DE2209085A1 - Alterungsgehärteter martensitischer Nickelstahl - Google Patents

Description

Pstssntnnwälta _

DIpl-'.-i.-. ί·. : AV.* SCHT

D:-. I 5 ;. r;. .; ._ Z . 2 Jr.
MQnchon 22, SUsinsdorfstr. <0

81-18.4O3P- 25. 2. 1972

HITACHI Ltd., Tokio (Japan)

AlterungsgeMrteter martensitischer Nickelstahl

Die Erfindung "bezieht sich auf einen alterungsgehärteten martensitischen Nickelstahl.

Gegenwärtig haben sich die Forschungsaktivitäten zum Entwickeln von Stählen mit stark verbesserter mechanischer Festigkeit "beschleunigt. Im Zuge dieser Forschung wurde ein Stahl entwickelt, der ein Matrixgefüge aufweist, das aus Martensit besteht, der Niedrigtemperatur-Umwandlungsprodukte von Austenit enthält und eine große Härte und eine verbesserte Zugfestigkeit aufweist, wenn er im Martensitzustand alterungsgehärtet ist. Dieser Stahl enthält Nickel als Hauptlegierungsbestandteil und wird je nach der Nickelmenge in verschiedene Gruppen eingeteilt. Es ist der Typ mit 18 Gew.-% Nickel, der die am stärksten verbesserte mechanische Festigkeit und Duktilität aufweist. Dieser Nickel-

81-(POS 27461)-Tp-r (7)

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stahltyp enthält eine gewisse Menge von Cobalt und Molybdän als Legierungselemente. Der gewöhnlich verwendete Nickelstahl dieses Typs enthält 7-9 Gew.-# Cobalt, 3-5 Gew.-^ Molybdän und 17-19 Gew.-^ Nickel. Dieser Nickelstahltyp hat indessen den Nachteil, daß die Kosten hierfür die höchsten unter den verschiedenen oben genannten Nickelstahltypen sind, da er eine erhebliche Menge teurer Legierungselemente enthält.

Angesichts der vorstehend beschriebenen Nachteile des bekannten Nickelstahls wurde es erforderlich, einen Nickelstahl zu entwickeln, der eine so hohe mechanische Festigkeit und Duktilität wie der 18prozentige Nickelstahltyp besitzt, jedoch von niedrigen Herstellungskosten ist.

Um einen Nickelstahl zu erhalten, der sich als Ersatz für den 18prozentigen Nickelstahltyp verwenden läßt, wäre als vorteilhaft anzusehen, die Eigenschaften des 20prozentigen oder des 25prozentigen Nickelstahltyps zu verbessern. Jeder dieser beiden Nickelstahltypen enthält eine geringe Menge von Titan und Aluminium und wird durch Ausscheiden einer intermetallischen Verbindung Ni^(Ti, Al) in einer Matrix von Martensit mittels Alterungshartungsbehandlung verfestigt. Es wurde festgestellt, daß beide Typen ähnliche mechanische Eigenschaften aufweisen und billiger als der oben genannte 18prozentige Nickelstahltyp sind. Indessen sind diese Nickelstähle mit mehr Nickel als der 18prozentige Nickelstahltyp diesem Typ hinsichtlich der mechanischen Festigkeit und besonders hinsichtlich der Duktilität unterlegen. Die Unterlegenheit der mechanischen Festigkeit dieser Nickelstahltypen ist auf den unzureichenden Verfestigungseffekt durch die Alterungshartungsbehandlung zurückzuführen,

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und die TJnterlegenheit ihrer Duktilität wird durch die Tatsache hervorgerufen, daß sich das Ni^(Ti, Al) durch Alterungshärtungsbehandlung an den Kristallitkorngrenzen sowie auch innerhalb der Kristaiiitkörner ausscheidet und die Ausscheidungen an den Krongrenzen als grobe Teilchen die Sprödigkeit des Stahls erhöhen. Insbesondere verschlechtert die Ausscheidung an den Korngrenzen die mechanische Festigkeit des Stahls aufgrund einer Kerbwirkung.

Unter Berücksichtigung dieser Sachlage bei den bekannten Stahllegierungen dieser Arten wird es als vorteilhaft in Erwägung gezogen, solche Elemente zuzusetzen, die die Kristall!tkorngrenzenausscheidung des Ni^(Ti, Al) verhindern und den Stahl aufgrund der Alterungshärtungsbehandlung verfestigen, um die mechanische Festigkeit und Duktilität des 20prozentigen bzw. des 25prozentigen Nickelstahltyps zu verbessern.

Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, einen neuen alterungsgehärteten martensitischen Nickelstahl anzugeben, der eine so hohe mechanische Festigkeit und Duktilität wie der Nickelstahl mit 18 Gew.-$ Nickel aufweist, dabei jedoch mit niedrigen Kosten herzustellen ist, wobei die nachteilige Korngrenzenausscheidung von Ni,(Ti, Al) verhindert werden soll.

