Es ist bekannt, dass hochzugfeste, herkömmlich zu verschweissende Stähle mit Zugfestigkeiten von 70 bis 100 kg/mm' Legierungselemente wie Si, Mn, Ni, Cr, Mo und B enthalten, wobei die Festigkeit und Dehnbarkeit des Stahls erhöht wird, wenn man ihn nach der Wärmebehandlung und Abschreckhärtung und nach dem Auswalzen anlässt.
Die nachstehende Tabelle 1 zeigt beispielsweise eine solche Wärmebehandlung an zwei Stählen, deren chemische Zusammensetzung angegeben ist und deren Eigenschaften nach der Behandlung aufgeführt sind.
Für die Schweissbarkeit eines Stahles ist das sogenannte Kohlenstoffäquivalent Cäq wichtig, das wie folgt definiert ist:Cäq=C+ 1/24ski+ 1/6 Mn + 1/40mix 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V, wobei diese Werte in Prozent eingesetzt sind.
Der angegebene Stahl A hat ein Cäq von 0,54 O/o, während der Stahl B ein Cäq von 0,58 O/o aufweist.
Tabelle 1 Stahl Wärmebe- C Si Mn P S Ni Cr Mo B handlung A 870 CWQ 0,16 0,38 0,98 0,01 0,016 0,95 0,47 0,33
65 CAC B 870 "CWQ 0,15 0,32 1,05 0,007 0,018 0,93 0,50 0,46 0,0025
650 CAC Streck- Zugfe- Dehnung Quer- Schlaggrenze stig- 0/0 schnitts- festig kgimm keit abnahme 0/0 keit kgm/cm kg/mm (-50 "C) 69,1 75,0 38,0 61,0 6,2 80,5 84,8 34,8 58,2 7,6
Die erforderlichen Eigenschaften des Rohstahls kann man dadurch erzielen, dass man dem Stahl andere chemische Komponenten zugibt, bevor man den Stahl auf bekannte Weise durch Abschreckung härtet und anlässt.
Um eine ausreichende Abschreckhärtung zu erzielen, fügt man dem Stahl eine grössere Menge an Legierungselementen wie C. Mn, Cr und Mo zu, die in der Lage sind, die Abschreckhärtungs-Eigenschaften des Stahls zu verbessern, und beim Abschrecken erhält man die Martensitstruktur, die dem Stahl eine hohe Festigkeit verleiht.
Da jedoch bei diesem Vorgehen der Stahl ziemlich spröde wird, muss man ihn anschliessend anlassen, so dass die Martensitstruktur in die getemperte Martensitstruktur unter Festigkeitsverlust übergeht, wobei man jedoch eine gute Kerbschlagzähigkeit und Dehnbarkeit erzielt.
Um eine hohe Dehnbarkeit zu erreichen, ist es notwendig. den Stahl auf relativ hohe Temperaturen anzulassen, beispielsweise auf 650 C, wie in Tabelle 1 gezeigt, jedoch vermindert sich die Festigkeit des Stahls bei steigender Anlasstemperatur, so dass es immer noch notwendig ist, dem Stahl Legierungselemente, insbesondere C und Mo, zuzufügen, um den Verlust der Festigkeit des Stahls auszugleichen.
Auf diese Art erreicht man die erforderliche Festigkeit, Dehnbarkeit und Kerbschlagzähigkeit des Rohstahls, jedoch stellt ein solcher Stahl einen legierten Stahl mit einem hohen Kohlenstoffäquivalent dan
Wenn man hochzugfesten Stahl dieser herkömmlichen Art einer Verschweissung unterwirft, so tritt eine bedeutende Abnahme der Kerbschlagzähigkeit in den erhitzten Bereichen beim Schweissen auf, denn in solchen Bereichen wird der Stahl unter dem Einfluss der Schweisshitze wieder in Austenit überführt, wobei ausserdem noch eine Kornvergröberung eintritt. Diese Tatsache geht insbesondere aus Fig. 1 hervor, in der das Verhalten des Stahls B der Tabelle 1, eines hochzugfesten Stahls mit einer Zugfestigkeit von 80 kg/mm2, aufgetragen ist.
Auf der Abszisse ist die Temperatur angegeben, die der Stahl beim Schweissen annimmt, und auf der Ordinate findet sich die Kerbschlagzähigkeit nach Charpy, gemessen bei -50 "C an einer V-förmigen Kerbe und angegeben in kgm/cm2. Der Bereich nahe der Ordinate stellt demnach denjenigen Bereich des Werkstückes dar, der von der Schweisshitze nicht beeinflusst wird. Aus Fig. 1 geht weiterhin hervor, dass die Höchsttemperatur beim Schweissen 1350 "C betrug. Die Kerbschlagzähigkeit wurde nach einer Abkühlungszeit von 25 bis 28 Sekunden im Temperaturbereich von 800 "C auf 500 "C gemessen.
Diejenigen Bereiche des Werkstückes, die von der Schweisswärme nicht beeinflusst wurden, d. h. der Punkt, wo die Kurve die Ordinate schneidet, besitzen eine Kerbschlagzähigkeit von nahezu 7,6 kgm/cm2, während dieser Wert bei der Höchsttemperatur von 1350 "C weniger als 1 beträgt. Im Vergleich zum Stahl vor dem Verschweissen hat die Schweissstelle eine ganze beträchtlich verminderte Kerbschlagzähigkeit.
