DE1458359C3 - Verwendung einer Stahllegierung als hochfester ausscheidungsgehärteter, rostbeständiger Baustahl - Google Patents

Description

5,0 bis
0,1 bis

0,03%
0,03%
0,2%
0,2%
13,0%
12,0%
6,0%

8,0% 1,0%

Kohlenstoff,
Stickstoff,
Silizium,
Mangan,
Chrom,
Kobalt,

Molybdän und/oder Wolfram,
Nickel,

Titan, Tantal, Aluminium oder Niob einzeln oder zu mehreren,

bis 0,2% Zirkonium. Cer und/oder Kalzium,

bis 0,1% Bor,

bis 3.0% Kupfer, Beryllium und/oder

Vanadium,

Rest Eisen mit unvermeidbaren Verunreinigungen an Phosphor, Schwefel und anderen Verunreinigungen,

als hochfester, ausscheidungsgehärteter, rostbeständiger Baustahl.

2. Verwendung einer Stahllegierung nach Anspruch 1, bestehend aus

weniger als 0,03%

weniger als 0,03%

weniger als 0,2%

wcniiier als 0,2%

fl,0 bis 13,0%

8,0 bis 10,0%

3,0 bis 5,0%

6,0 bis 8,0%

0,4 bis 0,7%
0,05 bis 0,2%

bis 0,1%

bis 0,01%

bis 0,1%
Rest

Kohlenstoff,
Stickstoff,
Silizium,
Mangan,
Chrom,
Kobalt,

Molybdän und/oder Wolfram,
Nickel,

Titan,Tantal und/oder Niob, Aluminium,
Zirkonium,
Bor,

Kalzium,

Eisen mit unvermeidbaren Verunreinigungen an Phosphor, Schwefel und anderen Verunreinigungen,

für den Zweck nach Anspruch 1.

3. Verwendung einer Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 oder 2, bei der die Summe der Chrom- und Nickelgehalte unter 19% liegt, für den Zweck nach Anspruch 1.

4. Verwendung einer Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, die im Vakuum erschmolzen ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

5. Verwendung einer Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, die nach einer Lösungsglühbehandlung bei 700 bis 1000°C, vorzugsweise bis 850 C, und Abkühlen in Wasser, öl, Luft oder Fließsand sowie gegebenenfalls formgebender Bearbeitung bei einer Temperatur zwischen 300 und 600°C, vorzugsweise zwischen 400 und 550" C, während einer Zeit zwischen 200 und 0,5 Stunden ausgehärtet worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

6. Verwendung einer Stähllegierung nach Anspruch 5, die nach einem Vorschmieden je nach Blockgröße etwa 5 bis 20 Stunden bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1300°C, vorzugsweise 1150 und 1250°C, diffusionsgeglüht wird, für den Zweck nach Anspruch 1.

7. Verwendung einer Stahllegierung nach den Ansprüchen 5 oder 6, die durch Kaltverformung des Austenits bei erhöhter Temperatur oder des Martensits unterhalb des Martensitpunktes oder auch bei erhöhter Temperatur vor der Aushärtung verfestigt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung einer Slahllegicrung als hochfester, ausscheidungsgehärteter, rostbeständiger Baustahl.

Mit fortschreitender Entwicklung der Technik, insbesondere des Flugzeug-, Raketen-, Fahrzeug- und Motorenbaues, wird die Verwendung von Teilen angestrebt, die bei möglichst geringem Gewicht möglichst hohe Festigkeiten aufweisen und dadurch möglichst große Tragfähigkeit gewährleisten. Zusätzlich wird gewünscht, daß sich die Werkstoffe gut ver- und bearbeiten lassen.

Zur Erfüllung dieser Forderungen bieten sich bereits bekannte Stähle an, die nach dem Lösungsglühen im Austenitbereich und Abkühlen auf Raumtemperatur martensitisches Gefüge aufweisen. Durch Einstellen des Kohlenstoffgehaltes auf extrem niedrige Werte, vorzugsweise auf weniger als 0,03%, und Zulegieren von etwa 17 bis 19% Nickel wird bei diesen Stählen ein zäher, kohlenstoffarmer Nickelmartensit erhalten, der eine Festigkeit von 120 kg/mm² nicht überschreitet und der daher in hinreichendem Maße bearbeitbar ist.