Gegenstand der Erfindung, womit diese Aufgabe gelöst wird, ist ein alterungsgehärteter martensitischer Nickelstahl, der durch die Gewichtsprozent-Zusammensetzung 18 bis 26 Nickel, 0,15 - 0,35 Aluminium, 1 - 2 Titan, 0,2 - 4 wenigstens eines Metalles der Gruppe Molybdän, Wolfram, Vanadin und Chrom, bis zu 0,03 Kohlenstoff, bis zu 0,5 Mangan,

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bis zu 1 Niob, bis zu 0,1 Silizium, bis zu 0,01 Phosphor, bis zu 0,01 Schwefel, Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen gekennzeichnet ist, wobei der Stahl Martensitgefüge aufweist und das Metall der genannten Gruppe zum Unterdrücken der Ausscheidung der die mechanischen Eigenschaften des Stahls verbessernden intermetallischen Verbindung Ni-z(Al, Ti) an den Korngrenzen dient.

Der Stahl gemäß der Erfindung ist im martensitischen Zustand alterungshärtbar und weist eine hohe mechanische Festigkeit und Duktilität auf, die so groß wie die beim 18prozentigen Nickelstahltyp sind. Die mechanische Festigkeit und Duktilität des im Martensitzustand alterungsgehärteten Nickelstahls sind auf die Anwesenheit des praktisch nur in den Kristallitkörnern und nicht an den Korngrenzen vorhandenen Ni^(Ti, Al) zurückzuführen.

Es ist in größtem Umfange den Gehalten an Mo, W, V und/oder Cr zu verdanken, daß der erfindungsgemäße Stahl diese so hohe mechanische Festigkeit und Duktilität wie der 18prozentigen Nickelstahltyp aufweist. Und zwar beschleunigt das vorhandene Mo, W, V und/oder Cr die Alterungshärtung und verhindert eine Ausscheidung von Ni^(Ti, Al) an den Korngrenzen.

Größtenteils wird der Stahl durch Lösungsglühen, d. h. Erhitzen für eine bestimmte Zeit auf die Austenitisierungstemperatur und anschließende Abkühlung auf Raumtemperatur in den martensitischen Zustand gebracht. Je geringer der vorhandene Nickelgehalt ist, desto leichter ist die Umwandlung in die Martensitstruktur. Der Stahl mit 20 Gew.-# oder weniger Nickel läßt sich im wesentlichen völlig in Marten-

2 0 9 S ;< 7 ' 0 » 6

sit umwandeln, indem man ihn auf Raumtemperatur abkühlt. Jedoch läßt sich der Stahl mit mehr als 20 Gew.-% Nickel nur durch Abkühlen auf Raumtemperatur nicht völlig in Martensit umwandeln, so daß teilweise Austenit zurückbleibt. Diese Stähle mit großem Nickelgehalt müssen daher einer besonderen Behandlung zur Umwandlung in Martensit unterworfen werden. Eine ausreichend befriedigende Behandlung besteht im Abkühlen des Stahls von der Austenitisierungstemperatur auf Raumtemperatur und der anschließenden Abkühlung auf eine Frosttemperatur oder vorzugsweise auf -73 ⁰C oder niedriger, oder sie sieht vor, den Stahl auf Raumtemperatur abzukühlen und ihn anschließend einer Austenitalterungs("ausaging")behandlung bei 600 - 750 ⁰C für 1 bis 20 Stunden zu unterwerfen« Die nach der Martensitumwand™ lung durchgeführte Alterungshärtung wird durch Erhitzen auf eine Temperatur zwischen 260 und 590 ⁰C für 0,1 - 100 Stunden oder vorzugsweise auf 450 - 500 ⁰C für 0,5 - 30 Stunden vorgenommene

Wenn die erwähnten Behandlungen zur Martensitumwandlung und Alterungshärtung durchgeführt sind, weist der Stahl eine Zugfestigkeit von 165 - 230 kg/mm und eine Dehnung von 9 - 13 fo auf» Im Vergleich mit der Zugfestigkeit von 160 - 205 kg/mm und der Dehnung von 8 - 14 i° des gegenwärtig verwendeten 18prosentigen Nickelstahltvps läßt sich ohne weiteres erkennen, daß der Stahl gemäß der Erfindung Eigenschaften besitzt, die praktisch nicht schlechter als die des bekannten 18prozentigen Nickelstahltyps liegen. Ein wesentlicher Vorteil des erfindungsgemäßen Stahls ist nun der, daß er wegen des Fehlena eines Cobelt-G-ehalts viel wirtschaftlicher herstellbar ist.

