DE1803511A1 - Stahl mit hoher Kerbzaehigkeit - Google Patents

Description

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MITSUBISHI JOKOGYO KiBUSHIKI KAISHA, 10 Marunouci 2-ohome,

Chiyoda~ku, Tokio, Japan

Stahl mit hoher Kerbzähigkeit

Die Erfindung betrifft auereichend verschweißbare Stähle mit Bainit-Struktur, die hohe Duktilität, eine hohe Streokgrenze und hohe Zerreißfestigkeit aufweisen.

Herkömmliche Süähle mit hoher Duktilität und einer hohen Streckgrenzen besitzen hohe Zerreißfestigkeit mit einer Streckgrenze in der Größenordnung von 56 - 105 kg/mm . Wie in der Tabelle I gezeigt, sind alle derartigen Stähle als Stähle mit hoher Zerreißfestigkeit bekannt, die aus niedrig legierten Materialien hergestellt sind, welche in Wasser abgeschreckt und durch Wärmebehandlung tempert sind, um so deren Streckgrenzen zu verbessern und die hohe Duktilität aufrechtzu erhalten. Die Metallstruktur dieser Stähle mit hoher Zerreißfestigkeit wird somit in eine Marteasit-öcruktur durch das Abschrecken in Wasser und sodann aufgrund des Temperns in eine getemperte Märtenβit-Struktur Überfuhrt.

In dem !"alle von schweißbaren Stählen mit getemperter Martensit-ßtruktur, die durch ein derartiges Abschrecken und Tempern erhalten wird und hohe Dukltität und hohe Streckgrenze besitzen, besteht die Neigung außerordentlich oft zur Ausbildung von Schweißrissen und um derartige Schweißrisse zu verhindern, ist ein Vorerhitzen auf hohe Temperaturen, und zwar in den raeieten Fällen Über 15O⁰O erforderlich, da ansonsten in nicht

einwandfreier Weise das Auftreten von Schweißrissen verhindert werden kann. Aufgrund des Erhitzens auf eineextrem hohe Temperatur für die Schweiß zwecke wird weiterhin die Kerbzähigkeit der groben Stahlkörner wesentlich verringert und eine derartige Yerringerungeneigung ist insbesondere offensichtlich in denjenigen Gebieten des Stahls, die auf 135O⁰C erhitzt worden sind, und diese Yerringerungsneigung der Kerbzähigkeit wird stärker bei langsamem Durchführen des AbkühlVorganges.

Um eine derartige Verringerungeneigung der Kerbzähigkeit zu verhindern, ist es unbedingt erforderlich, daß der Schweißvorgang unter Schweißbedingungen durchgeführt wirdg bei denen die Schweißwärme nach dem herkömmlichen Arbeitsweisen möglichst gering gehalten wird, wodurch sich bei dem Schweißvorgang erhebliche Probleme ergeben.

-. 3 909828/104 3

P 18 03 511.5
Mitsubishi Jukogyo KK

	. otrecK- grenze kg/c ta2	G	Si	l'aüelle	I	Ni	Cr	0	Ko	Y	-	4	Ceq
Nr	56	0,16	0,20	lln	2,30	1,00	0	,21	-	0,52
A	63	υ, 15	0,26	0,26	2,51	1,18	0	40	-	0,62
B	70	0,17	0,20	0,35	3,09	1,81	0	,42	,055	0,76
O	90-105	0,111	0,30	0,25	4,97	0,58		,52 0	0,66
D			0,82

1 Π

Geq = G + ^

i Tto + 7?r ISTi + i Or + 7 Uo + ττ V 6 40 5 4 14

Nr.	ütreck- grenze kg/mm8	Zerreiß- feBtigkeit kg/mm8	Ken nung Ί°	Yerrin- G gerungs- fläche	-84	Y-Kerbe aohlagab η orb ier- te Energie kg-ta
A	59,8	70,3	25 '	70	-84	über 6,9
B	66,1	75,9	24,4	71,2	-84	über 6,9
G	80,1	89,3	22	70	-18	über 6,9
D	99,2	106	19,3	65,4	11,2