Es ist ebenfalls bekannt, diese Stähle durch Zulegieren von 7 bis 9,5% Kobalt, 3 bis 5,2% Molybdän und 0,15 bis 0,7% Titan aushärtbar zu machen, wodurch die Festigkeit bis etwa 210 kg/mm² gesteigert werden kann. Die Aushärtung wird durch Wärmebehandlung zwischen 260 und 590⁰C erreicht. Infolge der verhältnismäßig niedrigen Temperaturen bleibt die Maßänderung durch Verzunderung und Verzug gering. Die genannten Stähle sind allerdings nicht rostbeständig.

Bei Nickelstählen mit sehr geringem Kohlenstoffgehalt und weniger als 17% Nickel tritt während der Abkühlung aus dem Austenitgebiet an Stelle des Martensits unter Festigkeitseinbuße ein weicher Ferrit auf. überraschenderweise hat sich nun ergeben, daß auch dann, wenn ein großer Teil des Nickels durch Chrom ersetzt wird, sich kohlenstoffarmer sogenannter Nickelmartensit mit einer Festigkeit von 100 bis 120 kg/mm² bildet. Dieser Martensit wird durch Zugabe weiterer Legierungselemente, wie Titan, Molybdän, Kobalt od. dgl., aushärtbar. Von besonderem Vorteil ist es, daß durch Einstellen des Chromgehaltes auf 10 bis 13% ein Stahl hergestellt werden kann, der zusätzlich eine gewisse Rostbeständigkeit aufweist.

Für den Einsatz bei erhöhten Temperaturen ist von

Interesse, daß durch den angegebenen Chromzusatz der Beginn der Rückumwandlung von Martensit in Austenit zu höheren Temperaturen verschoben und die Anlaßbeständigkeit im ausgehärteten Zustand vergrößert wird.

Ig

Die weitgehende Umwandlung des bei hoher Temperatur vorliegenden austenitischen Gefüges in Martensit ist von der Temperaturlage des Martensitpunktes abhängig. Bei Nickelstählen der genannten Art mit 17 bis 19% Nickel liegt der Martensitpunkt zwischen 130 und 180⁰C. Ähnliche hohe Temperaturen sind auch bei den erfindungsgemäß zu verwendenden chromhaltigen aushärtbaren Stählen zu erzielen, wenn der Kohlenstoffgehalt unter 0,03% liegt und wenn insbesondere die Summe der Chrom- und Nickelgehalte 19% nicht überschreitet.

Es hat sich gezeigt, daß Zugaben von Molybdän, wie sie zur Steigerung der Festigkeit des martensitischen Gefüges verwendet werden, auf Werte von höchstens 6% zu beschränken sind, da Molybdän den Martensitpunkt stark absenkt, überraschenderweise hat sich weiter gezeigt, daß Titan bis zu Gehallen von 1%, möglicherweise über eine Abbindung des Kohlenstoffs und Stickstoffs, eine starke Erhöhung des Martensitpunktes und damit Erniedrigung des Restaustenitgehaltes nach dem Abkühlen herbeiführt. Diese Wirkung ist von wesentlicher Bedeutung hinsichtlich einer einfachen Wärmebehandlung, da zur Beseitigung höherer Restaustenitgehalte bekanntlich eine Tiefkühlung oder eine Kaltverformung erforderlich ist.

Der Einfluß der Legierungselemente Titan, Kobalt und Molybdän auf den Martensitpunkt ist aus den weiter unten angeführten Meßwerten zu ersehen, die an einigen Versuchslegierungen gewonnen worden sind.

Eine Erhöhung der Festigkeit und Streckgrenze über 170 bis etwa 210 kg/mm² bei angemessener Zähigkeit kann für die in Rede stehenden Stähle durch Aiisscheidungshärtung erreicht werden. Hierzu ist es erforderlich, daß Elemente, wie Titan, Molybdän und Kobalt, oder auch Aluminium, Tantal, Niob, Wolfram, Kupfer, Beryllium, vorhanden sind, die bei erhöhter Temperatur Ausscheidungen z. B. von intermetallischen Phasen oder Ordnungsphasen bilden. Als besonders geeignet haben sich Zusätze von Titan bis 1%, Molybdän bis 6% und Kobalt bis 12% erwiesen. Durch eine Steigerung des Titangehaltes auf Werte über 1% ergibt sich ein starker Abfall der Zähigkeit, der bis zur Versprödung des Werkstoffes führen kann.

