.02-0.4 Gew.-% Mn.
    15. Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch 0.02-0.25 Gew.-% Si.
    16. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Vergütungsstahles nach einem der Ansprüche 1 bis 15, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
      Lösungsglühen bei 1050-1250 °C/0.2-10 h, Abkühlung an Luft auf RT
      Zwischenglühung bei 640 °C bis 780 °C/0.2-10 h
      Anlassbehandlung bei 570-630 °C/0.2-5 h.
    17. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Vergütungsstahles nach Anspruch 16, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
      Lösungsglühen bei 1180 °C/2 h, Abkühlung an Luft auf RT
      Zwischenglühung bei 640 °C bis 780 °C/2 h
      Anlassbehandlung bei 600 °C/1 h.
    EP01128805A 2000-12-18 2001-12-04 Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl Expired - Lifetime EP1215299B1 (de)

    Applications Claiming Priority (2)

    Application Number Priority Date Filing Date Title
    DE10063117 2000-12-18
    DE10063117A DE10063117A1 (de) 2000-12-18 2000-12-18 Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl

    Publications (3)

    Publication Number Publication Date
    EP1215299A2 true EP1215299A2 (de) 2002-06-19
    EP1215299A3 EP1215299A3 (de) 2003-12-10
    EP1215299B1 EP1215299B1 (de) 2005-03-09

    Family

    ID=7667674

    Family Applications (1)

    Application Number Title Priority Date Filing Date
    EP01128805A Expired - Lifetime EP1215299B1 (de) 2000-12-18 2001-12-04 Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl

    Country Status (4)

    Country Link
    US (1) US6592685B2 (de)
    EP (1) EP1215299B1 (de)
    CN (1) CN1252305C (de)
    DE (2) DE10063117A1 (de)

    Families Citing this family (9)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    US20070261768A1 (en) * 2006-05-10 2007-11-15 Reynolds Harris A Jr Method for designing corrosion resistant alloy tubular strings
    EP2265739B1 (de) 2008-04-11 2019-06-12 Questek Innovations LLC Durch kupfer-nukleierte nitridablagerungen gehärteter martensitischer edelstahl
    US10351922B2 (en) 2008-04-11 2019-07-16 Questek Innovations Llc Surface hardenable stainless steels
    CN101693976B (zh) * 2009-10-14 2011-06-15 马鞍山钢铁股份有限公司 转炉炼钢的钒氮微合金化方法
    CN102001442B (zh) * 2010-11-16 2013-09-18 宝鼎重工股份有限公司 一种铸造成型的桨叶导向架及铸造成型方法
    CN102001441B (zh) * 2010-11-16 2013-04-10 宝鼎重工股份有限公司 一种铸造成型的桨叶导向架及铸造成型方法
    UA111115C2 (uk) 2012-04-02 2016-03-25 Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. Рентабельна феритна нержавіюча сталь
    CN103736945A (zh) * 2013-12-05 2014-04-23 天水星火机床有限责任公司 一种减少铁水浇注件裂纹的方法
    WO2015163509A1 (en) * 2014-04-25 2015-10-29 Songwon Industrial Co., Ltd. Hydrogel comminuting device comprising rotating steel component in the production of water-absorbent polymer particles

    Citations (5)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    US5415706A (en) * 1993-05-28 1995-05-16 Abb Management Ag Heat- and creep-resistant steel having a martensitic microstructure produced by a heat-treatment process
    RU2071989C1 (ru) * 1993-07-22 1997-01-20 Московский институт стали и сплавов Сталь (ее варианты)
    EP0780483A1 (de) * 1995-12-20 1997-06-25 Nippon Steel Corporation Hochfester wärmebeständiger austenitischer Stahl mit verbesserter Schweissbarkeit
    DE19614407A1 (de) * 1996-04-12 1997-10-16 Abb Research Ltd Martensitisch-austenitischer Stahl
    US6030469A (en) * 1997-03-21 2000-02-29 Abb Research Ltd. Fully martensitic steel alloy

    Family Cites Families (4)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    DE891399C (de) * 1940-06-20 1953-09-28 Eisen & Stahlind Ag Austenitische Stahllegierungen fuer Gegenstaende, die bei ihrer Herstellung oder im Betrieb einer Erwaermung ausgesetzt werden
    CN1039036C (zh) * 1993-12-28 1998-07-08 新日本制铁株式会社 耐热影响区软化性能优良的马氏体耐热钢及其制造方法
    DE19740908C1 (de) * 1997-09-17 1999-08-05 Vacuumschmelze Gmbh Anzeigeelement für die Verwendung in einem magnetischen Diebstahlsicherungssystem und Verfahren zur Herstellung eines Aktivierungsstreifens hierfür
    DE10025808A1 (de) * 2000-05-24 2001-11-29 Alstom Power Nv Martensitisch-härtbarer Vergütungsstahl mit verbesserter Warmfestigkeit und Duktilität

    Patent Citations (5)

    * Cited by examiner, † Cited by third party
    Publication number Priority date Publication date Assignee Title
    US5415706A (en) * 1993-05-28 1995-05-16 Abb Management Ag Heat- and creep-resistant steel having a martensitic microstructure produced by a heat-treatment process
    RU2071989C1 (ru) * 1993-07-22 1997-01-20 Московский институт стали и сплавов Сталь (ее варианты)
    EP0780483A1 (de) * 1995-12-20 1997-06-25 Nippon Steel Corporation Hochfester wärmebeständiger austenitischer Stahl mit verbesserter Schweissbarkeit
    DE19614407A1 (de) * 1996-04-12 1997-10-16 Abb Research Ltd Martensitisch-austenitischer Stahl
    US6030469A (en) * 1997-03-21 2000-02-29 Abb Research Ltd. Fully martensitic steel alloy