Fig. 2 gibt die Abhängigkeit der Kerbschlagzähigkeit nach Charpy von der Abkühlungszeit wieder, in der die Schweissstelle des Stahls B (Tabelle 1) von 800 "C auf 500 "C nach dem Verschweissen bei 1350 "C abgekühlt wurde. Die Ordinate zeigt die Kerbschlagzähigkeit nach Charpy an einer Probe mit V-förmiger Kerbe in kgm/cm2, gemessen bei -50 "C, und die Abszisse gibt die Abkühlungszeit von 800 "C auf 500 "C in Sekunden an. Aus Fig. 2 geht hervor, dass die Kerbschlagzähigkeit des Stahls stark abfällt, wenn man langsam abkühlt; d. h. wenn die Abkühlungszeit mehr als 20 Sekunden beträgt, fällt die Kerbschlagzähigkeit rapide ab.
Ausserdem tritt eine ausgesprochene Härtung derjenigen Bereiche des Werkstückes auf, die der Schweisshitze ausgesetzt waren, wodurch sich sehr leicht Schweissbrüche zeigen können.
Aus Fig. 1 geht hervor, dass insbesondere diejenigen Stahlbereiche, die beim Schweissen über den Umwandlungspunkt A3 erhitzt wurden, d. h. auf Temperaturen über etwa 1350 "C, besonders problematisch sind.
Im folgenden soll unter dem Ausdruck hitzebeeinflusster Bereich derjenige Bereich des Werkstückes verstanden werden, der über A3 erhitzt wurde.
Der Grund für diese geschilderten Erscheinungen ist der folgende:
Die Auswirkungen der Abschreckhärtung und der Temperung auf den Stahl verschwinden in den hitzebeeinflussten Bereichen deswegen, weil sich beim Schweissen eine völlig verschiedene Wärmebehandlung bemerkbar macht, so dass die ausgewogenen Eigenschaften der Festigkeit, Dehnbarkeit und Kerbschlagzähigkeit des vorbehandelten Werkstückes, die genau aufeinander abgestimmt waren, beim Schweissen verlorengehen. Die hitzebeeinflussten Bereiche werden beträchtlich gehärtet und verlieren andererseits ihre Dehnbarkeit und Kerbschlagzähigkeit.
Diese Erscheinungen lassen sich theroretisch folgendermassen erklären.
Fig. 3 gibt ein Umwandlungsdiagramm des Stahls B (Tabelle 1) an, wobei auf der Ordinate die Temperatur in "C und auf der Abszisse die Zeit in Sekunden und logarithmischer Einteilung aufgetragen sind, wobei die Zeit als ein Parameter der Umwandlung aus der Austenitstruktur angesehen wird.
In der Zeichnung geben die ausgezogenen Linien Umwandlungs-Abkühlungs-Kurven bei gleichmässiger Abkühlung (CCT) nach einem Erwärmen auf 900 "C an, und die gestrichelten Linien sind Umwandlungs-Abkühlungs-Kurven bei gleichmässiger Abkühlung (CCT) nach einem Erhitzen des Stahls auf 1350 "C.
list das Austenitgebiet. 11 das Gebiet der Ferritumwandlung. IV das Gebiet der Bainitumwandlung und V das Gebiet der Martensitumwandlung. Die Gerade 1 gibt den Anfangspunkt der Martensitumwandlung (Punkt Ms) und die Linie 2 den Endpunkt der Martensitumwandlung (Punkt Mf) an.
Zuerst soll die Wärmebehandlung des Stahls B erläutert werden.
Nach Erhitzen dieses Stahls über den Umwandlungspunkt A3 wird er durch Abschrecken in Wasser gehärtet.
Seine Abkühlungskurve unter diesen Umständen ist die Kurve Q, wie in Fig. 3 gezeigt. Der Stahl B enthält eine grössere Menge der Legierungselemente C, Mn, Cr, Mo und B, welche seine Abschreckhärtungseigenschaften verbessern, so dass die Festigkeit dieses Stahls durch Härten und Tempern erhöht werden kann.
Zur bequemen Härtung des Stahls wird die Abkühlung relativ schnell vorgenommen, so dass die Abkühlungskurve Q beim Härten durch die Punkte Ms und Mf, d. h. durch den Bereich der Martensitumwandlung V geht, was zur Umwandlung in eine sehr harte und spröde Martensitstruktur führt.
Die mechanischen Eigenschaften des Stahls B in derart gehärtetem Zustand sind in Tabelle 2 angegeben, wobei man findet, dass seine Zugfestigkeit immerhin 101,6 kg/mm2 beträgt, jedoch ist die Kerbschlagzähigkeit'nach Charpy auf den geringen Wert von 1,4 kg/cm2 (-50 "C) gesunken, was die hohe Sprödigkeit beweist, die dieser Stahl bei der Umwandlung annimmt. Da der Stahl in diesem Zustand zur Verwendung ungeeignet ist, muss man ihn vor der Verwendung tempern, wobei man beim Tempern sogar eine recht hohe Temperatur, nämlich 650 "C, anwenden muss, damit der Stahl wieder eine ausreichende Kerbschlagzähigkeit an nimmt.