Eine weitere Festigkeitssteigerung der Stahllegierung kann durch Kaltverfestigung des Martensits oder des Austenits vor der Aushärtung erreicht werden, wie dies an sich bekannt ist.

Wird der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl nach den oben gegebenen Richtlinien zusammengesetzt, so daß im lösungsgegjühten und abgekühlten Zustand kohlenstoffarmer Martensit vorliegt, so wird bei der Ausscheidungshärtung von einem Festigkeitsniveau ausgegangen, welches diesem Martensit eigen ist. Bei einer Streckgrenze von 176 kg/mm² kann z. B. eine DVM-Kerbschlagzähigkeit von 3 bis 4 kg/cm² und eine Dehnung (I₀ = 5d) von 9% erzielt werden.

Die Erfindung besteht nun darin, für die Verwendung als hochfesten, ausscheidungsgehärteten, rostbeständigen Baustahl eine Stahllegierung mit folgender Zusammensetzung vorzuschlagen:

weniger als 0,03% Kohlenstoff,

^; weniger als 0,03% Stickstoff,

: weniger als 0,2% Silizium,

weniger als 0,2% Mangan, .

10,0 bis 13,0% Chrom,
2,0 bis 12,0% Kobalt,

1,0 bis 6,0% Molybdän und/oder Wolfram, 5,0 bis 8,0% Nickel,

0,1 bis 1,0% Titan, Aluminium, Tantaloder Niob, einzeln oder zu mehreren, bis 0,2% Zirkonium, Cer und/oder Kalzium,

bis 0,1% Bor,

bis 3,0% Kupfer, Beryllium und/oder Vanadium,

Rest Eisen mit unvermeidbaren Verunreinigungen an Phosphor, Schwefel und anderen Verunreinigungen.

Aus diesem Bereich wird vorzugsweise die Verwendung einer Stahllegierung folgender Zusammensetzung beansprucht:

weniger als 0,03%

weniger als 0,03%

weniger als 0,2%

weniger als 0,2%

Π,Ο bis 13,0%

8,0 bis 10,0%

3,0 bis 5,0%

6,0 bis 8,0%

0,4 bis 0,7%
0,05 bis 0,2%

0 bis 0,1%

0 bis 0,01%

0 bis 0,1%
Rest

Kohlenstoff,
Stickstoff,
Silizium,
Mangan,
Chrom,
Kobalt,

Molybdän und/oder Wolfram, Nickel,

Titan, Tantal und/oder Niob, Aluminium,
Zirkonium,
Bor,

Kalzium,

Eisen mit unvermeidbaren Verunreinigungen an Phosphor, Schwefel und anderen Verunreinigungen.

Aus der USA.-Patentschrift 28 48 323 ist ein kriechfester ferritischer oder martensitischer Chromstahl bekannt, der 0,05 bis 0,3% Kohlenstoff, 0,1 bis 4% Mangan, 0,1 bis 1% Silizium, 9 bis 20% Chrom, 0,5 bis 10% Wolfram und/oder Molybdän, jeweils bis 2% Niob und/oder Tantal, Vanadium und Titan, 0,05 bis 0,3% Stickstoff, 0,05 bis 2% Aluminium, bis 0,05% Bor, bis 5% Nickel, bis 15% Kobalt, bis 5% Kupfer, Rest Eisen enthält. Diesem bekannten Stahl gegenüber unterscheidet sich der erfindungsgemäß zu verwendende infolge seiner niedrigeren Gehalte an Kohlenstoff und Stickstoff hinsichtlich der Zusammensetzung. Der bekannte Stahl ist außerdem nicht wie der erfindungsgemäß zu verwendende ausscheidungsgehärtet, vielmehr erfolgt bei dem bekannten Stahl die Härtung durch Umwandlung des Gefüges in (Kohlenstoff-)Martensit. Dementsprechend ist das Gefüge des erfindungsgemäß zu verwendenden Stahls nicht wie das des bekannten Stahls gemäß USA.-Patentschrift 28 48 323 (kohlenstoff-)martensitisch, sondern besteht aus Nickelmartensit mit Ausscheidungen intermetallischer Phasen. Während erfindungsgemäß die Verwendung als hochfester Baustahl vorgesehen ist, ist der bekannte Stahl als kriechfest in der USA.-Patentschrift 28 48 323 bezeichnet. Dies ist jedoch nicht dasselbe, nämlich unter dem Begriff »hochfest« werden hohe Zugfestigkeit und 0,2-Grenze bei Raumtemperatur verstanden, während man mit »warm- oder kriechfest« hohe Festigkeiten bei Temperaturen von 400 bis¹ 500⁰C meint. Von hoher