2 G 9 8 ? 7 / 0 3 6

Der erfindungsgemäße Stahl enthält, wie oben erwähnt, 18 - 26 Gew.-^ Nickel. Wenn der Prozentsatz des Nickels unter 18 Gew.-^ liegt, ist der Aushärtungseffekt des Ni-,(Ti, Al) unzureichend, und es läßt sich keine befriedigende mechanische Festigkeit erzielen. Wenn andererseits die vorhandene Nickelmenge größer als 26 Gew.-^ ist, wird die Umwandlung in Martensit schwierig, auch wenn der Stahl von der Austenitisierungstemperatur auf Raumtemperatur und dann auf die Temperatur von flüssigem Stickstoff abgekühlt wird, weil sich der Stahl so nicht völlig in den Martensitzustand umwandeln läßt.

Beim 20prozentigen Nickelstahltyp sind 18 - 22 %, insbesondere 19 - 20 i» Nickel und 0,2 - 4 $ Mo, W, V und/oder Cr vorzuziehen. Beim 25prozentigen Nickelstahltyp verwendet man vorzugsweise 23 - 26 fo, insbesondere 24 - 26 $ Nickel und 0,2 - 3 ^ Mo, W, V und/oder Cr.

Die Ausscheidung des Ni^(Ti, Al) wird je nach der Menge des Aluminiums und Titans beschleunigt. Der vorhandene Prozentsatz des Aluminiums sollte 0,15 bis 0,35 Gew.-% und der des Titans 1,0 bis 2,0 Gew.-?6 betragen. Wenn deren Prozentsätze größer als die genannten Werte sind, steigert sich der Aushärtungseffekt zu sehr, und der Stahl wird spröde. Liegen ihre Prozentsätze dagegen niedriger, läßt sich keine ausreichende Härte erzielen.

Mo, W, V und/oder Cr dienen, wie erwähnt, zur Verhinderung der Ausscheidung von Ni,(Ti, /1) an den Kristallitkorngrenzen. Mindestens 0,2 Gew.-^ Mo, W, V oder Cr ist erforderlich, um die ausreichende Wirkung erwarten zu können. Obwohl eine ÜberschuBraenge von Mo, W, V oder Cr zur Härtung

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des Stahls beiträgt, macht die übermäßige Härtung oder Verfestigung durch diese Elemente den Stahl im Rahmen dieser Erfindung eher spröde, da bereits Ni^(Ti, Al) wirksam zur Verfestigung des Stahls beiträgt. Dementsprechend soll die Menge dieser Elemente in dem erforderlichen Prozentsatzbereich gehalten werden, um die Ausscheidung von Hi.,(Ti, Al) an den Korngrenzen zu verhindern, do h» höchstens 4 Gewo-^ betragen. Im Fall des 20prozentigen Nickelstahltyps setzt man vorzugsweise 1 - 3 $ Mo, W, V und/oder Cr zu, während im Fall des 25prozentigen Nickelstahltyps ein Zusatz von 0,5 - 3 ίο vorzuziehen ist» Der Nickelstahl gemäß der Erfindung enthält Elemente, deren Prozentsatz im wesentlichen aufgrund der vorstehenden Überlegungen bestimmt wird. Außerdem kann der erfindungsgemäße Stahl in den oben angegebenen Grenzen Nb und/oder Mn enthalten.

Niob hat eine Wirkung der Bindung von Kohlenstoff, der als Verunreinigung im Stahl vorliegt und dessen Duktilität verschlechtert, in Form von NbC und damit der Steuerung der unerwünschten Einflüsse des Kohlenstoffs. Mangan hat entsprechend eine Wirkung der Bindung von Schwefel, der in Form von Verunreinigungen im Stahl vorliegt und dessen Duktilität verschlechtert, in Form von MnS. Diese Wirkungen von Nb und Mn lassen sich wirksam in den Gehaltsgrenzen von 1 6ew,-/o Nb und 0,5 Gew.-¹P Mn erreichen. Da übermäßige Zusätze dieser Elemente leicht eine andere unerwünschte Wirkung verursachen können, soll man ihren Prozentsatz innerhalb der genannten Grenzen einhalten. Eine vorzugsweise Nb-Zusatzmenge ist 0,4 - 0,8 Gew.-#.

Im Stahl vorhandene Mengen an Schwefel,, Phosphor und Stickstoff sollten so niedrig wie möglich gehalten werden,

2 0'J'Γ;-.-

da diese Elemente unerwünschte Folgen verursachen. Außerdem erniedrigen Kohlenstoff und Silizium die Duktilität des Stahls und sollten daher ebenfalls so niedrig wie möglich gehalten werden. Wie Versuche gezeigt haben, liegt die zulässige Menge des vorhandenen Kohlenstoffs im Nickelstahl erfindungsgemäß bis zu 0,03 Gew.-# und die zulässige Gewichtsmenge an Silizium bis zu 0,1 Gew.-^. Was Phosphor und Stickstoff betrifft, so sollte man darauf achten, daß diese Elemente je weniger als 0,01 Gew.-$ vorhanden sind.