Tabelle 2 Stahl Art Streck- Zugfe- Deh- Quer- Schlag- Härte grenze stig- nung schnitt- festig- HV kg/mm2 keit % ab- ikeit kg/mm' nahme -50"C /o kgm/ cm2
B Abschrek- 66,2 101,6 13,0 49,5 1,4 408 ken unter
Wasser
Schweiss- 68,5 102,6 12,5 48,5 1,2*) 412 bereich (1350 "C) )5 x 5 x 55,1-mm-V-Nut
Die mechanischen Eigenschaften des Stahls nach diesem Tempervorgang sind in Tabelle 1 angegeben, aus der die Zugfestigkeit zu 84,8 kg/mm2 und die Kerbschlagzähigkeit zu 7,6 kgm/cm2 (-50 "C) zu entnehmen ist, wobei zu beachten ist, dass die Kerbschlagzähigkeit verbessert werden konnte,
die Zugfestigkeit jedoch nicht den ursprünglichen Wert wieder erreicht hat. Ein hochzugfester Stahl der herkömmlichen Art wie Stahl B kann demgemäss derart wärmebehandelt werden, dass er eine für die praktische Verwendung ausreichende hohe Festigkeit und Zähigkeit aufweist, wobei die Wärmebehandlung in der oben beschriebenen Abschreckhärtung und dem nachfolgenden Anlassen besteht.
Es ist bekannt, hochzugfesten Stahl der herkömmlichen Art einer solchen Abschreckhärtung und nachfolgenden Tem perung wie oben erwähnt zu unterwerfen, damit er eine ausreichende Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit erhält, und die Abhängigkeit der Festigkeit von der chemischen Zusammensetzung ist in Fig. 4 angegegeben, worin die Zugfestigkeit in kg/mm2 auf der Ordinate und das Kohlenstoffäquivalent in Prozent auf der Abszisse aufgetragen sind. Das Kohlenstoff äquivalent ist als Parameter der chemischen Zusammensetzung ein Mass für die Erzielung der erwünschten Festigkeit des Stahls bei legierten Stählen.
Aus Fig. 4 geht hervor, dass das Kohlenstoffäquivalent notwendigerweise zur Erzielung einer hohen Zugfestigkeit recht hoch sein muss. Die Werte der hochzugfesten Stähle A und B der Tabelle 1 sind mit ihrem Kohlenstoffäquivalent und ihrer Zugfestigkeit als Punkte A und B in Fig. 4 eingetragen.
Wenn man den Stahl B bei Temperaturen von 1350 "C verschweisst, so werden die hitzebeeinflussten Bereiche einer Temperaturbehandlung unterworfen, welche die guten Eigenschaften wieder zunichte macht, die durch Abschreckhärtung und Tempern erzielt worden waren. Beim Schweissen kühlen sich die Schweissbereiche so ab, wie die Abkühlungskurve W in Fig. 3 angibt.
Der Stahl B enthält eine relativ grosse Menge an Legierungselementen, damit seine Abschreckhärtungs-Eigenschaften verbessert werden können. Auch bei der verzögerten Ab kühlung der Schweissstellen gemäss der Kurve W im Vergleich zur Abkühlungskurve Q wird praktisch die gesamte Struktur in Martensit überführt.
Da auf die verschweissten Bereiche nicht wie im Falle der Wärmebehandlung des unverschweissten Werkstückes eine Anlass-Wärmebehandlung einwirkt, sind die mechanischen Eigenschaften der Schweissbereiche denen des abschreckgehärteten unverschweissten Werkstückes vergleichbar, d. h. die Schweissbereiche haben eine hohe Festigkeit und nur eine geringe Zähigkeit. Die hitzebeeinflussten Bereiche des Stahls B verhalten sich demgemäss ganz analog wie ein Werkstück, welches nur abschreckgehärtet ist.
Die derart gehärteten hitzebeeinflussten Bereiche haben gleichermassen ihre Dehnbarkeit verloren.
Aufgrund dieser Erscheinungen sind die hitzebeeinflussten Bereiche des verschweissten Stahls sehr empfindlich gegen das Auftreten von Schweissbrüchen, weil sie sehr stark gehärtet sind und zum grössten Teil ihre Duktilität verloren haben. Gleichermassen werden die hitzebeeinflussten Bereiche ausserdem spröde, wodurch ihre Kerbschlagzähigkeit entsprechend zurückgeht.
Wenn demgemäss ein verschweisstes Werkstück aus einem hochzugfesten Stahl mit einer Zugfestigkeit von 70 bis 100 kg/mm2 vorliegt, welches vor dem Verschweissen auf herkömmliche Weise durch Abschrecken gehärtet und dann getempert wurde, so findet man, dass die Masse des Werkstückes hohe Werte an Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit aufweist, dass hingegen in der Nähe der Schweissnaht eine grosse Härte zu beobachten ist, wodurch leicht Schweissbrüche auftreten, und dass die Kerbschlagzähigkeit stark vermindert ist, und demgemäss ist ein hochwirksames automatisches Verschweissen unter Verwendung einer starken Schweisshitze sehr schwierig auszuführen, und es treten die erwähnten schwerwiegenden Nachteile auf.
Bei solchen Stählen bevorzugt man als automatisches Schweissverfahren ein Bogenschweissen unter CO2, ein Verschweissen mit verdecktem Bogen oder ein Verschweissen mit überzogenen Elektroden.