    Also Published As

    Publication number Publication date
    US6592685B2 (en) 2003-07-15
    DE50105523D1 (de) 2005-04-14
    US20020139449A1 (en) 2002-10-03
    DE10063117A1 (de) 2003-06-18
    CN1368560A (zh) 2002-09-11
    EP1215299A3 (de) 2003-12-10
    EP1215299B1 (de) 2005-03-09
    CN1252305C (zh) 2006-04-19

    Similar Documents

    Publication Publication Date Title
    EP1158067B1 (de) Martensitisch-härtbarer Vergütungsstahl mit verbesserter Warmfestigkeit und Duktilität
    EP0866145B1 (de) Wärmebehandlungsverfahren für vollmartensitische Stahllegierung
    DE60003511T2 (de) Hochfester, metastabiler austenitischer rostfreier Stahl, der auch Titan enthaltet und Verfahren zu seiner Herstellung
    DE60010997T2 (de) Wärmebeständiges Chrom-Molybdän Stahl
    DE60024672T2 (de) Stab- oder drahtprodukt zur verwendung beim kaltschmieden und herstellungsverfahren dafür
    DE4040355C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines dünnen Stahlblechs aus Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt
    DE2211229B2 (de) Verfahren zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei Temperaturen über 750 Grad C eines austenitischen Chrom-Nickel-Stahlhalbzeuges
    DE60300561T3 (de) Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes
    DE3041565C2 (de)
    WO2017085072A1 (de) Edelbaustahl mit bainitischem gefüge, daraus hergestelltes schmiedeteil und verfahren zur herstellung eines schmiedeteils
    EP1805340B1 (de) Kriechfester martensitisch-härtbarer vergütungsstahl
    EP1215299B1 (de) Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl
    DE3238716A1 (de) Stahl und daraus hergestellte kette
    EP1561833B1 (de) Stahl zur Herstellung von hochfesten Bauteilen mit herausragender Tieftemperaturzähigkeit und Verwendungen eines solchen Stahls
    EP2240619B1 (de) Kriechfester stahl
    DE2313015B2 (de) Wärmebehandlungsverfahren zur Erhöhung der Zähigkeit und der Streckgrenze eines Stahls
    DE1958548B2 (de) Verfahren zur herstellung eines zaehen stahles
    DE10124393A1 (de) Hitzebeständiger Stahl, Verfahren zur thermischen Behandlung von hitzebeständigem Stahl, und Kompenten aus hitzebeständigem Stahl
    EP2116626B1 (de) Kriechfester Stahl
    DE60024189T2 (de) Hochchromhaltiger, hitzebeständiger, ferritischer Stahl
    DE1483333B1 (de) Verwendung eines stahles als tieftemperaturzaeh/er werk stoff
    EP3783120B1 (de) Federdraht, daraus geformte spannklemme und verfahren zum herstellen eines solchen federdrahts
    DE1267853C2 (de) Hochfeste stahllegierung mit ueberwiegend martensitischem gefuege
    DE2756191B2 (de) Verfahren zur Wärmebehandlung von Bohrloch-Auskleidungen
    DE2118697B2 (de) Verfahren zur Herstellung eines hxxochfesten, kohlenstoffarmen Baustahles mit guter Schweißbarkeit

    Legal Events

    Date Code Title Description
    PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

    AK Designated contracting states

    Kind code of ref document: A2

    Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE TR

    AX Request for extension of the european patent

    Free format text: AL;LT;LV;MK;RO;SI

    PUAL Search report despatched

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009013

    AK Designated contracting states

    Kind code of ref document: A3

    Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LI LU MC NL PT SE TR

    AX Request for extension of the european patent

    Extension state: AL LT LV MK RO SI

    RIC1 Information provided on ipc code assigned before grant

    Ipc: 7C 21D 6/02 B

    Ipc: 7C 21D 6/00 B

    Ipc: 7C 22C 38/52 B

    Ipc: 7C 22C 38/46 A

    RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

    Owner name: ALSTOM TECHNOLOGY LTD

    GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

    17P Request for examination filed

    Effective date: 20040515

    AKX Designation fees paid

    Designated state(s): DE GB

    GRAS Grant fee paid

    Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

    GRAA (expected) grant

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

    AK Designated contracting states

    Kind code of ref document: B1

    Designated state(s): DE GB

    REG Reference to a national code

    Ref country code: GB

    Ref legal event code: FG4D

    Free format text: NOT ENGLISH

    REG Reference to a national code

    Ref country code: IE

    Ref legal event code: FG4D

    Free format text: GERMAN

    REF Corresponds to:

    Ref document number: 50105523

    Country of ref document: DE

    Date of ref document: 20050414

    Kind code of ref document: P

    GBT Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977)

    Effective date: 20050607

    PLBE No opposition filed within time limit

    Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

    STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

    Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

    26N No opposition filed

    Effective date: 20051212

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: GB

    Payment date: 20101123

    Year of fee payment: 10

    PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: DE

    Payment date: 20101230

    Year of fee payment: 10

    REG Reference to a national code

    Ref country code: DE

    Ref legal event code: R119

    Ref document number: 50105523

    Country of ref document: DE

    Effective date: 20120703

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: DE

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20120703

    GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

    Effective date: 20121204

    PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

    Ref country code: GB

    Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

    Effective date: 20121204