Die Erfindung wird anhand der Zeichnung näher erläutert; darin zeigen:

Fig. 1 und 2 Mikrogefügebilder des bekannten 20prozentigen Mckelstahltyps nach der Alterungshärtung sbehandlung ;

Fig. 3 und 4 Mikrogefügebilder des Nickelstahls gemäß der Erfindung nach der Alterungshärtungsbehandlung;

Fig. 5 ein Diagramm zur Erläuterung der Zugfestigkeit von 20prozentigen Nickelstahltypen nach der Alterungshärtungsbehandlung als Funktion der Alterungszeit;

Fig. 6 ein Diagramm zur Erläuterung der Zugfestigkeit von 25prozentigen Nickelstahltypen nach der Alterungshärtungsbehandlung als Funktion der Alterungszeit; und

2 U 9 8 'J ■-" ' 0 ^ G

_ 9 —

Pig. 7 eine Belastungs-Dehnungs-Kurve von 25prozentigen Nickelstahltypen·

Beispiele

Die Ergebnisse und Wirkungen der Erfindung wurden durch ein Forschungsprogramm bestätigt, das eine Anzahl von Meßwerten erbrachte, die unter Verwendung verschiedener Zusammensetzungen des 20prozentigen Nickelstahltyps und des 25-prozentigen Nickelstahltyps erhalten wurden, wie in den Tabellen 1 und 2 gezeigt ist ο

Tabelle I

Probe	σ	0,01	Si	Chemische Zusammensetzung (Gew.-5	Mn	Ni	Ti	Al	Nb	Mo	W	Y	Cr	Fe
Nr.	0,01	0,02	0,03	0,13	20,8	1,83	0,34	0,38	-	-	-	—	Best
1	0,01	0,02	0,04	0,15	19,82	1,81	0,32	0,42	0,21	-	-	-	Il
CVJ	0,01	0,01	0,03	0,14	20,13	1,79	0,30	0,39	0,51	-	-	-	Il
3	0,02		0,04	0,14	20,24	1,82	0,31	0,40	1,03	-	-	-	Il
4	0,02	0,05	0,13	19,75	1,83	0,33	0,41	2,05	-	-	-	Il
5	0,01	0,02	0,14	19,67	1,78	0,29	0,37	3,03	-	-	-	Il
6	0,02	0,01	0,15	20,21	1,81	0,32	0,43	3,97	-	-	-	Il
7	0,01	0,02	0,13	21,20	1,85	0,31	0,41	4,52	-	-	-	Il
8	0,01	0,04	0,13	20,4	1,82	0,35	0,40	-	0,48	-	-	Il
9	0,02	0,01	0,14	19,8	1,80	0,34	0,41	-	1,07	-	-	Il
10	11 0,005	0,03	0,15	19,1	1,78	0,33	0,39	-	2,57	-	-	Il
	12	0,01	0,11	21,3	1,79	0,35	0,42	-	1,47	-	-	It
13	0,03	0,12	20,5	1,81	0,26	0,49	-	5,00	-	-	Il
14	0,01	0,13	20,3	1,80	0,31	0,38	-	-	0,27	-	It
15	0,03	0,11	20,1	1,83	0,30	0,39	-		0,53		Il

