[go: up one dir, main page]

DE102016005531A1 - Niedriggekohlter Stahl - Google Patents

Niedriggekohlter Stahl Download PDF

Info

Publication number
DE102016005531A1
DE102016005531A1 DE102016005531.6A DE102016005531A DE102016005531A1 DE 102016005531 A1 DE102016005531 A1 DE 102016005531A1 DE 102016005531 A DE102016005531 A DE 102016005531A DE 102016005531 A1 DE102016005531 A1 DE 102016005531A1
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
strength
mpa
max
steel
content
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.)
Pending
Application number
DE102016005531.6A
Other languages
English (en)
Inventor
Anmelder Gleich
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.)
Individual
Original Assignee
Individual
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 Individual filed Critical Individual
Priority to DE102016005531.6A priority Critical patent/DE102016005531A1/de
Publication of DE102016005531A1 publication Critical patent/DE102016005531A1/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung bezieht sich auf niedriglegierte Stähle für hochfeste Teile: Schrauben, Trieb- und Fahrwerkteile usw. Die Besonderheit des vorgeschlagenen Stahls ist ein hoher Widerstand gegen Ermüdungsbruch/Wasserstoffversprödung/Spannungsrißkorrosion bei Mindestzugfestigkeit. Der Stahl lässt die Abschreckung in Wasser zu. Der Stahl enthält Silizium, Mangan, Chrom, Aluminium, Titan und mindestens ein Element der Erdalkalimetalle und dadurch gekennzeichnet ist, dass die Gehalte dieser Legierungselemente folgende sind C = 0,15–0,6 Si = 0,25–6 Mn = 0,2–2 Cr = 0,15–1 Al = 0,05–0,3 Ti = 0,015–0,1 Ca = 0,005–0,03 oder/und (Ba + Sr) = 0,008–0,08 oder/und Mg = 0,002–0,02 wobei Verhältnis zwischen summarischem minimalem Gehalt an Kohlenstoff und an Silizium zu summarischem maximalem Gehalt an Mangan und an Chrom, das besprochene absolute Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung gewährleistet, in Abhängigkeit von Mindestzugfestigkeit folgendes ist: (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,0 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1400 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,3 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1300 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,8 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1200 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 2,4 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1100 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 3,2 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1000 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 5,0 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 800 MPaDer Stahl kann zusätzlich beinhalten B = 0,001–0,01%, Zr oder/und Seltenerdelemente = 0,01–0,15% oder/und Stickstoff = 0,01–0,05% oder/und P = 0,04–0,15.