Warm- oder Kriechfestigkeit kann nicht ohne weiteres auf hochfeste Eigenschaft geschlossen werden. Schließlich ist in der USA.-Patentschrift 28 48 323 nicht angegeben, daß der dort erwähnte Stahl wie der erfindungsgemäß zu verwendende rostbeständig ist. Es fehlten somit eigentlich alle Voraussetzungen, um von dem Stahl und seiner Verwendung gemäß der USA.-Patentschrift 28 48 323 auf den erfindungsgemäß zu verwendenden Stahl zu kommen.

Stähle der angegebenen Zusammensetzung sind an sich bekannt. So läßt sich z. B. der USA.-Patentschrift 27 50 283 ein rostfreier Stahl entnehmen, bis 1,50% Kohlenstoff, bis 0,50% Stickstoff, der aus 10 bis 35% Chrom, bis 50% Nickel, bis 20% Mangan, bis 5% Silizium, bis 50% Kobalt, bis 10% Molybdän, bis 10% Kupfer, bis 5% Aluminium, bis 5% Niob, Tantal, Vanadium, Zirkonium und Titan, 0,00005 bis 0,008% Bor, Rest Eisen, besteht. Der genannten USA.-Patentschrift ist die Lehre zu entnehmen, zur Verbesserung der Warmverformbarkeit von rostfreien Stählen innerhalb des angegebenen Legierungsbereichs Bor in den genannten Mengen zuzusetzen. Aus der Patentschrift ergibt sich dagegen kein Hinweis, auf die erfindungsgemäß vorgeschlagene vorteilhafte Verwendung einer bestimmten Stahllegierung aus dem bekannten weiten Bereich als hochfesten, aushärtbaren, rostbeständigen Baustahl.

Während bei niedrigen Gehalten an Elementen, die eine Aushärtung bewirken können, wie Titan, Aluminium, Molybdän, Wolfram, Tantal, Niob, Beryllium, Kupfer, eine Erschmelzung im offenen Ofen hinreicht, ist bei höheren Gehalten an diesen Elementen zur Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften bei hoher Festigkeit eine Erschmelzung im Vakuum zu empfehlen.

Der angegebene Baustahl läßt sich zwischen etwa 1150 und 850^rjC ohne Schwierigkeiten schmieden und zu verschiedenen Formen und Abmessungen auswalzen. Wegen seiner geringen Neigung zur Kaltverfestigung eignet er sich gut für Kaltumformvorgänge.

Zum Wärmebehandeln der erfindungsgemäß zu verwendenden Stahllegierung wird ein Verfahren

Tafel 1

vorgeschlagen, welches dadurch gekennzeichnet ist, daß der Stahl nach einer Lösungsglühbehandlung im Austenitgebiet bei Temperaturen zwischen 700 und 1000⁰C, vorzugsweise zwischen 750 und 850"C, und anschließendem Abkühlen in Wasser, öl, Luft oder Fließsand bei Temperaturen zwischen 300 und 600 C, vorzugsweise zwischen 400 und 550°C, ausgehärtet wird. Die Zeit zum Aushärten beträgt je nach der Vorverfestigung des Martensits und der Glühtemperatür zwischen 200 und einer halben Stunde. Formänderungen während der Aushärtung sind vernachlässigbar klein. Nach der Lösungsglühung kann der Stahl gegebenenfalls einer formgebenden Bearbeitung unterworfen werden.

Es hat sich herausgestellt, daß die Art der Abkühlung nach der Lösungsglühung infolge der verhältnismäßig träge verlaufenden Ferritumwandlung nicht von entscheidender Bedeutung ist. Dieser Umstand ist praktisch wichtig, da er eine Abkühlung an Luft gestattet, wodurch der Verzug der Gegenstände in engeren Grenzen bleibt. Bei kleinen Abmessungen ist aber auch ein Abschrecken in Wasser, Emulsionen, öl oder Fließsand möglich. Eine Tiefkühlbehandlung nach der Lösungsglühung ist nicht erforderlich.