2098 3 7/0861

- 10 -Tabelle 2

Probe	C	Si	(	Mn	Chemische Zusammensetzung (Gew.-	Ti	Al	Hb	Mo	-	V	-	V	Cr	Fe
Fr.	0,01	0,04	0,14	Ni	1,82	0,54	0,41		-		-	2,48		Rest
16	0,02	0,03	0,16	20,7	1,80	0,55	0,42	-	-	3,02	-	It
17	0,004	0,02	0,15	20,0	1,79	0,56	0,40	-	-	-	0,25	It
18	0,01	0,01	0,13	19,5	1,81	0,54	0,57	-	-	-	0,53	η
19	0,02	0,02	0,14	19,7	1,80	0,55	0,38	-	-	-	2,97	η
20	0,01	0,02	0,13	19,5	1,78	0,52	0,39	0,20	-	-	3,49	It
21	0,02	0,04	0,14	19,8	1,81	0,50	0,42	0,49	-	-	-	η
22	0,01	0,05	0,13	25,09	1,82	0,52	0,41	1,05	-	-	-	η
25	0,02	0,04	0,15	25,55	1,79	0,54	0,40	2,02	-	-	-	It
24	0,05	0,05	0,14	25,91	1,84	0,51	0,38	2,98	-	-	-	η
25	0,01	0,02	0,16	24,74	1,81	0,50	0,43	-	0,51	-	-	η
26	0,01	0,03	0,15	25,56	1,80	0,55	0,42	-	0,89	-	-	It
27	0,01	0,05	0,13	25,54	1,81	0,51	0,41	-	2,67	-	-	It
28	0,02	0,02	0,12	24,9	1,82	0,52	0,43	-	4,49	-	-	η
29	0,007	0,04	0,11	25,2	1,80	0,54	0,40	-	4,97	-	-	η
50	0,01	0,05	0,14	25,5	1,79	0,55	0,42	-	-	-	-	η
51	0,02	0,02	0,15	25,6	1,80	0,52	0,39	-	-	-	-	η
52	0,008	0,05	0,14	25,9	1,78	0,50	0,40	-	-	0,27	-	It
55	0,01	0,04	0,13	24,7	1,76	0,29	0,41	-	-	0,54	-	H
54	0,009	0,02	0,12	24,8	1,78	0,55	0,42	-	-	2,42	-	It
55	0,02	0,01	0,16	25,0	1,80	0,54	0,39	-	-	3,12	-	M
56	0,01	0,05	0,15	25,1	1,81	0,51	0,42	-	-	-	0,27	η
57	0,02	0,05	0,17	25,4	1,80	0,50	0,39	-	-	-	0,59	η
58	0,02	0,02	0,16	24,8	1,79	0,29	0,35		-	2,98	η
59	0,05	0,01	0,13	25,7	1,81	0,54	0,33	-	5,51	η
40		25,5

2098 3 7/0861

Die 20prozentigen Nickelstahltypproben nach der Tabelle 1 wurden nach einer Stunde Erhitzung auf die Austenitisierungstemperatur von 820 ⁰C zwecks Lösungsglühens und Abkühlung auf Raumtemperatur der Alterungshärtungsbehandlung bei einer Temperatur von 450 - 500 ⁰C unterworfen. Die 25prozentigen Nickelstahltypproben nach der Tabelle wurden nach einer Stunde Erhitzung auf die Austenitisierungstemperatur von 820 ⁰C auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend an das Lösungsglühen und eine Abkühlung in flüssigem Stickstoff einer ähnlichen Alterungshärtungsbehandlung unterworfen.

Fig. 1 zeigt ein mit dem Elektronenmikroskop erhaltenes Mikrogefügebild der Probe Nr. 1, die einer Alterungshärtung sbehandlung bei 450 ⁰C während 500 Minuten nach dem Lösungsglühen unterworfen war. Fig. 2 zeigt ein Mikrogefügebild der Probe Nr. 1 , die einer Alterungshärtungsbehandlung bei 450 ⁰C für 2000 Minuten unterworfen war.

Sowohl nach Fig. 1 als auch nach Fig. 2 erkennt man grobe Körner von Ni^(Ti, Al), die an den Kristallitkorngrenzen ausgeschieden sind. Während sich Ni,(Ti, Al) innerhalb der Kristall!tkörner fein und gleichmäßig verteilt ausscheidet, erkennt man. kaum eine Ausscheidung in der Nähe der Korngrenzen. Stähle mit einem solchen Mikrogefüge sind in ihren Kristallitkörnern stark ausgehärtet, in welchen feine Ni-(Ti, Al)-Körner gleichmäßig ausgeschieden sind, dieses Gefüge ist jedoch in der Nachbarschaft der Krongrenzen verhältnismäßig weich, wo Ni₅(Ti, Al) aufgrund des Auftretens von Überalterung nicht ausgeschieden ist. Dementsprechend ergibt sich bei diesem Nickelstahl beim Anlegen einer Belastung eine vorzugsweise Zerrüttung an

209 ^i 37/>')':-:., 1

den Korngrenzen, wobei der Stahl spröde wird.

Die Fig. 3 und 4 zeigen das Mikrogefüge der Stahlprobe Nr. 5 gemäß der Erfindung nach der Alterungshärtungsbehandlung. Fig» 3 zeigt ein Gefüge des Stahls, der einer Alterungsbehandlung bei 450 ⁰C für 1000 Minuten nach dem Lösungsglühen unterworfen war. Fig. 4 zeigt auch ein Gefüge desselben Stahls, der indessen einer Alterungshärtungsbehandlung bei 450 ⁰C für 500 Minuten nach dem Lösungsglühen unterworfen war»

In den Fig. 3 und 4 beobachtet man keine Ausscheidung

an den Korngrenzen«. Ni,(Ti, Al) ist fein und gleichmäßig

sowohl in den Kristallitkörnern als auch in der Nachbarschaft der Korngrenzen verteilt.

Der Nickelstahl mit dem vorstehend beschriebenen Gefüge besitzt einen hohen Widerstand gegen Belastungen und eine ausgezeichnete Duktilität. Die Zugfestigkeit und Dehnung der in den Tabellen 1 und 2 aufgeführten Nickelstähle, wie sie nach dem Lösungsglühen oder nach der Alterungshärtungsbehandlung vorliegen, sind in den Tabellen 3 und 4 angegeben.