Description

  • Die Erfindung bezieht sich auf niedriglegierte Stähle für hochfeste Teile.
  • Der verzögerte Bruch (Ermüdungsbruch) wird von Forschern ausschließlich mit Wasserstoffversprödung in Verbindung gebracht, die durch Fähigkeit der Wasserstoffionen bestimmt wird, in die Zugspannungsbereiche durchzudringen (Gorsky-Effekt). Die dort nachfolgende Bildung der Moleküle vom Wasserstoff ereignet sich mit sprengendem Volumeneffekt.
  • Es sind folgende Stähle bekannt, die für Herstellung hochfester Teile verwendet werden: 16MnCr5, 20MnB4, 21CrMoV57.
  • Es sind zwei Stähle mit erhöhter Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung bekannt, die bei der Zusammensetzung des vorgeschlagenen Stahls am nähesten sind: nach Patent EP 1 783 239 und EP 2 628 807 .
  • Nachteile dieser Stähle: bei Festigkeit von mehr als 1300 MPa sind sie gegen Wasserstoffversprödung unbeständig und lassen sich wegen der Gefahr von Härterißbildung in Wasser nicht abschrecken.
  • Das Ziel vorgeschlagener Erfindung ist das Erschaffen eines Stahls, der absolute Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung hat, Abschreckung in Wasser zulässt und gute Deformierbarkeit aufweist. Unter der absoluten Beständigkeit des Stahls gegen Wasserstoffversprödung ist dessen Fähigkeit gemeint, solchen Widerstand gegen Wasserstoffversprödung aufzuweisen, dass sowohl transkristalline (durch das Gefügekorn) als auch interkristalline (entlang der Korngrenzen des Gefüges) Diffusion der Wasserstoffionen im Stahl vollständig unterdrückt ist. Dabei kann die Wasserstoffversprödung bei jeglichen Umgebungsbedingungen, in jeglichen Medien und bei jeglichen Stärken vom wandernden (und vagabundierten) Strom (Streu-/Erdschlussstrom Strom) nicht auftreten. Hauptsächlich wegen diesem Strom ereignet sich die Polarisation des Wassers von Atmosphäre mit der Bildung der Wasserstoffionen. Die größte Intensität des Wasserstoffionenstroms findet während des Elektroplattierens, Beizens und in der Nähe von elektrifizierten Eisenbahnstrecken statt.
  • Dieses Ziel wird damit erreicht, dass der Stahl Silizium, Mangan, Chrom, Aluminium, Titan und mindestens ein Element der Erdalkalimetalle enthält und dadurch gekennzeichnet ist, dass die Gehalte dieser Legierungselemente folgende sind (hier und weiterhin – Masseprozente)
    C = 0,01–0,2
    Si = 0,25–6
    Mn = 0,2–2
    Cr = 0,15–1
    Al = 0,05–0,3
    Ti = 0,015–0,1
    Ca = 0,005–0,03 oder/und (Ba + Sr) = 0,008–0,08 oder/und Mg = 0,002–0,02
    wobei Verhältnis zwischen summarischem minimalem Gehalt an Kohlenstoff und an Silizium zu summarischem maximalem Gehalt an Mangan und an Chrom, das besprochene absolute Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung gewährleistet, in Abhängigkeit von Mindestzugfestigkeit folgendes ist: (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,0 × (Simin, + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1400 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,3 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1300 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,8 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1200 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 2,4 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1100 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 3,2 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1000 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 5,0 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 800 MPa
  • Die Beständigkeit/Widerstandsfähigkeit gegen Wasserstoffversprödung wird vom Autor hauptsächlich durch Einfluss der Legierungselemente auf Gitterparameter/Gitterkonstante vom α-Fe des (mit Kohlenstoff übersättigten) Ferrits und des angelassenen Martensits bestimmt.
  • Unter allen Legierungselementen nur zwei Elemente – Silizium und Beryllium (sowie Bor falls es sich im α-Fe befindet) – das α-Fe-Gitter verdichten, damit sie das Eindringen der Wasserstoffionen in das Gitter verhindern.
  • Alle andere Legierungselemente (außer Kobalt, es ändert Gitterparameter/Gitterkonstante vom α-Fe nicht), falls sich ihre Atome im α-Fe-Gitter befinden, tragen zum Eindringen der Wasserstoffionen in das Gitter bei, weil sie das α-Fe-Gitter ausweiten (somit in ihm die Zugspannungen prägend). Damit diese Elemente den Eingang/Durchgang der Wasserstoffionen in/durch das α-Fe-Gitter/Korn – somit ihre transkristalline Bewegung, d. h. transkristalline Spannungsrisskorrosion, – ermöglichen/erleichtern.
  • Was den Kohlenstoffgehalt betrifft, kann man behaupten, dass je größer ist im Stahl der Kohlenstoffgehalt desto höher ist seine mögliche Ermüdungsfestigkeit. Das lässt sich in folgender Weise erklären: für jeden unlegierten Stahl besteht solche Anlasstemperatur, bei welcher der angelassene Martensit soweit an Kohlenstoff verarmt ist, dass er die Zusammensetzung des Ferrits erreicht. Bei dieser Anlasstemperatur wird das α-Fe-Gitter keinen Verzerrungen/Zugspannungen ausgesetzt, weil sich zwangsgelöste Einlagerungsatome vom Kohlenstoff ganz in den Zementit ausgeschieden haben. Zwecks Nichtzulassung der Wasserstoffversprödung soll man diese Temperatur als minimale Anlasstemperatur annehmen. Somit kann man die Ermüdungsfestigkeit nur mit der Erhöhung der Gehalte vom Kohlenstoff und vom Silizium (und vom Beryllium) erheben (abgesehen von der Verfestigung des Stahls dank der Mikrolegierung und der Verformung).
  • Untere Grenze des Kohlenstoffgehalts wird mit Erreichen nötiger Mindestzugfestigkeit und, in geringerem Maße, nötiger Durchhärtbarkeit bestimmt.
  • Obere Grenze des Kohlenstoffgehalts wird mit erforderter Deformierbarkeit, Schweißbarkeit und etwaiger anderen Eigenschaften begrenzt.