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Im Hinblick auf die oben geschilderten Umstände ist es eine der iSrfindung zugrundeliegende Aufgabe, einen -Stahl mit Bainit-Struktur zu schaffen, der hohe Duktilität, hohe Streckgrenze und hohe Zerreißfestigkeit aufweist. -Sin erfindungsgemäßer Stahl .weist die folgenden Zusammensetzungen auf: C = 0,05 - 0,11$, Si = U,05 0,60$, Mn = 0,10 - 0,60$, Ni = 3,3- 8,0$, Or= 0,15 - 1,30$, Mo = 0,15 - B,89$, eine oder mehrere als zwei Arten an Al = 0,01 - 0,09$, Ti s 0,001 - 0,15$ und Zr = 0,001 - 0,05$, Ni - (Or + Mo) ist begrenzt auf 3,0 - 7,7$ und Pe und einige nicht vermeidbare ¥erunreinigungen stellen den Rest der Zusammensetzung dar. Nachdem ein Stahl der oben angegebenen Zusammensetzung Über A₉ als Umwandlungspunkt erhitzt worden ist, wird derselbe von 800°0 auf 400⁰C in 2 - 100 Sekunden und sodann kontinuierlich von 400°0 bis herunter zu 200°0 in mehr als 50 Sekunden abgekühlt, so daß dieser Stahl in die feine Bainit-Struktur überführt werden kann, die sich durch hohe Duktilität, eine hohe Streckgrenze und eine hohe Herreißfestigkeit auszeichnet.

Die Erfindung wird im folgenden beispielsweise unter Bezugnahme

auf die beigefügten Zeichnungen erläutert:

Pig. 1 ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis von Ni - (Or + Mo) und Charpy-Eundkerbe absorbierte Schlagenergie des

erfindungsgemäßen Stahls aufzeigt.

Pig. 2 iat eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen dem Zusatz-von V, JB und Nb zu Ui - (Or + Mo) nach Pigur 1

und die Duktilität des Stahls aufzeigt.

Pig. 3 zeigt eine graphische Darstellung, die die erfindungsgemäße-Umwandlung eines Stahls bei dem kontinuierlichen Abkühlen nach der

Wärmebehandlung desselben aufzeigt.

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fig. 4 ist eine graphisohe Darstellung, die ein Verhältnis zwischen den chemischen Zusammensetzungen des Stahls und der Abkühlungszeit wiedergibt.

fig. 5a ist eine photographische Ansicht, die die Struktur des experimentellen Stahls nach einer Behandlung zeigt, die nicht den erfindungegemäßen Abkühlbedingungen entspricht, fig. 5b ist eine photogra^hische Ansicht und zeigt die Struktur eines erfindungsgemäß gewonnenen Stahls.

flg. 6 bis 9 sind graphische Darstellungen, die Vergleiche zwischen den iiigen schäften des erfindungsgemäßen Stahls und desjenigen eines μ herkömmlichen Stahle wiedergeben.

figur 6 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwischen dem Kohlenetoffäuqivalent zu den chemischen Zusammensetzungen des erfindungsgemäßen Stahls und dessen Streckgrenze wiedergibt. fig. 7 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwisohen der Vorerhitzungstemperatur und der Rißbildungsgesohwindigkeit des erfindungsgemäßea Stahls in dem falle eines Verschweißens aufzeigt, fig. 8 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwischen dem Schlagwert und der Erhitzungstemperatur eines erfindungsgemäßen , Stahls im falle eines Versohweißens wiedergibt, fig. 9 ist eine graphische Darstellung, die ein Verhältnis zwisohen der Abkühlungezeit und dem Schlagwert des erfindungsgemäßen Stahls in dem falle eines Versohweißens wiedergibt. Der Stahl mit hoher Duktilität, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit nach der Erfindung muß sich wie folgt zusammen-setzen! G = 0,05 - 0,11$, Si » 0,05 - 0,60%, Mn = 0,10 - 0,60%, Ni = 3,3 - 8,0%, Or = 0,15 - 1,30%, Mo * 0,15 - 0,80% und Al = 0,01 - 0,09% als Hauptbestandteile und erforderlichenfalls beläuft sich der Gehalt an V auf weniger als 0,03%, B kleiner als 0,004% und Nb auf kleiner als 0,04%. ^u*^g -6-