Demgegenüber werden die geschilderten Nachteile, die in den hitzebeeinflussten Bereichen eines Werkstückes aus hochzugfestem Stahl auftreten, durch das erfindungsgemässen Verfahren vollständig vermieden. Das erfindungsgemässe Verfahren zur Wärmebehandlung eines zu verschweissenden Stahls ist dadurch gekennzeichnet, dass man einen hochzugfesten legierten Stahl über den Umwandlungspunkt A3 erhitzt, den Stahlt Stahl 5 bis 50 Sek. von A3 auf 500 "C und in 20 bis 4300 Sek. von 500 C auf 200 C gleichmässig ab kühlt, und dass man die Abkühlungszeit in den angegebenen
Grenzen jeweils so wählt, dass die Abkühlungsbedingungen beim Schweissverfahren, für das der Stahl bestimmt ist, min destens angenähert reproduziert werden, und wobei eine Um wandlung des Stahlgefüges in nichtmartensitische Struktu ren bewirkt wird.
Wenn man sodann einen derart behandelten Stahl ver schweisst, so durchläuft die der Schweisshitze ausgesetzte
Zone eine praktisch gleiche Wärmebehandlung wie dieje nige des erfindungsgemässen Verfahrens. Die Bereiche, die durch die Schweisshitze beeinflusst worden sind, weisen nun mehr kein gestörtes Gleichgewicht bezüglich Festigkeit, Duk tilität und Kerbschlagzähigkeit im Vergleich zum restlichen
Werkstück auf, welches erfindungsgemäss wärmebehandelt worden war.
Das erfindungsgemässe Verfahren erlaubt es fernerhin, mit solchen Stählen sehr gute Eigenschaften zu erzielen, die im allgemeinen geringere Gehalte an Legierungselementen aufweisen. Im Vergleich zu einem hochzugfesten Stahl der herkömmlichen Art, wie er in Tabelle 1 angegeben ist und eine Zugfestigkeit von 70 kg/mm2 aufweist, können im erfin dungsgemässen Verfahren mit Vorteil niedrige legierte
Stähle verwendet werden, beispielsweise ein Stahl C, der
0.14 % C. 0,25 0/0 Si, 1,27 /0 Mn, 0,53 /o Ni, 0,24 0/0 Cr und
0,19 % Mo enthält, wobei zu bemerken ist, dass ein solcher
Stahl besonders wenig Kohlenstoff, Chrom und Molybdän aufweist und das niedrige Kohlenstoffäquivalent von 0,47 /0 besitzt.
Man kann dabei so vorgehen, dass man Stahlblöcke mit niedrigem Gehalt an Legierungselementen herstellt, diese luppt und über den Umwandlungspunkt A3 so lange er hitzt. bis sich eine gleichmässige austenitische Struktur ausge bildet hat. Dann verschweisst man den Stahl und kühlt ihn unter praktisch gleichen Bedingungen ab, wie sich normaler weise die Schweissbereiche abkühlen, wobei der Stahl in Bai nit übergeht.
Das erfindungsgemässe Verfahren gestattet es, das Aus härten und die Bildung von Rissen und Brüchen in denjenigen Bereichen des Stahls zu vermeiden, die beim Schweis sen erhitzt werden, wobei man insbesondere die Kerbschlagzähigkeit dieser Bereiche auf der gleichen Höhe wie diejenige des restlichen Materials hält.
Die erwähnten charakteristischen Erscheinungen können folgendermassen theoretisch erläutert werden:
Wenn man abschreckgehärteten und getemperten Stahl
B verschweisst, so werden beim Abkühlen die Verbindungsbereiche so verändert, wie es der Abschreckhärtung entspricht. so dass das Gleichgewicht zwischen diesen Bereichen und dem restlichen Material gestört wird, weil nämlich keine Temperung dieser Bereiche mehr vorgenommen werden kann, wobei die oben erwähnten Nachteile auftreten.
Wenn demgemäss das gesamte Werkstück von Anfang an einer solchen Wärmebehandlung unterworfen wird, tritt keine derartige Gleichgewichtsstörung auf. Wie in Fig. 3 gezeigt. wird das Werkstück derart warmbehandelt und abgekühlt. dass die Abkühlungskurve W realisiert wird, welche der Abkühlung beim Schweissen entspricht. so dass Werkstoffbehandlung und Schweissbehandlung so weitgehend wie möglich übereinstimmen.
Wenn jedoch der Ausgangsstahl relativ viel Legierungselemente enthält und ein hohes Kohlenstoffäquivalent aufweist, wie beispielsweise Stahl B, können sowohl die Stahlmasse wie auch die Schweissbereiche in Martensit überführt werden, wobei der gesamte Stahl hart und spröde wird und seine guten Qualitäten einbüsst.
Wie nun aus Fig. 3 weiter hervorgeht, kann man die Umwandlungszone nach kürzeren Abkühlungszeiten verschieben und dabei die Umwandlungszone IV, die der Bainitstruktur entspricht, erweitern. Die Bainitstruktur gewährleistet einen harten und zähen Stahl, und die Stahlmasse sowie die Schweissbereiche haben dann eine ausreichende Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit.