20 9 H:- ■ η χ η

Tabelle 3

Lösungsgeglüht	Deh nung (*)	45O0C χ 3 h	Alterung	4750C χ 3 h	Alterung	500 χ 3	0C h	Alterung
Nr· Zug- festig keit (kg/mnO	Z. , (kg/mm*	, D. ■) GO	Z. j (kg/mm4	, D. ·) (*)	Z (kg/	mm	D. ) (*)

10
11
12
13
14
15
16

90,0

91,3 91,2 92,1 93,5

103,2 99,0

101,3 90,7 91,3 92,1 93,5 95,7 92,3 90,7 91,5 92,3 91,0 90,7 92,3 91,7

12,7 12,5 11,9 12,3

10,9 11,7

12,5 11,9 12,5 12,0

11,7 10,9 12,5 12,0

11,7

12,0 10,9 10,9 11,0 12,0 11,7

140,5 166,3 173,5 174,0 178,9 200,3 198,0 195,2 169,7 170,9 173,0

175,7 170,6

155,7 178,5 178,5 170,7 150,7 185,1

184,1 147,9

3,4
10,3

9,6 11,0

10,7
9,8

9,4
6,2
7,8

10,7
11,0

10,9
5,7 4,3 8,0

8,5
4,2

4,7 9,5 9,7 4,3

137,5 170,5 178,2

180,3

183,5 195,5 201,8

197,9 170,8

175,9 180,7 181,3 178,0

157,9

180,4 182,5 171,7 152,7 191,3 192,7 157,7

4,7

11,3

11,3

12,5

10,7

11,5

9,8

6,3

6,3

10,5

10,4

10,1

4,3 3,7 8,2 8,0
5,2
3,7
9,0
8,9
5,1

43,7 175,9

188,7 196,5 193,5 197,4 205,0 195,8 175,3 181,3 182,4 185,3 180,4 160,7 184,7 183,5 170,5 155,7 193,2 194,7 160,7

2,9 11,9 10,9 11,5 10,7 11,0

9,7

6,5

4,3

11,4

10,7

10,5

7,5

4,7

7,5

3,1

4,3

4,7

9,0

9,7 7,8

209837/0861

Tabelle 4 LöBungBgeglüht 45O°C Alterung 475°C Alterung 50O⁰C Alterung

x 5

χ 5

x 3

	Zug-	Ben-	Z.	2,5	Z.	S.	Z.	S.	)	4,9
	(kg/mm2)	(»		10,4				9
22	101,7	11,7	150,9	11,5	155,7	5,7	140,7	9
23	100,2	12,5	195,5	12,4
24	102,5	15,0	204,7	10,7
25	105,5	11,0	212,8	11,4
26	105,7	12,5	222,5	4,7				2,9
27	109,9	11,8	250,1	11,7				11,3
28	100,2	12,5	170,7	10,9	169,7	5,3	170,7	10,7
29	102,4	10,7	190,8	10,7	195,2	10,7	197,7	10,0
30	104,7	11,7	195,9	4,7	199,7	11,0	201,7	6.4
31	105,7	11,6	199,7	5,7	202,7	10,7	2o5,7	4,7
52	1o6,7	11,9	175,7	9,0	170,7	5,2	171,7	10,1
55	1o7,8	10,9	157,7	9,5	160,7	2,9	159,7	10,3
54	1o6,5	11,5	185,7	4,7	189,7	10,5	191,7	4,5
55	105,4	12,1	189,7	4,5	190,5	10,3	195,7	4,3
56	104,7	10,9	170,7	9,7	165,7	3,7	157,5	9,0
57	105,7	11,7	160,5	9,5	165,7	5,7	160,7	9,5
58	1o1,7	11,8	185,7	4,7	187,9	9,5	190,1	4,7
59	102,6	12,0	185,7	188,5	9,7	191,7
40	102,5	12,5	147,5	140,7	5,7	147,5

2098 3 7/0861

Wenn man den bekannten 20prozentigen Nickelstahltyp Nr. 1 mit den 20prozentigen Hiekelstahltypen gemäß der Erfindung und den bekannten 25prozentigen Nickelstahltyp Nr. 22 mit den 25prozentigen Nickelstahltypen gemäß der Erfindung vergleicht, so findet man die Zugfestigkeit und Dehnung in beiden Fällen etwa gleich, wenn die Stähle nur lösungsgeglüht sind. Nachdem sie jedoch alterungsgehärtet sind, tritt ein großer Unterschied dazwischen auf. Und zwar wird der Nickelstahl ohne Mo-Gehalt dem Nickelstahl mit Mo-Gehalt hinsichtlich sowohl Zugfestigkeit als auch Dehnung sehr unterlegen.