  • Untere Grenze des Gehalts an Silizium wird hauptsächlich mit nötiger Festigkeit und nötiger Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung bestimmt, weil es diese Beständigkeit sehr effektiv erhöht (dank der erwähnten Verdichtung des α-Fe-Gitters). Laut Ausgaben: positiver Einfluss vom Silizium auf die Widerstandsfähigkeit gegen Wasserstoffversprödung wurde von vielen Forschern festgestellt: C. B. Gilpin & N. A. Tiner, Corrosion 22, 271–79, 1966; W. W. Gerberich, in Hydrogen in Metals/I. M. Bernstein & A. W. Thompson, eds/pp. 115–47, ASM, Metals Park, Ohio, 1974; A. S. Tetelman, in Fundamental Aspects of Stress Corrosion Cracking/R. W. Staehle, ed/pp. 446–60, NACE; Houston, 1969; C. S. Carter, Corrosion 25, 423–31, 1969; Erdmann-Jesnutzer F., Sabath H. Einfluss der chemischen Zusammensetzung und des Gefügenaufbaus auf das Wasserstofferhalten in Eisen u. Stahl. – Arch. Eisenhüttenwes, 1957, Bd. 28, S. 345–58; Geller W., Tak-Ho-Sun. Der Einfluss der Bestandteile d. Legierung auf die Wasserstoffdiffusion in Eisen. – Arch. Eisenhüttenwesen, 1950, Bd. 21, S. 423. Untere Grenze des Gehalts an Silizium wird auch mit Gewährleistung der Wasserhärtung bestimmt, weil es das α-Fe-Gitter komprimiert und somit Härterißbildung unterdrückt, und mit erforderter Durchhärtbarkeit bestimmt.
  • Obere Grenze des Gehalts an Silizium wird hauptsächlich mit erforderter Deformierbarkeit bestimmt.
  • Untere Grenze summarischen Gehalts an Mangan und an Chrom wird mit erforderter Durchhärtbarkeit und (bei oberem Kohlenstoffgehalt) mit der Unterdrückung der Graphitisierung bestimmt.
  • Obere Grenze des summarischen Gehalts an Mangan und Chrom wird mit Gewährleistung der Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung bestimmt, weil beide Elemente, wie als andere Karbidbilder, sie wesentlich herabsetzen falls sie sich nicht in Karbidphase, sondern sich im α-Fe-Gitter als Austauschatome befinden.
  • Mangan verkleinert die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung laut Ausgaben: J. K. Hoke, Corrosion 26, 396–97, 1970; J. B. Greer, Corrosion/73 preprint N°55, NACE, Houston, 1973 W. W. Gerberich, in Hydrogen in Metals/I. M. Bernstein & A. W. Thompson, eds/pp. 115–47, ASM, Metals Park, Ohio, 1974; G. Sandoz, Met. Trans. 2, 1055–63, 1971; G. Sandoz, Met. Trans. 3, 1169–76, 1972; G. Sandoz, in Stress Corrosion Cracking in High Strength Steels & in Aluminium & Titanium Alloys/B. F. Brown, ed/pp. 79–133, Naval Research Laboratory, Washington, D. C., 1972; R. R. Fessler, Applications of Stress-Corrosion Cracking Research to the Pipeline Problem, 5th Symposium on Line Pipe Research, Amer. Gas Assoc., Nov., 1974.
  • Chrom auch verkleinert diese Widerstandsfähigkeit laut Ausgaben: E. Snape, Corrosion 24, 261–82, 1968; R. P. M. Proctor and H. W. Paxton, Trans. ASM 62, 989–99, 1969; Baukloh W., Kayser H. Wasserstoffdurchlässigkeit und Wasserstoffentkohlung von Stählen, Armco-Eisen, Kukfer, Nickel und Aluminium bei höherem Drücken. – Z. Metallkunde, 1936, Bd. 28, S. 34–40; Geller W., Tak-Ho-Sun. Der Einfluss der Bestandteile d. Legierung auf die Wasserstoffdiffusion in Eisen. – Arch. Eisenhüttenwes, 1950, Bd. 21, S. 423; Chang P. L., Bennet W. D. Diffusion of hydrogene in iron and iron alloys at elevated tmperatures. – J. Iron Steel Inst., 1952, v. 170, pp. 205–13; Naumann F. K. Der Einfluss von Legierungszusätzen auf die Beständigkeit von Stahl gegen Wasserstoff unter hohen Druck. – Stahl u. Eisen, 1938, Bd. 58, S. 1239; Bennek H., Klotzbach G./Einfluss von Wasserstoffgehalt, -durchlässigkeit und -löslichkeit auf die Flockenbildung im Stahl. u. Eisen, 1941, Bd. 61, S. 597–606, 624–30; Hobson J. D. The Diffusion of hydrogen in steel of temperature of –78° to 200°C. J. Iron Steel Inst., 1958, v. 189, pp. 315–21. Chrom nimmt den Widerstand gegen Wasserstoffversprödung vielmehr als Mangan ab, weil sich seine Austauschatome bei weitaus höheren Temperaturen aus dem α-Fe-Gitter in die Karbidphase ausscheiden.
  • Das zweite Legierungselement, das die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung erhöht, ist Aluminium.
  • Die Hauptursache der Verwendung erhöhten Aluminiumgehaltes ist die Notwendigkeit der Verhinderung der Bildung eutektischer Sulfide vom Typ-2, die sich an/auf Korngrenzen primärer Körner in Form ununterbrochen verzweigten Knochengerüstes niederlassen. Durch diese Sulfide, wie durch Tunnels, strömen sich die Wasserstoffionen. Dabei findet die interkristalline Korrosion statt, bei der die Zerstörung entlang der Korngrenzen verläuft. Beim Aluminiumgehalt von 0,02–0,04% – solche. Menge gibt es bei seiner Mikrolegierung zwecks tiefer Desoxidation – befinden sich neben körnigen Sulfiden Typ-1 auch eutektische Sulfide Typ-2. Ein minimaler, „überkritischer” Aluminiumgehalt, bei dem sich diese Sulfide mehr nicht bilden, hängt von vielen Faktoren ab, aber er ist nicht kleiner als 0,05%. Bei diesem „überkritischen” Aluminiumgehalt gibt es nur Sulfide Typ-3. In vielen Werken ist es gezeigt, dass Sulfide Typ-3, im Unterschied zu den Sulfiden Typ-1 und Typ-2, zur Wasserstoffversprödung nicht beitragen. Die Sulfide vom Typ-3 finden nur beim hohen Al-Gehalt statt; weil sogar „bleibt auch bei 5% Silizium die Sulfidform des Typs-2 bestimmend” – siehe „Bildung, Zusammensetzung und Morphologie oxidischer und sulfidischer Einschlüsse in legierten Stählen", Dipl.-Ing. Franz-Josef Wahlers, Dissertation 1985/1637, S. 45. Im Werk „Zur Morfologie und Morphogenese von Oxiden und Sulfiden in Stählen", Dipl.-Ing. Hans-Ulrich Lindenberg, Dissertation 1976/5803, S. 77, Bilder 100 und 101 ist dargestellt, dass nur bei hohem Al-Gehalt der Übergang von den Sulfiden vom Typ-2 zu den Sulfiden vom Typ-3 erfolgt. Im Werk „Der Einfluss von Sulfideinschlüssen auf ...", Dipl.-Ing. Gerhard Wellnitz, Dissertation 1975/3814, S. 13 ist dargestellt, wie mit der Erhöhung des Al-Gehaltes der Übergang vom Typ-1 zum Typ-3 vorgeht. Verbesserung der Eigenschaften bei diesem Übergang ist im einzelnen damit erklärt, dass „Während die Sulfide des Typs-3 reine Mangansulfide sind, kann es sich bei den anderen beiden Typen je nach Sauerstoffgehalt und Anteilen an Verunreinigungen um Mischeinschlüsse wie Oxisulfide handeln.”