Zu empfehlen ist ferner, den Stahl nach dem Vorschmieden bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1300'C, vorzugsweise zwischen 1150 und 1250 C, diffusionszuglühen. Die hierfür benötigte Zeit richtet sich nach der Blockgröße, aber auch nach der angewendeten Glühtemperatur. Sie liegt in der Regel zwischen 5 und 20 Stunden.

Da bei den erforderlichen hohen Diffusionsglühtemperaturen der Zunderanfall beträchtlich ist, wird das Diffusionsglühen vor dem Fertigschmieden vorgenommen. Hierdurch wird erreicht, daß die Glühung ohne Einfluß auf die Maßgenauigkeit der Fertigteile bleibt.

Beispiele

Die folgenden Beispiele wurden an 30-kg-Versuchsschmelzen gewonnen, weiche im offenen Induktionsofen hergestellt wurden. Die Zusammensetzung der Versuchsschmelzen folgt aus Tafel 1:

Stahl Nr.	C	Si	Mn	P	S	Zx	Mo	Ni	Co	Ti	Al	B	Zr
1	0,013	0,05	Sp	0,018	0,010	1,0	—	7,79	—	0,05	0,07	0,005	0,0
2	0,013	0,05	Sp	0,018	0,010	1,0	—	7,79	4,28	0,05	0,07	0,005	0,0
3	0,013	0,05	Sp	0,018	0,010	1,0	—	7,79	8,79	0,05	0,07	0,005	0,0
4	0,024	0,11	0,05	0,0 r 2	0,007	1,12	—	7,66	—	0,46	0,07	0,003	0,0
5	0,024	0,1t	0,05	0,012	0,007	1,12	—	7,66	4,20	0,46	0,07	0,003	0,0
6	0,024	0,11	0,05	0,012	0,007	1,12	—	7,66	7,98	0,46	0,07	0,003	0,0
7	0,018	0,12	Sp	0,010	0,009	0,86	4,45	7,69	-----	0,42	0,14	0,003	0,0
8	0,018	0,12	Sp	0,OtO	0,009	0,86	4,45	7,69	4,51	0,42	0,14	0,003	0,0
9	0,018	0,12	Sp	0,010	0,009	0,86	4,45	7,69	8,99	0,42	0,14	0,003	0,0

In Tafel 2 sind die zu den aufgeführten Schmelzen gehörenden Marlensitpunkte verzeichnet.

Tafer 2

Stuhl Nr.

r 2 Λ 4 5 f> 7 S V-

Ms- in C 2Γ5 23^ 245 25(1 265 280 im 175 175

Sämtliche Stähle wurden 30 Minuten bei 820"C lösungsgeglüht; nach dem Abkühlen an Luft zeigten sie die in Tafel 3 unter a) aufgeführten Vickershärten.

Tafel 3

Stahl Nr.	HV10	b)
	in kg/mm2	320
	a)	360
1	285	400
2	285	455
3	285	465
4	285	485
5	275	480
6	285	540
7	315	580
8	335
9	355

Nach einer Aushärtung bei 45O⁰C bis zum Höchst- Nach dem Lösungsglühen (30 Minuten, 820°C) und

wert ergaben sich die in Tafel 3 unter b) angegebenen Abkühlen an Luft besitzt Stahl Nr. 9 ein nadeliges

Härten. martensitisches Gefüge. Die Struktur ist kubisch-

Es ist zu erkennen, daß Stahl Nr. 9 die höchsten 25 raumzentriert ohne wesentliche Tetragonalität.

Härtewerte erzielt. Für diesen Stahl wurden die nachstehenden Eigenschaften festgestellt:

Die physikalischen Eigenschaften des Stahls Nr. 9 sind aus Tafel 4 zu ersehen.