So steigert die Anwesenheit von Mo, W, V und Cr in einem solchen Nickelstahl sowohl die Festigkeit als auch die Duktilität, was natürlich auf der verzögerten bzw. verhinderten Ausscheidung von Ni-(Ti, Al) an den Korngrenzen basiert.

Bei einem Nickelstahl gemäß der Erfindung steigt die Zugfestigkeit, wenn der Gehalt an Mo, W, Y und Cr steigt und 4 Gew.-$ nicht übersteigt. Wenn man Mo zusetzt, wird der Dehnungsprozentsatz nicht so sehr variiert oder ist im Bereich von 0,21 - 3,03 Gew.-^ im wesentlichen konstant. Wenn jedoch der Gehalt 4 Gew.-$ Mo übersteigt, führt Mo zu einem Abfall an Zugfestigkeit und Dehnung nach der Alterung shärtungsbehandlung, insbesondere einem starken Abfall der Dehnung, wie das Beispiel Nr. 8 zeigt.

Es ist eine überraschende und unerwartete Tatsache, daß die Dehnung mehr als doppelt so groß wie beim bekannten Stahl wird und daß sich die mechanische Festigkeit ebenfalls stark steigern läßt, indem man lediglich 0,2-4 Gew.-$ Mo, W, V und/oder Cr zum bekannten 20prozentigen oder 25-prozentigen Nickelstahltyp zusetzt.

Pig. 5 zeigt die Zugfestigkeit der Stähle des 20prozentigen Nickeltyps Nr. 1 - Nr. 7, die mittels Alterung bei 450 ⁰C nach Lösungsglühbehandlung verarbeitet wurden, wobei die Werte als Punktion der Alterungszeit aufgetragen sind. Der Zugbruchtest wurde mit 4 Probestücken aus einer einzelnen Probe durchgeführt, und die Ergebnisse wurden so aufgetragen, wie sie tatsächlich streuten, um den Abweichungsbereich aufzuzeigen.

Die Proben 2-7 des Stahls gemäß der Erfindung zeigen eine Neigung zum Anstieg der Zugfestigkeit bei Verlängerung der Alterungszeit und haben eine nur geringe Abweichung der Meßwerte. Andererseits ist die Probe Nr. 1 nicht nur hinsichtlich der Zugfestigkeit unterlegen, sondern zeigt auch einen weiteren Streubereich der Meßwerte. Weiter stellte man bei der Probe Nr. 1 des bekannten Stahls fest, daß die Zugfestigkeit zurückgeht, wenn die Alterungszeit 100 Minuten übersteigt. Dies bedeutet wohl, daß der Stahl durch die Alterung spröde wird, und dementsprechend versteht sich, daß dieser bekannte Stahltyp für einen Gegenstand mit großen Abmessungen, der eine lange Alterungszeit erfordert, ungeeignet ist.

Fig. 6 zeigt die Zugfestigkeit der Stähle Nr. 22 - 27, des 25prozentigen Nickeltyps, die mittels Alterungsbehandlung bei 450 ⁰C nach der Lösungsglühbehandlung verarbeitet wurden, und die Werte sind wieder als Punktion der Alterungszeit aufgetragen. Auch hier erkennt man die gleiche Tendenz wie in Fig. 5 und die Überlegenheit der Nickelstähle gemäß der Erfindung.

Fig. 7 zeigt Belastungs-Dehnungs-Kurven, die das Be-

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lastungs-Dehnungsverhalten der Stahlprobe Ur. 22 des "bekannten 25prozentigen Nickelstahltyps, der 2 Stunden einer Erhitzung zur Alterung bei 450 ⁰C nach dem Lösungsglühen unterworfen wurde, und der Stahlprobe Nr. 26 des 25prozentigen Nickelstahltyps gemäß der Erfindung darstellen. Nach den in dieser Kurvenabbildung gezeigten Ergebnissen brach die Probe Nr. 22 des bekannten Nickelstahls im Laufe elastischer Längung unter Belastung von etwa 140 kg/mm oder weniger, und man erkannte das Auftreten von Versprödung, während die Probe Nr. 26 des Stahls gemäß der Erfindung eine plastische Längung zeigte, wenn die Belastung seine Elasti-

zitätsgrenze von 220 kg/mm erreichte, und es trat keine Versprödung auf.

Wie die vorstehende Beschreibung einiger Ausführungsbeispiele der Erfindung zeigt, besitzt der erfindungsgemäße Stahl eine höhere Duktilität als die des bekannten 20prozentigen oder 25prozentigen Nickelstahltyps. Außerdem läßt sich erfindungsgemäß auch die mechanische Festigkeit in weitem Ausmaß verbessern. Daneben besteht, da der Nickeist aiii gemäß der Erfindung kein Cobalt enthält, das ein teures Element ist, ein großer Vorteil der Erfindung in praktischer Hinsicht darin, daß der Stahl im Vergleich mit dem bekannten 18prozentigen Nicke!stahltyp preiswerter ist.