  • Der erhöhte Al-Gehalt lässt sich auch im Folgenden erklären: wichtige angewandte Bedeutung hat Bor als Element für Erhöhung der Durchhärtigkeit, weil die dafür angewandten Elemente – Mn und Cr – den Widerstand gegen Wasserstoffversprödung senken, und deswegen sie bei möglichst kleinerer Menge vorkommen sollen. Aus diesem Grund soll man die Bildung von Bornitriden und Boroxiden verhindern. Im Werk „Untersuchungen zur Wirkungsweise der Elemente Bor ...", Technische Forschung Stahl, U. Schriever, Thyssen Stahl AG, 1991, S. 4 ist der erhöhte Al-Gehalt angewiesen, weil die Bornitridbildung „erst bei relativ hohen Al-Gehalten von 0,06–0,08%” verhindert wird.
  • Untere Grenze des Aluminiumgehalts beträgt 0,05%, weil ab diesem „überkritischen” Gehalt keine interkristalline (entlang der Korngrenzen) Diffusion der Wasserstoffionen stattfindet.
  • Wie bekannt, versprödet Silizium die Stähle infolge traumatischer Einwirkung seiner nadelförmigen Oxide, die sich an/auf den Korngrenzen befinden. Die Beseitigung dieser Oxide wird mit der Zugabe des erhöhten Aluminiumgehalts erreicht. Mit Vergrößerung des Al-Gehalts zu einem gewissen Wert (er befindet sich im Bereich 0,17–0,35%) wächst die Plastizität. Diese Wirkung wird damit erklärt, dass sich bei seinem erhöhten Vorhandensein keine „Cottrell-Wolken” (die aus Stickstoffatomen, Eisennitriden und Eisenkarbonitriden bestehen) an/auf den Korngrenzen/Versetzungslinien bilden, dank Übergang vom Stickstoff in das Aluminiumnitrid.
  • Der obere Aluminiumgehalt ist mit Wert von 0,3% begrenzt, weil sich bei größerem Gehalt die Vergießbarkeit und Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung herabsetzen.
  • Weitere Gründe der Anwesenheit vom Aluminium im Stahl: es erhöht den Bereich von Martensitumwandlung und verkleinert das Ferritkorn, das zum Härten in schroffen Medien beiträgt; dadurch kann man den Gehalt an Legierungselemente (Mn, Cr u. a.) reduzieren und ökologische Lage im Betrieb wesentlich verbessern.
  • Jedoch bei erhöhtem Gehalt an Aluminium bilden sich an/auf den Korngrenzen die Steppnähte seines Nitrids, die die Schlagbiegezähigkeit verkleinern. Das wird mit Zugabe vom Titan, dessen Nitride sich bei höheren Temperaturen bilden, beseitigt. Zwecks Unterdrückens der Bildung der Aluminiumnitride soll größerem Al-Gehalt größerer Ti-Gehalt entsprechen; davon wird unterer Ti-Gehalt bestimmt. Somit ist Titan drittes Legierungselement, das die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung im vorgeschlagenen Stahl erhöht. Sein oberer Gehalt ist mit Wert von 0,10% begrenzt, weil sich bei größerem Gehalt spitzeckige Titancarbide bilden. Der positive Einfluss vom Titan auf die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung ist in folgenden Werken angeführt: E. Snape, Corrosion 24, 261–82, 1968; J. A. Markuez, I. Matsushima & H. H. Uhlig, Corrosion, 26, 215–22, 1970; I. M. Bernstein & A. W. Tompson, Int. Met. Rev. (Rev. 212) 21, 269–87, 1976; A. E. Scheutz & W. D. Robertson, Corrosion 13, 437–58, 1957; L. W. Vollmer, Corrosion 8, 326–32, 1952; NACE Tech. Pract. Comm. 1-G, Corrosion 8, 351–54, 1952.
  • Darüber hinaus zerstückelt Titan die Sulfide und gewährleistet die Bildung feindisperser Ferritkörner, das für die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung, für die Verformbarkeit und zum Härten in schroffen Medien von großer Bedeutung ist.
  • Nach Literaturangaben ist Bor ein Element, das die Widerstandsfähigkeit gegen Wasserstoffversprödung wesentlich erhöht. Da es die Durchhärtbarkeit sehr effektiv vergrößert, ist seine Anwesenheit für die Erhöhung der Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung sehr erwünscht. Damit kann man die Gehalte an Mangan und an Chrom (die die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung herabsetzen) verkleinern.
  • Zwecks der Vergrößerung von Durchhärtbarkeit beinhaltet der Stahl zusätzlich Bor bis 0,01%.
  • Zwecks der Entschwefelung und der Entphosphorung sowie der Verbindung des Schwefels und des Phosphors in stabile Sulfide und Phosphide beinhaltet der Stahl Calcium und/oder Elemente seiner Gruppe vom Periodensystem: Barium und/oder Strontium und/oder Magnesium:
    Ca = 0,004–0,025 oder/und (Ba + Sr) = 0,008–0,08 oder/und Mg = 0,002–0,02.
  • Die Anwesenheit der Erdalkalimetalle im Al-enthaltenen Stahl ist aus folgenden Gründen notwendig:
    • – Oxid CaO wirkt mit dem Oxid Al2O3 ineinander, demzufolge bilden sich die weniger hochschmelzbaren Einschlüsse. Beim Verhältnis Ca/Al < 0,1 überwiegen Einschlüsse CaO × 6·Al2O3, die sich bei Stahlgießtemperaturen im Festzustand auf den Gießhornwänden ablagern; beim Verhältnis Ca/Al > 0,1 überwiegen flüssige Einschlüsse CaO × 2·Al2O3, und der Stahl lässt sich gut auszufließen,
    • – Calcium verbindet Nichteisenmetalle in intermetallische Verbindungen: CaPb3, Ca2Pb, Ca11Sb10, Ca5Bi3, Ca2Sn usw., derer Schmelztemperaturpunkte sich bei weitem höher als Schmelztemperaturpunkte der Nichteisenmetalle befinden,
    • – Oxid CaO und Sulfid CaS, im Vergleich zu Oxiden und Sulfiden des Aluminiums und des Mangans, haben rundliche und sehr disperse Form; sie deformieren sich bei der Metallbearbeitung nicht; sie strecken sich in kettenartige spitzwinklige. Gruppen, was für Al2O3-Einschlüße charakterlich ist, nicht,
    • – zwecks Verkleinerung der Gehalte an Schwefel, Sauerstoff, Phosphor und Stickstoff,
    • – tiefe Desoxidation und tiefe Entschwefelung verhindern den Legierungselementen die Oxide und die Sulfide zu bilden, damit werden diese Legierungselemente für die Durchhärtbarkeit frei/aktiv. Somit vergrößert Calcium die Effektivität der Legierungselemente und lässt ihre Gehalte zu verkleinern.
  • Mit dem Wachstum des Verhältnisses Ca/S verkleinert sich gesamte Länge der Sulfid-Anschlüsse schnell, und schon beim Ca/S = 2 finden keine lang gestreckten Sulfide statt; die Kerbzähigkeit dabei erreicht einen maximalen Wert. Deshalb soll man untere Grenze des minimalen erwarteten Calciumgehalts als doppelter Wert (in Atomprozent) des maximalen erwarteten Schwefelgehalts nehmen. Die Einwirkung von erwähnten Erdalkalimetallen ist ähnlich der Einwirkung vom Calcium, obwohl ihre Einwirkung mitunter etliche Vorteile aufweist.