Um dieses Ziel zu erreichen, muss die chemische Zusammensetzung eines derartigen Stahls so eingestellt werden, dass sie weniger Kohlenstoff als konventionelle Stähle aufweist, und die Umwandlungszone in die Bainitstruktur erstreckt sich dann in Richtung kürzerer Abkühlungszeiten.
Weiterhin ist es notwendig, Legierungselemente, wie Mangan, Nickel, Chrom und Molybdän in kleinen Mengen zuzugeben, so dass die Umwandlungszone in die Bainitstruktur erweitert und die Umwandlung in Ferrit nach längeren Abkühlungszeiten verschoben werden. Selbstverständlich muss der Gehalt an diesen Legierungselementen je nach geforderter Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit ausgewählt werden; da jedoch eine Erhöhung der Härte nicht das erste Ziel eines solchen Vorgehens ist, genügt im allgemeinen eine sehr kleine Menge an diesen Legierungselementen zur Gewährleistung genügender Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit ohne Rücksicht auf die Härtungseigenschaften.
In dieser Hinsicht ist ein legierter Stahl mit einer Festigkeit von 70 bis 80 kg/mm2 sehr gut geeignet, dessen Zusammensetzung dem oben erwähnten Stahl C entspricht, und der 0,14 /0 C, 0,25 /0 Si, 1,27 O/o Mn, 0,53 /0 Ni, 0,24 /0 Cr und 0,19 /0 Mo enthält.
Im Vergleich mit den Stählen A und B (Tabelle 1) zeigt dieser Stahl einen niedrigeren Gehalt an Kohlenstoff und den erforderlichen Mindestmengen an Chrom und Molybdän, und sein Kohlenstoffäquivalent errechnet sich zu 0,47 /0, welches unter demjenigen des Stahls A (0,54 /0) und des Stahls B (0,58 /o) liegt.
Fig. 5 stellt ein Umwandlungsdiagramm des Stahls C unter den Bedingungen der Wärmebehandlung gemäss vorliegender Erfindung dar. In diesem Diagramm ist auf der Ordinate die Temperatur und auf der Abszisse die Zeit in Sekunden und logarithmischer Einteilung aufgetragen, und ähnlich wie in Fig. 3 sind die Umwandlungsbedingungen des Stahls aus der austenitischen Struktur angegeben, wobei die ausgezogene Linie die kontinuierliche Abkühlung von 900 "C abwärts angibt.
In Fig. 5 bedeutet I das austenitische Gebiet, II die Umwandlungszone in Ferrit, III die Umwandlungszone in Perlit, IV die Umwandlungszone in Bainit und V die Umwandlungszone in Martensit, und die mit 1 angegebene Linie gibt den Punkt Ms an, Beginn der Martensitumwandlung, und 2 den Punkt Mf, Ende der Martensitumwandlung. Die gestrichelten Linien stellen die entsprechenden Punkte für eine Abkühlung beim Schweissen dar.
Die Wärmebehandlung des Werkstückes aus Stahl C besteht darin, dass man es auf über 900 "C (Umwandlungspunkt A3) erhitzt, wobei es in Austenit überführt wird, und es dann gemäss Abkühlungskurve M so abkühlt, wie einer Ab kühlung der Schweissbereiche nach dem Schweissen entspricht. Wie aus Fig. 5 ohne weiteres hervorgeht, wird der Stahl von Austenit in Bainit umgewandelt, so dass schliesslich das gesamte Werkstück aus Bainit entsteht.
Die mechanischen Eigenschaften des so behandelten Werkstückes wurden folgendermassen gefunden: Streckengrenze 64,8 kg/mm2, Zugfestigkeit 78,2 kg/mm2, Dehnung 30,8 O/o und Schlagfestigkeit bei -50 "C 11,4 kgm/cm', was auf eine hohe Kerbschlagzähigkeit im Einklang mit hochfestem Stahl von 80 kg/mm2 schliessen lässt.
Weil also der Gehalt des Stahles an Legierungselementen sowie das Kohlenstoffäquivalent niedrig sind, hat sich die feine bainitische Struktur durch die erfindungsgemässe Wärmebehandlung ausgebildet, und es ist überraschend, dass man dabei Festigkeiten in der Grössenordnung von 80 kg/mm und Kerbschlagzähigkeiten erhält, die höher als diejenigen der Stähle A und B (Tabelle 1) liegen.
Bei der Durchführung der erfindungsgemässen Wärmebehandlung kann man auf diese Art demgemäss eine ausreichende Festigkeit und eine hohe Kerbschlagzähigkeit erhalten.
Um den Zusammenhang zwischen mechanischen Eigenschaften und chemischer Zusammensetzung dieses Stahls noch klarer zu machen. ist in Fig. 6 die Festigkeit über dem Kohlenstoffäquivalent aufgetragen, vgl. Fig. 4. Die schraffierte Zone in Fig. 6 umfasst die Konzentrationen eines Stahls, der auf herkömmliche Weise durch Abschrecken gehärtet und danach angelassen wurde, und die entsprechende Konzentration für den Stahl C ist ebenfalls eingetragen. Wie aus Fig. 6 hervorgeht, zeigen die eingetragenen Werte die hohe Festigkeit des Stahls C mit einem niedrigen Kohlenstofl äquivalent im Vergleich zu den hochfesten Stählen, die man auf herkömmliche Weise durch Abschreckhärten und nachfolgendes Tempern erhält.