Tafel 4

Dichte, g · cm ³

Spezifische Wärme, cal ■ g"¹ ■ ⁰C"¹
Mittlerer linearer Wärmeausdehnungs
koeffizient, ⁰C"¹

-2

Elastizitätsmodul, kg · mm
Spezifischer elektrischer Widerstand,
Ω · mm² ■ m"¹

	30 Minuten 820 C/Luft	30 Minuten 820°C/Luft
		+ 10 Stunden 500° C/Luft
V 20" C	7,92	7,92
C 20'· C	0,11	0,11
>■ α 20 bis 200-C	11,1 · 10~6	11,6· 10"6
* 20 bis 400'· C	11,6- 10"6	12,0· 10~6
« 20 bis 600C	11,1 ■ ΙΟ"6	12,1 · 10""6
E 20-C	20 000	21 500
0 20"C	0,96	0,81

Eine sieben Wochen mit Wasser besprühte Probe von Stahl Nr. 9 (Wärmebehandlung 30 Minuten 820° C/ Luft + 10 Stunden 500°C/Luft) zeigte keinen Rostangriff im Gegensatz zu einer Vergleichsprobe aus ausgehärtetem 18%-Nickel-Stahl, die Rostflecke aufwies.

Die erhöhte Anlaßbeständigkeit des Stahls Nr. 9 gegenüber einem Nickelstahl mit 0,02% C, 18% Ni, 8% Co, 5,3% Mo und 0,43% Ti geht aus Tafel 5 hervor, in der die Haltezeiten in Stunden zur Erzielung des Härtehöchstwertes für die Glühtemperaturen 450 und 500°C angegeben sind.

Tafel 5

18% Nickelstahl

Stahl Nr. 9

Glühtemperalur
450C

50 Stunden
(590 HV₁₀)

500 Stunden
(585 HV₁₀)

500 C

4 Stunden
(535 HV₁₀)

20 Stunden
(570 HV₁₀)

Die geringe Verfestigungsneigung des Stahls Nr. 9 beim Kaltumformen ergibt sich aus der Feststellung, daß die Vickershärte eines bei 820°C lösungsgeglühten 2,6 mm starken Bleches durch Kaltwalzen bis zu einer Dickenabnahme von 80% nur von 350 auf 400 HV₁₀ ansteigt.

Eine an das Kaltwalzen angeschlossene Aushärtung führt gegenüber der Aushärtung nach dem Lösungsglühen zu einem Härtegewinn, der etwa so groß ist, wie die Härtezunahme des Martensits bei der Kaltverformung. Als Beispiele sei angegeben, daß die Härte nach einer Dickenabnahme beim Blechwalzen um 80% und einer Glühung von 20 Stunden bei 500°C einen Wert von 615 HV₁₀ erreicht, während sie nach der Lösungsglühung und gleicher Aushärtungsbehandlung einen Wert von 570 HV₁₀ erzielt.

Tafel 6 zeigt die Festigkeits- und Zähigkeitswerte von Stahl Nr. 9 bei Raumtemperatur, und zwar a) im lösungsgeglühten Zustand 30 Minuten bei 820' C und anschließendem Abkühlen an Luft; b) im ausgehärteten Zustand IO Stunden bei 500 C.

709 624/365

ίο

Tafel 6

0,2- Zug- Dehnung Ein- Kerbschlag-

Grenze festigkeit (10% schnürunn Zähigkeit

= 5 do] " DVM-Probe

kg/mm² kg/mm²

kum/cm²

a)	93	112	15	66	14
b)	175	179	9	56	3 bis 4

Die Warmfestigkeitswerte von Stahl Nr. 9 wurden bei 400 und 450°C bestimmt, und zwar nach Aushärtung 10 Stunden bei 500°C. Die Werte sind aus Tafel 7 zu entnehmen.

Tafel 7

Temperatur 0.2-Grenze Festigkeit Dehnung Ein-

(10% schnürurm = 5 do)

C kg/mm² kg/mm² %

400
450

127 117

143 136

43 48

Versuche haben ergeben, daß der neue Stahl gut des Bleches. Infolge geringer Titanverluste beim

verschweißt werden kann. Die Versuche wurden Schweißen ist es empfehlenswert, den Titangehalt des

nach dem Wolfram-Edelgas-Lichtbogen-Verfahren an Schweißzusatzwerkstoffeseinige Zehntel Prozent höher

einem 15 mm starken Blech ausgeführt. Der Schweiß- zu wählen als den Titangehalt des Stahls, zusatzwerkstoff bestand ebenfalls aus dem Werkstoff 30

Claims (1)

14 ÖÖ

Patentansprüche:
I. Verwendung einer Stahllegierung, bestehend

weniger als

weniger als

weniger als

weniger als

10,0 bis

2,0 bis

1,0 bis