  • Die obere Grenze des summarischen Gehaltes der Erdalkalimetalle und das optimale Verhältnis zwischen Calcium und anderen Erdalkalimetallen hängen hauptsächlich von sekundärmetallurgischer Ausrüstung, von Gehalten an Kohlenstoff, Legierungs- und Verunreinigungselementen ab.
  • 4-malige Vergrößerung der Einwirkung vom Kohlenstoffgehalt zum Siliziumgehalt: (Si + 4 × C) auf die Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung und andere Verhältnisse, die im ersten Punkt der Patentansprüche angeführt sind, sind auf den Resultaten experimenteller Werke vom Autor begründet.
  • Zwecks der Erhöhung von Ermüdungsfestigkeit, Kältefestigkeit und Kerbzähigkeit kann der Stahl Zirkonium (Zr) oder/und Seltenerdelemente (SEE) beinhaltet. Die Verbesserung der Eigenschaften wird wegen vollständiger Verbindung vom Stickstoff in die Nitride erlangt. Dank höheren Schmelztemperaturen der Bildung dieser Nitride ereignen sich disperse Primärkörner, das ab dem Gehalt an Zr oder/und an SEE von 0,01% merkbar wird, und beim Gehalt mehr als 0,15% findet Verkleinerung der Kerbzähigkeit wegen dem Wachstum der Zirkoniumkarbide oder der Zahl der Einschlüsse von SEE. Die Verbesserung der Eigenschaften wegen der Verwendung von Zr oder/und SEE ist bei der Zugabe vom Stickstoff noch deutlicher: dank zahlreicher Quantität der Nitride von Zr oder/und von SEE ereignen sich ultradisperses Gefüge.
  • Der optimale Gehalt an Stickstoff, bei dem maximale Kerbzähigkeit stattfindet, liegt im Bereich: 0,01–0,05%.
  • Zwecks der Erhöhung von Festigkeit kann der Stahl Phosphor beinhalten: P = 0,04–0,15.
  • Ein Beispiel. Ein Stahl wurde im Laborofen erschmolzt, %:
    C = 0,18 Mn = 0,9 Cr = 0,2 Si = 2 Al = 0,07 Ti = 0,02 B = 0,004 Ca = 0,01
  • Dann wurde der Stahl beim Laborwalzwerk auf D = 25 mm gewalzt. Die Stäbe wurden geglüht und auf D = 23,3 mm gezogen, danach wurden aus ihnen die Schrauben M24 (S = 41) kaltgestaucht und auf Mindestzugfestigkeit 1200 MPa mit Abschreckung in wässrige Lösung vergütet. Die Schrauben wurden mit Vorspannkraft von 25,5 Tonnen angezogen und kathodischer Polarisation bei Stromdichte von 10 mA/cm2 in 0,05 H-Lösung der Schwefelsäure mit Zusatz von 20 mg/l CH4N2S (Korrosionsinhibitor und Promotor der Wasserstoffinduzierung) im Laufe von 5 Stunden ausgesetzt. Alle Schrauben haben Prüfung mit verächtlich geringem Verlust der Vorspannkraft bestanden.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • EP 1783239 [0004]
    • EP 2628807 [0004]
  • Zitierte Nicht-Patentliteratur
    • C. B. Gilpin & N. A. Tiner, Corrosion 22, 271–79, 1966 [0014]
    • W. W. Gerberich, in Hydrogen in Metals/I. M. Bernstein & A. W. Thompson, eds/pp. 115–47, ASM, Metals Park, Ohio, 1974 [0014]
    • A. S. Tetelman, in Fundamental Aspects of Stress Corrosion Cracking/R. W. Staehle, ed/pp. 446–60, NACE; Houston, 1969 [0014]
    • C. S. Carter, Corrosion 25, 423–31, 1969 [0014]
    • Erdmann-Jesnutzer F., Sabath H. Einfluss der chemischen Zusammensetzung und des Gefügenaufbaus auf das Wasserstofferhalten in Eisen u. Stahl. – Arch. Eisenhüttenwes, 1957, Bd. 28, S. 345–58 [0014]
    • Geller W., Tak-Ho-Sun. Der Einfluss der Bestandteile d. Legierung auf die Wasserstoffdiffusion in Eisen. – Arch. Eisenhüttenwesen, 1950, Bd. 21, S. 423 [0014]
    • J. K. Hoke, Corrosion 26, 396–97, 1970 [0018]
    • J. B. Greer, Corrosion/73 preprint N°55, NACE, Houston, 1973 W. W. Gerberich, in Hydrogen in Metals/I. M. Bernstein & A. W. Thompson, eds/pp. 115–47, ASM, Metals Park, Ohio, 1974 [0018]
    • G. Sandoz, Met. Trans. 2, 1055–63, 1971 [0018]
    • G. Sandoz, Met. Trans. 3, 1169–76, 1972 [0018]
    • G. Sandoz, in Stress Corrosion Cracking in High Strength Steels & in Aluminium & Titanium Alloys/B. F. Brown, ed/pp. 79–133, Naval Research Laboratory, Washington, D. C., 1972 [0018]
    • R. R. Fessler, Applications of Stress-Corrosion Cracking Research to the Pipeline Problem, 5th Symposium on Line Pipe Research, Amer. Gas Assoc., Nov., 1974 [0018]
    • E. Snape, Corrosion 24, 261–82, 1968 [0019]
    • R. P. M. Proctor and H. W. Paxton, Trans. ASM 62, 989–99, 1969 [0019]
    • Baukloh W., Kayser H. Wasserstoffdurchlässigkeit und Wasserstoffentkohlung von Stählen, Armco-Eisen, Kukfer, Nickel und Aluminium bei höherem Drücken. – Z. Metallkunde, 1936, Bd. 28, S. 34–40 [0019]
    • Geller W., Tak-Ho-Sun. Der Einfluss der Bestandteile d. Legierung auf die Wasserstoffdiffusion in Eisen. – Arch. Eisenhüttenwes, 1950, Bd. 21, S. 423 [0019]
    • Chang P. L., Bennet W. D. Diffusion of hydrogene in iron and iron alloys at elevated tmperatures. – J. Iron Steel Inst., 1952, v. 170, pp. 205–13 [0019]
    • Naumann F. K. Der Einfluss von Legierungszusätzen auf die Beständigkeit von Stahl gegen Wasserstoff unter hohen Druck. – Stahl u. Eisen, 1938, Bd. 58, S. 1239 [0019]
    • Bennek H., Klotzbach G./Einfluss von Wasserstoffgehalt, -durchlässigkeit und -löslichkeit auf die Flockenbildung im Stahl. u. Eisen, 1941, Bd. 61, S. 597–606, 624–30 [0019]
    • Hobson J. D. The Diffusion of hydrogen in steel of temperature of –78° to 200°C. J. Iron Steel Inst., 1958, v. 189, pp. 315–21 [0019]
    • „Bildung, Zusammensetzung und Morphologie oxidischer und sulfidischer Einschlüsse in legierten Stählen”, Dipl.-Ing. Franz-Josef Wahlers, Dissertation 1985/1637, S. 45 [0021]
    • „Zur Morfologie und Morphogenese von Oxiden und Sulfiden in Stählen”, Dipl.-Ing. Hans-Ulrich Lindenberg, Dissertation 1976/5803, S. 77, Bilder 100 und 101 [0021]
    • „Der Einfluss von Sulfideinschlüssen auf ...”, Dipl.-Ing. Gerhard Wellnitz, Dissertation 1975/3814, S. 13 [0021]
    • „Untersuchungen zur Wirkungsweise der Elemente Bor ...”, Technische Forschung Stahl, U. Schriever, Thyssen Stahl AG, 1991, S. 4 [0022]
    • E. Snape, Corrosion 24, 261–82, 1968 [0027]
    • J. A. Markuez, I. Matsushima & H. H. Uhlig, Corrosion, 26, 215–22, 1970 [0027]
    • I. M. Bernstein & A. W. Tompson, Int. Met. Rev. (Rev. 212) 21, 269–87, 1976 [0027]
    • A. E. Scheutz & W. D. Robertson, Corrosion 13, 437–58, 1957 [0027]
    • L. W. Vollmer, Corrosion 8, 326–32, 1952 [0027]
    • NACE Tech. Pract. Comm. 1-G, Corrosion 8, 351–54, 1952 [0027]