Der Stahl C verhält sich beim Schweissen folgendermassen:
Die auf Temperaturen nahe 1350 "C erhitzten Schweissbe- reiche kühlen sich unter solchen Bedingungen ab, die der Abkühlungskurve M in Fig. 5 sehr nahe kommen.
Die Umwandlungen, welche die Schweissbereiche erfahren, führen notwendigerweise zur feinen Bainitstruktur auf die gleiche Art, wie das Werkstück vorher behandelt wurde, wie aus Fig. 5 hervorgeht.
Die Schweissbereiche durchlaufen daher den gleichen Temperaturzyklus wie vorher das gesamte Werkstück, so dass ihr Unterschied zum Werkstück nur darin besteht, dass sie den Abkühlungsbedingungen zweimal unterworfen waren. Daher weisen sowohl die Masse des Werkstückes als auch die Schweissbereiche die feine Bainitstruktur auf, so dass diese beiden Strukturen sich fast nicht voneinander unterscheiden lassen.
Die mechanischen Eigenschaften des Schweissbereiches wurden nach einer maximalen Aufheiztemperatur von 13500 wie folgt gefunden: Streckgrenze 67,0 kg/mm2, Zugfestigkeit 84,5 kg/mm2, Härte HV 294 und Schlagfestigkeit bei -50 "C 8.4 kgm/cm2, woraus hervorgeht, dass diese mechanischen Eigenschaften denen der Werkstückmasse sehr nahe kommen. und es ist bewiesen, dass dieser Stahl nicht wie beispielsweise Stahl B stark nachgehärtet ist und zum grossen Teil auch seine Kerbschlagzähigkeit nicht verloren hat.
Die Schweissbereiche sind daher beim Schweissen und nachfolgendem Abkühlen nicht martensitisch geworden, wie es beim herkömmlichen Stahl geschieht, sondern sind wie ,sehr in die Bainitstruktur zurückgekehrt.
Der hochzugfeste Stahl, welcher der erfindungsgemässen Wärmebehandlung unterworfen worden war, weist daher die Bainitstruktur sowohl in der Werkstückmasse als auch in den Schweissbereichen auf, und der Grund für diese Erschei mung erklärt sich wie folgt:
Der erfindungsgemäss mit Wärme zu behandelnde Stahl braucht nur eine relativ kleine Menge an Legierungselementen zu enthalten, nämlich soviel, wie zur Erhöhung der Festigkeitseigenschaften erforderlich ist. Aus diesem Grunde wird die Umwandlungszone in Bainit (siehe Umwandlungsdiagramm Fig. 5) beim kontinuierlichen Abkühlen sowohl nach der Wärmebehandlung als auch nach dem Schweissen erweitert, und weiterhin verschiebt sich die Umwandlungszone beim kontinuierlichen Abkühlen nach dem Schweissen nicht so sehr nach längeren Zeiten wie bei der Wärmebehandlung.
Demgemäss wird die Umwandlung sowohl der Werk -. > -tückmasse als auch der Schweissbereiche in Bainit völlig ge sichert, und die Härte der Schweissbereiche ist praktisch gleich der Härte der Werkstückmasse, wobei erstere praktisch überhaupt nicht nachhärten, sondern sehr dehnbar bleiben, wodurch wiederum die Tendenz, Schweissrisse zu bilden, aufgehoben wird. Auf diese Weise ist es sehr leicht, die Bainitstruktur mit Sicherheit zu erzielen, und die Kerbschlagzähigkeit geht nicht wie bei Stahl B zurück. Bei der erfindungsgemässen Wärmebehandlung werden demgemäss die verschiedenen Nachteile beim Schweissen hochzugfester Stähle der herkömmlichen Art vermieden.
Es soll nun Fig. 7 näher erläutert werden, welche ein Umwandlungsdiagramm eines Stahls darstellt, der niedriger als die herkömmlichen hochzugfesten Stähle legiert ist.
In Fig. 7 ist auf der Abszisse die Abkühlungszeit in Sekunden (logarithmischer Einteilung) und auf der Ordinate die Temperaturen in "C aufgetragen. l zeigt das Gebiet der Austenitstruktur, II das Umwandlungsgebiet von Austenit in Ferrit, III das Umwandlungsgebiet in Perlit. IV den Umwand lungsbereich von Austenit in eine Zwischenstruktur und V den Umwandlungsbereich in Martensit. 1 ist die Linie beginnender Umwandlung in Martensit (Punkt Ms) und 2 die Linie, die das Ende der Umwandlung in Martensit (Punkt Mf) bedeutet.
Erfindungsgemäss erwärmt man den Stahl gerade über den Umwandlungspunkt A3 (Kurve 3), bis die Austenitstruktur gleichmässig ist, dann wird geschweisst und der Stahl abgekühlt. Dabei wird nach Erhitzung über A3 von diesem Punkt auf 500 "C in 20 Sekunden und danach von 500 OC auf 200 "C in 3500 Sekunden gleichmässig abgekühlt. Die Abkühlung von 500 "C auf 200 "C geschieht dabei weitaus langsamer als bis auf 500 "C herunter, was ein wesentliches Merkmal des erfindungsgemässen Verfahrens ist.