BAB ORIGINAL

Bezüglich des C ist bekannt, daß ea sich um ei» Element handelt, das die mechanische Festigkeit von Stahl belnflußt und wenn ©ine übermäßige Menge davon in dem Stahl vorliegt, wird die Duktilität ' desselben verringert, bis sich schließlich die Martensit-Struktur ergibt. Bei dem Verschweißen eines derartigen StaJals neigen weiterhin übermäßige Kohlenstoffmengen zu einem Erhöhen der Härte eines verschweißten Teils bei Aussetzen gegenüber der Schweißwärme bis sich eine Empfindlichkeit gegenüber der Ausbildung von Schweißrissen ergibt, wobei gleichzeitig eine Yerringerung der Duktilität und Kerbzähigkeit des der Erhitzung unterworfenen Teils resultiert. mt Um das Ausbilden der lartensit-Struktur im Hinblick auf die obigen Ausführungen zu vermeiden und die Terschweffißbarkeit des Stahls zu verbessern, wird der Gehalt an O auf kleiner als O₉ll$, jedoch über 0,05$ als der unterste Grenzwert festgelegt, um so einen Stahl mit hoher Streckgrenze zu erhalten«

Dev Gehalt an Si beläuft sich auf mehr als 0,05$ und ist bei der Stahlherstellung naturlich vorliegend, jedoch bewirkt ein Gehalt von mehr als 0,60$ mit Sicherheit eine Terschlechterung der Duktilität und der Terschweißbarkeit dee Stahl«. Wenn der Gehalt an Mn auf mehr als 0,60$ gebracht wird, wird die Särtungaoeigung des Stahls dergestalt erhöht, daß die Möglichkeit einer Bildung der Martensit-Struktur gegeben ist und ei» der Wärmeeinwirkung unterworfenes versohweißbares Teil des Stahls wird ausgeprägt hart, und dessen Empfindlichkeit gegenüber Eißtelldung wird andererseits erhöht, wobei weiterhin die Duktilität eine Terriageraog erfährt. Dies ist der Grund, warum der Gehalt an Ma besondere niedrig gehalten wird. Uebrigens muß sich der Gehalt Bn Wo auf mehr als 0,10$ bei der Stahlherstellung belaufen·

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SÄD ORIGINAL

180351t

Sodann sind Hi, Cr und Mo die wichtigsten Elemente für das Ausbilden einer Legierung zwecks Gewinnen der Bainit-Struktur und Einstellen der Duktilität und mechanischen festigkeit des Stahle. Bei der Bainit-Struktur sind nämlich Cr und Mo in geringen Mengen von mehr als 0,15$ erforderlich, um hohe Snreäkgrenze zu erzielen. Ui ist das wirksamste Element für das Vermitteln einer hohen und Kerbzähigkeit für den Stahl und steht in einem engen Verhältnis mit Cr und Mo zwecks Ausbilden hoher Duktilität und KerbZähigkeit. In dieser Hinsicht zeigt die Pig. I das Verhältnis zwischen Ui - (Cr + Mo )$ und Charpy-fiundkerbe absorbierte Schlagenergie bei -70⁰C in dem Palle von mehr als 80 kg/mm bezüglich der Streckgrenze nach der Erfindung, Der Parameter Ui- (Cr + W)fi der eine» Hinweis auf die Erforderliche Zusammensetzung bezüglich Ui, Cr und HO liefert, ist so ausgebildet, daß ein enges wechselseitiges Verhältnis mit der Kerbzähigkeit der erfindungsgemäßen Bainit-bcruktur vorliegt. TJm eine hohe Kerb Zähigkeit, und zwar mehr als 7,0 kg-m bei niedrigen Temperaturen zu erzielen, muß Ui - (Cr +Mo) innerhalb der Grenzwerte von 3,0 - 7,7$ liegen. Wenn Ui - (Cr + Mo) kleiner als 93,0^ gemacht wird, wird der Gehalt an Ui su niedrig, und der Gehalt an Cr und Mo wird zu hoch, so daß die Kerbzähigkeit des Stahls bei niedrigen Temperaturen entsprechend verringert wird. Wenn der Gehalt an Ui -eich auf mehr als 8,0$ beläuft, und dies ist ein zu hoher Wert, ist es unmöglich hohe Absorptionsenergiewerte zu erhalten, obgleich der Uebergang des Stahls in einer Zone niedriger Temperaturen eintritt. Auf der Grundlage des oben angegebenen WechselVerhältnisses und Cr + Mo = 0,30$ als geringste Anforderung, fällt der Gehalt an Ui innerhalb der Grenzwerte von 3,3 - 8,0$.

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Jeder Gehalt aß Gt und Mo muß sich auf mehr als 0,15/° belaufen, um einen Stahl mitfeiner Bainit-Struktur auszubilden, der hohe Streckgrenze besitzt. Wenn der Gehalt an Or jedoch über 1,3Q^ liegt, erweist sich derselbe als unwirksam» um die mechanische Festigkeit und KerbFähigkeit des Stahle zu erhöhen, und zwar aufgrund des jeweils niedrigen Gehaltes an C und Mn in dem Falle der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung, und weiterhin erfährt die Verschweißbarkeit des Stahls eine Verschlechterung. Aus diesem Grunde wird der Gehalt an Cr auf 0,15 - 1,30$ eingestellt.