Claims (5)

  1. Stahl enthält Silizium, Mangan, Chrom, Aluminium, Titan und mindestens ein Element der Erdalkalimetalle und dadurch gekennzeichnet, dass die Gehalte dieser Legierungselemente folgende sind (hier und weiterhin – Masseprozente) C = 0,01–0,2 Si = 0,25–6 Mn = 0,2–2 Cr = 0,15–1 Al = 0,05–0,3 Ti = 0,015–0,1 Ca = 0,005–0,03 oder/und (Ba + Sr) = 0,008–0,08 oder/und Mg = 0,002–0,02 wobei Verhältnis zwischen summarischem minimalem Gehalt an Kohlenstoff und an Silizium zu summarischem maximalem Gehalt an Mangan und an Chrom, das besprochene absolute Beständigkeit gegen Wasserstoffversprödung gewährleistet, in Abhängigkeit von Mindestzugfestigkeit folgendes ist: (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,0 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1400 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,3 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1300 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 1,8 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1200 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 2,4 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1100 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 3,2 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 1000 MPa (Mnmax + 2 × Crmax) ≤ 5,0 × (Simin + 4 × Cmin) bei Festigkeit ≥ 800 MPa
  2. Stahl nach Anspruch 1 ist dadurch gekennzeichnet, dass er zusätzlich Bor hat: B = 0,001–0,01.
  3. Stahl nach einem der Ansprüche 1 oder 2 ist dadurch gekennzeichnet, dass er zusätzlich Zr oder/und Seltenerdelemente (SEE) hat: Zr oder/und SEE = 0,01–0,15.
  4. Stahl nach einem der Ansprüche 1 oder 2 oder 3 ist dadurch gekennzeichnet, dass er zusätzlich Stickstoff hat: N = 0,01–0,05.
  5. Stahl nach einem der Ansprüche 1 oder 2 oder 3 oder 4 ist dadurch gekennzeichnet, dass er zusätzlich Phosphor hat: P = 0,04–0,15.
DE102016005531.6A 2016-05-02 2016-05-02 Niedriggekohlter Stahl Pending DE102016005531A1 (de)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102016005531.6A DE102016005531A1 (de) 2016-05-02 2016-05-02 Niedriggekohlter Stahl

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102016005531.6A DE102016005531A1 (de) 2016-05-02 2016-05-02 Niedriggekohlter Stahl