Diese erfindungsgemässen Abkühlungsbedingungen sind fast die gleichen wie die Abkühlung gemäss Kurve W in Fig.
3 und unterscheiden sich stark von der herkömmlichen Wärmebehandlung durch Abschrecken mit Wasser, Ms-Abschrekken und Normalisieren unter üblichen Bedingungen.
Beim Abschreckhärten mit Wasser und beim Ms-Abschrecken, wie es bisher geübt wurde, kühlt man den Stahl sehr schnell zwischen 450 "C und 200 "C ab, wo die Martensitstruktur auftritt, und beispielsweise schneidet die Abkühlungskurve das Gebiet V, welches von den Linien 1 und 2 in Fig.
3 begrenzt ist. Demgegenüber wird die Abkühlung gemäss dem erfindungsgemässen Verfahren im Gebiet von 500 "C bis 200 "C ausserordenlich langsam ausgeführt, und der Stahl geht ohne Härten in Bainit über.
Beim bisher bekannten Normalisieren wird bis auf 500 "C so langsam heruntergekühlt, dass ebenfalls der erfindungsgemässe Bereich nicht berührt wird, auch wenn die Abkühlungsbedingungen eingestellt werden.
Wenn man insbesondere beim zwangsweisen Abkühlen die Abkühlungsgeschwindigkeit durch Normalisierungsmittel einstellen will, geht zwar das Abkühlen auf 500 "C sehr rasch vonstatten, jedoch wird die Abkühlung von 500 OC auf 200 "C schneller als diejenige auf 500 "C, was der Erfindung widerspricht: es ist ein wichtiges erfindungsgemässes Merkmal, dass von 500 "C auf 200 OC ausserordentlich viel langsamer als von A3 auf 500 "C abgekühlt werden muss.
Die erfindungsgemässen Abkühlungsbedingungen unterscheiden sich weiterhin vollständig von denjenigen der bekannten Behandlungsverfahren des Martemperns, Marquenchens und Austemperns. Nach dem Martemperverfahren kühlt man schnell ab, bis man den Punkt Ms unterschritten hat, und dann unterwirft nian den Stahl einer konstanten Temperatur zwischen Ms und Mf. Dabei schneidet die Abkühlungskurve (Fig. 3) die Linie 1 und verbleibt sodann in Zone V.
Beim Marquenchen kühlt man sehr schnell bis oberhalb des Punktes Ms ab und hält die Temperatur bei diesem Punkt. Die Abkühlungskurve wird also praktisch parallel der Linie 1 in Fig. 3, aber oberhalb dieser gehalten.
Beim Austempern kühlt man schnell auf die Punkte Ar' und Ar" ab, die oberhalb Ms liegen, und hält die Temperatur an diesem Punkt konstant.
Es ist demgemäss klar, dass diese Methoden sich von der vorliegenden Erfindung grundlegend unterscheiden, welche darauf beruht, dass man den Stahl so abkühlt, wie den Schweissbedingungen entspricht.
Um etwaige Spannungen im Werkstück auszugleichen, kann man nach dem erfindungsgemässen Abkühlen ein Anlassen bei niederen Temperaturen anschliessen, beispielsweise nach Kurve 3 in Fig. 7.
In Fig. 8 (Erwärmungstemperaturen [OC] auf der Ordinate und Abkühlungszeiten [Sekunden] auf der Abszisse) stellen die Kurven A, B, C und D einige Abkühlungskurven dar, wie sie beim Schweissen mit einer Maximaltemperatur von 1350 C auftreten.
Kurve A entspricht dem Schweissen mit überzogener Elektrode, wobei die Schweissbereiche nur wenig Wärme auf nehmen, und Kurve D bezieht sich auf das Schweissen mit bedecktem Bogen, wo grosse Wärmemengen übertragen werden.
Es zeigt sich, dass das Abkühlen unterhalb 400 bis 500 "C in allen Fällen sehr langsam stattfindet, und die vorliegende Erfindung besteht darin, dass diese Abkühlung vor dem Schweissen am gesamten Werkstück durchgeführt wird.
In Fig. 9 sind die Kurven A und D in Form eines Umwandlungsdiagramms gezeichnet. Die Kurve aa' entspricht Kurve A in Fig. 8, und Linie dd' der Kurve D in Fig. 8. Der schraffierte Bereich umfasst alle möglichen Abkühlungen zwischen den beiden Extremfällen, die durch die Kurven A und D in Fig. 8 angegeben sind.
Wie aus Fig. 9 hervorgeht, umfasst der Bereich, der schraffiert ist, folgende Abkühlungsbedingungen: Abkühlung von A3 auf 500 C in 5 bis 50 Sekunden und weitere Abkühlung von 500 C auf 200 "C in viel längeren Zeiträumen, als für die Abkühlung von A3 auf 500 "C erforderlich war, nämlich 20 bis 4300 Sekunden, und zwar gleichmässig. Wenn man demgemäss die Masse des Werkstückes aus hochzugfestem Stahl vor dem Schweissen derart vorbehandelt, ist man sicher, dass diejenigen Bereiche des Stahls, die von der Schweisshitze beeinflusst werden, nur eine gleiche Wärmebehandlung nochmals durchmachen.