Wenn der Gehalt an Mo sich auf mehr als 0,80$ beläuft, wird die Streckgrenze des Stahls zu sehr erhöht, uad dies ist begleitet durch eine Verringerung der KerbZähigkeit und weiterhin der iStnpfindlichkeit gegenüber der Bildung von Schweißrissen wird in einem unzweckmäßigen Ausmaß erhöht. Dies ist der Grund, warum der Gehalt an Mo auf 0,15 - 0,8J* eingestellt wird.

Das iälement Al ist als Desoxidationsmittel und zum -Erzielen feiner Kristallkörner des Stahle erforderlich, und zwar in einer Menge von 0,01 - 0,o9?V und wenn mehr als 0,1$ hiervon vorliegen, wird die Kerbzähgigkeit des Stahls im Gegensatz zu dem vorgesehenen Zweck verringert. Gleichzeitig ist bezüglich der Elemente 'Ii und Zr bekannt, daß dieselben praktisch die gleiche V/irkung wie Al zeigen, so daß die ersteren zwei Elemente für die oben angegebenen Zwecke der Desoxidation und des JSrzielens einer feinen Kristallstruktur der Stahlkörner dienen können. In derartigen Fällen erweist sich ein Gehalt von Ti = 0,001 - 0,15^ und von Zr = 0,001 - 0,05$ als wirksam um die gleichen Ergebnisse zu erhalten, wie sie unter Anwenden von Al für den gleichen Zweck

erzielt werden.

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Weiterhin sind Y, B und Mb wichtige Elemente, um eine hohe Streckgrenze dee Stahls zu erzielen, so daß eines oder mehr als zwei dieser Elemente der Hauptzusammensetzung des Stahls zugesetzt werden können, unter der Voraussetzung, daß der jeweilige Gehalt innerhalb des Bereiches bleibt, der zu keinem Abfall der Duktilität führt. Die flg. 2 zeigt nämlioh zugesetzte Mengen dieser Elemente und die Duktilität des Stahle in dem Verhältnis too Ni- (Gr + Mo) und Charpy Hundkerbe absorbierte Sohlagenergie bei - 7O⁰O. Wie anhand dieser Ergebnisse offensichtlich, führt bezüglich eines Stahls hoher KerbZähigkeit, hoher Streokgrenae und hoher Zerreißfestigkeit nach der Erfindung der Zusatz von T zu einer schlechten Wirkung auf die KerbZähigkeit des Stahls. In Prinzip ist es somit zweckmäßig, dieses Element nioht zuzusetzen, wenn es jedοoh für das Verbessern der Streokgrenze des Stahls erforderlich ist, sollte dessen Gehalt bei keliner als 0,03% gehalten werden· In gleioher Weise sollte der Gehalt an B bei kleiner als 0,004% and derjenige yon Nb bei kleiner als 0,04% gehalten werden, so daß keine ausgeprägte Verringerung der Kerbzähigkeit ergibt. Erforderlichenfalls kann somit deren Zusatz erlaubt sein. Weiterhin werden mit Sicherheit einige nicht vermeidbare Verunreinigungen in der chemischen Zusammensetzung des Stahls vorliegen.

Im folgenden werden die Bedingungen erläutert, die für das Gewinnet eines erfindungsgemäßen. Stahls hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit erforderlch sind, der einer Wärmebehandlung unterworfen wurde. Die fig. 3 zeigt eine Ansicht (COS) des Uebergangsdiagramms bei kontinuierlichen Abkühlen von einer Erhitzungstemperatur aus, und zwar850°0 bei der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung des Stahls, der eich wie folgt zusammensetzt j C = 0,10%, Si = 0,25%, Mn = 0,35>*, Ni = 4*81%, Or = 0,68%