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE102016005531A1 true DE102016005531A1 (de) 2017-11-02

Family

ID=60081918

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE102016005531.6A Pending DE102016005531A1 (de) 2016-05-02 2016-05-02 Niedriggekohlter Stahl

Country Status (1)

Country Link
DE (1) DE102016005531A1 (de)

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1989009843A1 (en) * 1988-04-04 1989-10-19 Chrysler Motors Corporation Oxidation resistant iron base alloy compositions
DE69613868T2 (de) * 1995-01-31 2001-11-29 Usinor Industeel (France), Puteaux Stahl mit hoher Dehnbarkeit, Verfahren zur Herstellung und Verwendung
DE69920847T2 (de) * 1998-11-10 2005-02-10 Jfe Steel Corp. Warmgewalztes Stahlblech mit ultrafeinem Korngefüge und Verfahren zu dessen Herstellung
DE60300835T2 (de) * 2002-03-29 2005-10-27 Jfe Steel Corp. Kaltgewalztes Stahlblech mit ultrafeinem Korngefüge und Verfahren zu dessen Herstellung
EP1783239A1 (de) 2005-11-02 2007-05-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfester Federstahl mit ausgezeichneter Beständigkeit gegenüber Wasserstoffversprödung, Stahldraht und daraus erhaltene Feder
DE102006001628A1 (de) * 2006-01-11 2007-07-26 Thyssenkrupp Steel Ag Verzinktes walzhartes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
DE602004008917T2 (de) * 2003-06-26 2008-06-12 Arcelor France Hochfestes warmgewalztes stahlblech mit hervorragenden formfixierungseigenschaften und zugehöriges herstellungsverfahren
DE102007047016A1 (de) * 2007-10-01 2009-04-02 Robert Bosch Gmbh Hochfester, martensitaushärtbarer Stahl und daraus gebildetes Bauteil
EP2628807A1 (de) 2012-02-14 2013-08-21 Swiss Steel AG Vergütetes stiftartiges Verbindungselement und Verfahren zu dessen Herstellung
DE102014016073A1 (de) * 2014-10-23 2016-04-28 Vladimir Volchkov Stahl

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1989009843A1 (en) * 1988-04-04 1989-10-19 Chrysler Motors Corporation Oxidation resistant iron base alloy compositions
DE69613868T2 (de) * 1995-01-31 2001-11-29 Usinor Industeel (France), Puteaux Stahl mit hoher Dehnbarkeit, Verfahren zur Herstellung und Verwendung
DE69920847T2 (de) * 1998-11-10 2005-02-10 Jfe Steel Corp. Warmgewalztes Stahlblech mit ultrafeinem Korngefüge und Verfahren zu dessen Herstellung
DE60300835T2 (de) * 2002-03-29 2005-10-27 Jfe Steel Corp. Kaltgewalztes Stahlblech mit ultrafeinem Korngefüge und Verfahren zu dessen Herstellung
DE602004008917T2 (de) * 2003-06-26 2008-06-12 Arcelor France Hochfestes warmgewalztes stahlblech mit hervorragenden formfixierungseigenschaften und zugehöriges herstellungsverfahren
EP1783239A1 (de) 2005-11-02 2007-05-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hochfester Federstahl mit ausgezeichneter Beständigkeit gegenüber Wasserstoffversprödung, Stahldraht und daraus erhaltene Feder
DE102006001628A1 (de) * 2006-01-11 2007-07-26 Thyssenkrupp Steel Ag Verzinktes walzhartes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102007047016A1 (de) * 2007-10-01 2009-04-02 Robert Bosch Gmbh Hochfester, martensitaushärtbarer Stahl und daraus gebildetes Bauteil
EP2628807A1 (de) 2012-02-14 2013-08-21 Swiss Steel AG Vergütetes stiftartiges Verbindungselement und Verfahren zu dessen Herstellung
DE102014016073A1 (de) * 2014-10-23 2016-04-28 Vladimir Volchkov Stahl