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Claims (9)

Patentansprüche

1. Alterungsgehärteter martensitischer Nickelstahl, gekennzeichnet durch die Gewichtsprozent-Zusammensetzung 18 - 26 Nickel, 0,15 - 0,35 Aluminium, 1 - 2 Titan, 0,2-4 wenigstens eines Metalls der Gruppe Molybdän, Wolfram, Vanadin und Chrom, bis zu 0,03 Kohlenstoff, bis zu 0,5 Mangan, bis zu 1 Niob, bis zu 0,1 Silizium, bis zu 0,01 Phosphor, bis zu 0,01 Schwefel, Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen, wobei der Stahl Martensitgefüge aufweist und das Metall der genannten Gruppe zum Unterdrücken der Ausscheidung der die mechanischen Eigenschaften des Stahls verbessernden intermetallischen Verbindung Ni^(Al, Ti) an den Korngrenzen dient.

2. Nickelstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er 23 - 26 Nickel und 0,2-3 Molybdän, Wolfram, Vanadin und/oder Chrom enthält.

3· Nickelstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er 19 - 21 Nickel und 1 - 3 Molybdän, Wolfram, Vanadin und/oder Chrom enthält.

4. Nickelstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er 24 - 26 Nickel, 0,5 - 3 Molybdän, Wolfram, Vanadin und/oder Chrom, bis zu 0,05 Silizium, 0,1 - 0,2 Mangan und 0,4 - 0,8 Niob enthält.

5. Nickelstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,

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daß er 0,2 - 4 nur eines der Metalle Molybdän, Wolfram oder Vanadin und 0,4 - 0,8 Niob enthält.

6. Nickelstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er 0,2 - 4 Chrom und kein Niob enthält.

7. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Nickelstahls nach Anspruch 1 mit im wesentlichen in Gewichtsprozenten 18 - 22 Nickel, 0,15 - 0,35 Aluminium, 1 - 2 Titan, 0,2 bis 4 wenigstens eines Metalls der Gruppe Molybdän, Wolfram, Vanadin und Chrom, bis zu 0,03 Kohlenstoff, bis zu 0,5 Mangan, bis zu 1 Niob, bis zu 0,1 Silizium, bis zu 0,01 Phosphor, bis zu 0,01 Schwefel, Rest im wesentlichen Eisen, dadurch gekennzeichnet , daß man den Stahl einer Lösungsglühbehandlung unter der Bedingung einer ausreichenden Austenitisierung des Stahls unterwirft, den Stahl auf Raumtemperatur oder etwa Raumtemperatur zwecks Umwandlung des Austenitgefüges in Martensitgefüge abkühlt und eine Alterungshärtungsbehandlung dieses Stahls bei einer Temperatur von 400 - 550 ⁰C für 0,5 - 30 Stunden durchführt, bei der eine intermetallische Verbindung Ni,(Al, Ti) im wesentlichen nur in den Kristallitkörnern ausgeschieden wird.

8. Verfahren zur Wärmebehandlung eines Nickelstahls aus im wesentlichen in Gewichtsprozent 23 - 26 Nickel, 0,15 - 0,35 Aluminium, 1 - 2 Titan, 0,2 - 3 wenigstens eines Metalls der Gruppe Molybdän, Wolfram, Vanadin und Chrom, bis zu 1 Niob, bis zu 0,03 Kohlenstoff, bis zu 0,5 Mangan, bis zu 0,1 Silizium, bis zu 0,01 Phosphor, bis zu 0,01 Schwefel, Rest im wesentlichen Eisen, dadurch gekennzeichnet, daß man den Stahl einer Lösungsglühbehandlung unter

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der Bedingung einer ausreichenden Austenitisierung des Stahls unterwirft, den Stahl auf eine Temperatur von -73 ⁰C oder niedriger zwecks Umwandlung des Austenitgefüges in Martensitgefüge abkühlt und eine Alterungshärtungsbehandlung dieses Stahls bei einer Temperatur von 400 - 550 ⁰C für 0,5 - 30 Stunden durchführt, bei der eine intermetallische Verbindung Ni,(Al, Ti) im wesentlichen nur in den Kristallitkb'rnern ausgeschieden wird.

9. Abänderung des Verfahrens nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Umw⁰"¹'lung des Austenitgefüges in das Martensitgefüge statt üurch Abkühlung auf -73 ⁰C oder niedriger durch Abkühlen auf Raumtemperatur oder etwa Raumtemperatur und durch eine Austenitalterungs("ausaging"behandlung bei einer Temperatur von 600 - 750 ⁰C während 1 bis 20 Stunden erfolgt.

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