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Mo = O,32/o und Al = 0,025/*. In der Fig. 3 gibt die Abszisse die Zeit (Sekunden, logariihmische Unter teilung) beginnend mit SOO⁰C und die Ordinate lie Temperaturen (Unterteilungen la ⁰O) wieder, und die Zonen der Metamorphose in Porm von A als Aueteeitaone, Pm als Ifcrritzone, B als Bainit-Zone und Ti als Uartensit-Zone sind wiedergegeben, wobei die Linie hindurchgehend durch die Punkte a, b und c (Ms Punkt) den Beginn der Marten®it-Umwandlung wiedergibt, die Linie? die durch die Punkte f und g hindurchgeht (Mf-Punkt) die Beendigung der Karteasit-Umwandlung anzeigt und die Linie, die durch die Punkte g und h b.indurchgeht, eine Kurve ist, die die Beendigung d©r Bainit-Umwandlung wieder- ■ gibt. Weiterhin ist die AbkUhlungekurve 1 eine kritische Abkühlung« kurve, bei der jeder Teil des Stahl« in die liartenelt-Struktur metaoorph umgewandelt wird. Me Kurve 2 ist eine kritische Abkühl™ kurv®, die nicht durch den Mf Punkt hindurchgeht mad die Kurve 3 ist eine kritische Abkühlkurve ₉ bei der die Perrit-Struktur gebildet wird.

Bei Betrachten der AbkUhlbedingungeo des Stahls herunter bis zu 400⁰C angenähert auf eine Temperatur entsprechend dem Ms-Puukt, entwickelt sich ferrit zu einer Matrix bei einem Abkühlen mit geringerer Geschwindigkeit-ale der ADkühlkurv© 3 entspricht, und zwar bis die Streckgrenze uad die Kerbzähigkeit dee Stahle entsprechend verringert worden sind. Anderereeite wird die Martensit-Struktu* bei sciineuerem Abkühlen als der Abkühlkurve 1 entspricht} - auegebildet, und zwar bis eine hohe mechanische Festigkeit erhalten wird, jedoch wird die Kerbzähigkeit merklich verringert. Damit somit weöer ferrit noch Martensit auegebildet werden kann, muß der Abkühlbereich von 800 bis 400⁰C zwischen den Kurven 1 und 3 verbleiben. Die Abkühlzeit von 800 herunter auf 400⁰C

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muß in dem Bereich von T₁ bie Tg Sekunden beendet sein. Wenn die Aokühlzeit von 4OO herunter auf 20O⁰C angenähert auf eine Temperatur entsprechend dem Mf-Punkt durch schnelles Abkühlen von T₁ Sekunden zum Abschluß gebracht wird, tritt die Bildung der Martensit-Struktur in der Zone von dem Ms Punkt zu dem Mf Punkt auf. Damit die Abkühlbedingungen nicht in den Bereich der Linie f und g eintreten können, kann somit die Abkühlzeit von 4OO herunter auf 200⁰C in mehr als T, Sekunden zum Abschluß gebracht werden, so daß die Abkühlkurve nicht an dem Mf-Punkt vorbeigeht, sondern. mit der Linie g-h verläuft, wo die Umwandlung der Bainit-Struktur in Porm einer feinen Bainit-Struktur zum Abschluß gebracht wird. J Anhand der oben angegebenen Arbeitsweise wird es somit möglich, die feine Bainit-Struktur ohne Ausbilden der Martensit-Struktur dadurch zu erhalten, daß der Stahl von 800 herunter auf 40O⁰O innerhalb des Bereiches von T₁ Sekunden bis T₈ Sekunden abgekühlt wird und sodann ein kontinuierliches Abkühlen von 400 herunter auf 200⁰O in mehr als T₈ Sekun-den erfolgt, bis die Metamorphose abgeschlossen ist. In diesem Falle ist T₁ bestimmt als 2 Sekunden, T₈ als 100 Sekunden und T₁ als 50 Sekunden. Sodann zeigt die Tabelle II die Ergebnisse der Abkühlzeiten T₁, T₈ und T₃, wie sie aufgrund der Umwandlung erfindungs^emäßer Prüfstähle erhalten worden sind. Die 3?i,g. 4 zeigt das Verhältnis zwischen der chemischen Zusammensetzung des Stahls und der Abkühlzeit T₁, T₈ und T_a > wobei die Abszisse den summierten Wert von Ni, Or und Mo als die wichtigesten Elemente wiedergibt, die für das Ausbilden der Bainit-Suruktur erforderlich sind und die Ordinate gibt die Werte T₁, T₈ und Ji₁ (logarithmische Unterteilung) wieder, wodurch das Verhältnis zwischen den summierten Wert von Ni + Cr + Mo(^) erhalten wird. Wie anhand der Hg, 4 ersichtlich, erhöht sich