Demgemäss können die durch die erste Wärmebehandlung erzielten Eigenschaften nicht verlorengehen, und sowohl die Schweissbereiche als auch die Stahlmasse befinden sich schliesslich in der Bainitstruktur mit fast den gleichen Eigenschaften.
Ein Stahl, der gemäss Tabelle 3 legiert war, wurde der erfindungsgemässen Wärmebehandlung unterworfen.
Tabelle 3 C Si Mn P S Ni Cr Mo V B Zr 0.13 0,34 1,08 0,009 0,012 1,08 0,68 0,18 0,03 0,003 0,003 Cäq = 0,53 O/o
Wenn man nach der Wärmebehandlung nicht anlässt, erhält man Zugfestigkeiten von 100 kg/mm2. Zum Zwecke eines leichteren Vergleiches mit den oben beschriebenen Stählen (Zugfestigkeiten 70 bis 80 kg/mm2) wurde nach der erfindungsgemässen Wärmebehandlung auf 580 OC angelassen.
Die mechanischen Eigenschaften des so behandelten Stahls sind in Tabelle 4 angegeben, wobei keine grossen Unterschiede gegenüber herkömmlichem Stahl (Tabelle 1) festzustellen sind.
Tabelle 4 Streck- Zugfe- Dehnung Quer- Schlaggrenze stig- /0 schnitts- festigkg/mm' keit abnahme 0/0 keit kgm/cm2 kg/mm (-50 C) 58,2 77,2 31,6 63,5 6,9
Die Schlagfestigkeit beider Stähle wird folgendermassen verglichen. In Fig. 10 sind die Ergebnisse von Kerbschlagversuchen an Stählen angegeben, wobei die Proben mit einer 2 mm tiefen V-förmigen Kerbe im rechten Winkel zur Längsachse versehen wurden.
In Fig. 10 findet sich die Prüftemperatur in "C auf der Abszisse und die Schlagfestigkeitswerte in kgm/cm2 auf der Ordinate. Kurve m gibt das Verhalten der erfindungsgemäss behandelten hochzugfesten Stähle und Kurve h dasjenige des hochzugfesten Stahls B der herkömmlichen Art (Tabelle 1) wieder. Man sieht, dass keine grossen Unterschiede in der Schlagfestigkeit bestehen.
In Fig. 11 sind die Kerbschlagzähigkeiten dieser beiden Stahlproben angegeben, und zwar bis zur höchsten Erwärmungstemperatur 1350 C. Abszisse und Ordinate sind wie in Fig. 1 eingeteilt. Kurve j gibt das Verhalten des konventionellen Stahls wieder. Kurve i zeigt die Eigenschaften des erfindungsgemäss behandelten hochzugfesten Stahls. Aus Fig. 11 geht klar hervor, dass der erfindungsgemäss behandelte Stahl eine viel gleichmässigere und insbesondere bei hohen Temperaturen stark überlegene Kerbschlagzähigkeit im Vergleich zum herkömmlich behandelten Stahl zeigt.
Schliesslich ist in Fig. 12 die Kerbschlagzähigkeit in kgm/cm2 bei -50 "C auf der Ordinate gegen die Abkühlungszeit von 800 auf 500 C für die beiden Stähle aufgezeichnet.
Die Kurve k, welche dem erfindungsgemäss behandelten hochzugfesten Stahl entspricht, zeigt einen viel gleichmässigeren Gang der Kerbschlagzähigkeit, als Kurve 1, die das Verhalten des hochzugfesten Stahls B der herkömmlichen Art wiedergibt.
Wie aus dem eben beschriebenen Beispiel hervorgeht, ist es möglich, eine bessere Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit bei Verwendung niedriger legierter Stähle zu erhalten.
Wenn man einen Stahl erfindungsgemäss behandelt, ändert sich die Schlagfestigkeit des Stahls in der Masse nicht stark, wie es beispielsweise bei der herkömmlichen Härtung auftritt, und die Kerbschlagzähigkeit geht nahe der maximalen Erwärmungstemperatur (1350 "C) beträchtlich weniger zu rück als bei hochzugfesten Stählen der bekannten Art.
Der Einfluss der Abkühlungsbedingungen auf die Kerbschlagzähigkeit derjenigen Stahlbereiche, die der Schweisshitze ausgesetzt sind, ist nur ausserordentlich gering im Vergleich mit bekannten Stählen, bzw. bekannten Härtungsbedingungen, so dass die Schweissbedingungen in einem weiten Bereich geändert werden können, wodurch man den Stahl ähnlich wie gewöhnlichen weichen Stahl automatisch verschweissen kann, und man muss nicht wie bei den bisher bekannten hochzugfesten Stählen besondere Schweissbedingungen einhalten.
Das erfindungsgemässe Verfahren kann auf die Herstellung ultrahochfester Stähle angewendet werden, und die Zugfestigkeit wird bei gleichzeitiger Vermeidung von Schweissrissen, Spannungsrissen und Korrosionsspannungsrissen durch Sulfide, die oft bei Propanbehältern auftreten, nicht vermindert. Der erfindungsgemäss erhaltene hochzugfeste Stahl kann eine ausgedehnte Anwendung finden, beispielsweise bei der Herstellung von Schiffsrümpfen, kugelförmigen Behältern usw., und es können alle bekannten Methoden zur automatischen Verschweissung angewandt werden.