Non-Patent Citations (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
„Bildung, Zusammensetzung und Morphologie oxidischer und sulfidischer Einschlüsse in legierten Stählen", Dipl.-Ing. Franz-Josef Wahlers, Dissertation 1985/1637, S. 45
„Der Einfluss von Sulfideinschlüssen auf ...", Dipl.-Ing. Gerhard Wellnitz, Dissertation 1975/3814, S. 13
„Untersuchungen zur Wirkungsweise der Elemente Bor ...", Technische Forschung Stahl, U. Schriever, Thyssen Stahl AG, 1991, S. 4
„Zur Morfologie und Morphogenese von Oxiden und Sulfiden in Stählen", Dipl.-Ing. Hans-Ulrich Lindenberg, Dissertation 1976/5803, S. 77, Bilder 100 und 101
A. E. Scheutz & W. D. Robertson, Corrosion 13, 437–58, 1957
A. S. Tetelman, in Fundamental Aspects of Stress Corrosion Cracking/R. W. Staehle, ed/pp. 446–60, NACE; Houston, 1969
Baukloh W., Kayser H. Wasserstoffdurchlässigkeit und Wasserstoffentkohlung von Stählen, Armco-Eisen, Kukfer, Nickel und Aluminium bei höherem Drücken. – Z. Metallkunde, 1936, Bd. 28, S. 34–40
Bennek H., Klotzbach G./Einfluss von Wasserstoffgehalt, -durchlässigkeit und -löslichkeit auf die Flockenbildung im Stahl. u. Eisen, 1941, Bd. 61, S. 597–606, 624–30
C. B. Gilpin & N. A. Tiner, Corrosion 22, 271–79, 1966
C. S. Carter, Corrosion 25, 423–31, 1969
Chang P. L., Bennet W. D. Diffusion of hydrogene in iron and iron alloys at elevated tmperatures. – J. Iron Steel Inst., 1952, v. 170, pp. 205–13
E. Snape, Corrosion 24, 261–82, 1968
Erdmann-Jesnutzer F., Sabath H. Einfluss der chemischen Zusammensetzung und des Gefügenaufbaus auf das Wasserstofferhalten in Eisen u. Stahl. – Arch. Eisenhüttenwes, 1957, Bd. 28, S. 345–58
G. Sandoz, in Stress Corrosion Cracking in High Strength Steels & in Aluminium & Titanium Alloys/B. F. Brown, ed/pp. 79–133, Naval Research Laboratory, Washington, D. C., 1972
G. Sandoz, Met. Trans. 2, 1055–63, 1971
G. Sandoz, Met. Trans. 3, 1169–76, 1972
Geller W., Tak-Ho-Sun. Der Einfluss der Bestandteile d. Legierung auf die Wasserstoffdiffusion in Eisen. – Arch. Eisenhüttenwes, 1950, Bd. 21, S. 423
Geller W., Tak-Ho-Sun. Der Einfluss der Bestandteile d. Legierung auf die Wasserstoffdiffusion in Eisen. – Arch. Eisenhüttenwesen, 1950, Bd. 21, S. 423
Hobson J. D. The Diffusion of hydrogen in steel of temperature of –78° to 200°C. J. Iron Steel Inst., 1958, v. 189, pp. 315–21
I. M. Bernstein & A. W. Tompson, Int. Met. Rev. (Rev. 212) 21, 269–87, 1976
J. A. Markuez, I. Matsushima & H. H. Uhlig, Corrosion, 26, 215–22, 1970
J. B. Greer, Corrosion/73 preprint N°55, NACE, Houston, 1973 W. W. Gerberich, in Hydrogen in Metals/I. M. Bernstein & A. W. Thompson, eds/pp. 115–47, ASM, Metals Park, Ohio, 1974
J. K. Hoke, Corrosion 26, 396–97, 1970
L. W. Vollmer, Corrosion 8, 326–32, 1952
NACE Tech. Pract. Comm. 1-G, Corrosion 8, 351–54, 1952
Naumann F. K. Der Einfluss von Legierungszusätzen auf die Beständigkeit von Stahl gegen Wasserstoff unter hohen Druck. – Stahl u. Eisen, 1938, Bd. 58, S. 1239
R. P. M. Proctor and H. W. Paxton, Trans. ASM 62, 989–99, 1969
R. R. Fessler, Applications of Stress-Corrosion Cracking Research to the Pipeline Problem, 5th Symposium on Line Pipe Research, Amer. Gas Assoc., Nov., 1974
W. W. Gerberich, in Hydrogen in Metals/I. M. Bernstein & A. W. Thompson, eds/pp. 115–47, ASM, Metals Park, Ohio, 1974

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69010234T2 (de) Hochfester Stahl mit hohem Chromgehalt und mit sehr guten Zähigkeits- und Oxidationsbeständigkeitseigenschaften.
AT412727B (de) Korrosionsbeständige, austenitische stahllegierung
DE60215655T2 (de) Martensitischer nichtrostender stahl
DE3686121T2 (de) Hochfester hitzebestaendiger ferritischer stahl mit hohem chromgehalt und verfahren zu seiner herstellung.
EP3899063B1 (de) Superaustenitischer werkstoff
EP3243920B1 (de) Sphärogusslegierung
DE19852734B4 (de) Feder mit verbesserter Korrosionsermüdungsbeständigkeit
DE2525395C3 (de) Verwendung eines Stahles für Gegenstände, die mit einer Wärmezufuhr von mehr als 60000 J/cm geschweißt werden
EP0006953A1 (de) Nichtmagnetisierbare stahlgusslegierung, deren verwendung und herstellungsverfahren
DE102005030413B3 (de) Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung
DE60029917T2 (de) Schweisszusatzwerkstoff und Verfahren zum Lichtbogenschweissen von niedriggekohlten martensitischen rostfreien Stahl
EP3899065B1 (de) Bohrstrangkomponente mit hoher korrosionsbeständigkeit und verfahren zu ihrer herstellung
DE2447137B2 (de) Gegen gruebchenkorrosion bestaendige stahllegierung
EP1561833B1 (de) Stahl zur Herstellung von hochfesten Bauteilen mit herausragender Tieftemperaturzähigkeit und Verwendungen eines solchen Stahls
DE3012139A1 (de) Verfahren zur herstellung eines im walzzustand hochfesten und hochzaehen stahles
DE3113844A1 (de) &#34;ferritfreier, ausscheidungshaertbarer rostfreier stahl&#34;
DE69502609T2 (de) Kavitationsbeständige fluidumschaufelräder und verfahren zu deren herstellung
DE102016005532A1 (de) Stahl
WO2022207913A1 (de) Stahlband aus einem hochfesten mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines derartigen stahlbandes
DE69320600T2 (de) Legierung auf Nickelbasis im quaternären System Ni-Fe-Cr-Mo, welche durch Gamma-prime-Ausscheidung gehärtet, sowie gegen Korrosion beständig ist und vorzugsweise in der Petrol-Industrie zum Einsatz kommt
DE102016005531A1 (de) Niedriggekohlter Stahl
DE1194587B (de) Verwendung von austenitischen Stahllegierungen als Werkstoff fuer geschweisste Bauteile, die dem Angriff von Seewasser und/oder Meeres-atmosphaere ausgesetzt sind
DE69708574T2 (de) Verwendung eines schweissbaren ferritischen Gussstahls mit niedrigem Chromgehalt und mit sehr gute Warmfestigkeit
DE102014016073A1 (de) Stahl
DE112013000549B4 (de) Rostfreier ferritischer Stahl und Verfahren zur Herstellung eines Hochtemperaturbauteils

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R016 Response to examination communication
R016 Response to examination communication