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T₁ bei Vergrößern dee Wertes von Ui + Cr + Mo($), wobei aich insgesamt ein Wert von kleiner ale 2 Sekunden ergibt, und T₈ zeigt den kleinsten Wert, wenn sich der Wert von Ui + Cr + Mo auf 6 bis 7°J> beläuft, wobei derselbe hier 100 Sekunden ist, und T, zeigt einen maximalen Wert bei Ui + Or + Mo entsprechend etwa 6,5 bis 7°/o_f und zwar ein Wert von 50 Sekunden. Wie anhand der mitgeteilten Ergebnisse ohne weiteres ersichtlich, ist es möglich einen Suahl mit feiner Bainit-Soruktur dadurch zu erhalten, daß der Stahl Über Ag, den Umwandlungspunkt erhitzt und sodann von 800 herunter auf 40O⁰O in 2 - 100 Sekunden abgekühlt wird, und sodaan ein kontinuierliches Abkühlen von 400 herunter auf 200⁰C in mehr als 50 Bekunden erfolgt. Wie weiterhin anhand der Umwandlung in der Pig. 3 ersichtlich, ist es möglich einen Stahl mit feiner Uainit-Struktur vermittels Abkühlen des Stahls von 800 herunter auf 40O⁰C in 2 - 100 Sekunden und sodann kontinuierliches Abkühlen von 400 herunter auf 200°0 in sogar mehr als 5O Sekunden zu erhalten, ohne daß die Abkühlbediagungen längs der Linie f-g verlaufen, jedoch unter diesen Bedingungen ergibt sich eine Unwanellung, wie sie aufgrund der Kurve g- h bestimmt ist.

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Tabelle II

Si

Mn

Ui

Mb Gea

T₁ T₈ T, Sekunden

O (D CO KJ OO

1 0,067 0,21 0,43 0,010 0,006

2 0,069 0,25 0,44 0,011 0,005

4 0,069 0,23 0,45 0,012 0,006

5 0,070 0,22 0,42 0,011 0,012

6 0,10 0,25 0,35 0,006 0,012

7 0,07 0,22 0,32 0,007 0,012 9 0,070 0,05 0,60 0,008 0,010

4,68	1,24	0,46	0,021
5,25	0,59	0,24	0,028
7,51	0,56	0,22	0,031
4,58	0,96	0,41	0,012
4,81	0,68	0,32	0,025 Ti 0,005
5,26	1,20	0,42	0,025 Ti 0,014
4,43	0,55	0,74	0,019 Ti 0,014

- 0,63 2,0 105 48

- 0,46 1,6 110 35

- 0,51 1,9 2000 27

- 0,56 1,7 120 21

- 0,51 2,0 100 50

- 0,61 1,8 180 41 0,0032 - 0,57 1,6 470 38

¹ Ceq hat dieselbe Bedeutung, wie in Tabelle I angegeben.

Um die obige Theorie zu beweisen, zeigt die Figur 5a eine mirkroskopische Ansioht der Struktur des Stahle der die folgende Zusammen se tzuag aufweist: C = 0,10$, Si = 0,25$, Mn = 0,35,j, Ui = 4»81$, Cr = 0,68$, Mo = 0,32$ und Al = 0,025^, wobei diese Struktur durch Austenisieren bei 850⁰C und Härten in Wasser erhalten worden ist, Figur 5b zeigt eine mikroskopische Ansicht eines Stahle, der durch Abkühlen von 800 herunter auf 400⁰C

und kontinuierlich durch Abklihlen von 400 herunter auf 200⁰C in 318 Sekunden unter den erfindungsgeraäßen Kuhlbedingungen erhalten worden ist.

Bei dem Vergleich der mirkroskopischen Ansichten der Struktur ergibt sich, daß die durch Härten in V/asser nach der Figur 5a erhaltene Struktur scheinbar die Martensit-Strkktur ist, während die unter den erfindungsgemäßen AbkUhlbedingungen erhaltene Struktur nach der Fig. 5b keinerlei Anzeichen auf die Martensit-Struktur gibt, sondern vollständig die feine Bainit-Struktur ist. Wie eindeutig anhand der Struktur nach der Fig. 5b ersichtlich, ergibt sich bei einem Abkühlen des Stahls unter den erfindungegemäßen AbkUhlbedingungen, daß sich eine Struktur mit hoher Kerbzähigkeit und hoher Streckgrenze ergibt, und zwar selbst vor einem Tempern, ohne daß eine derartig hohe Kerbzähigkeit nach dem Tempern wie bei herkömmlichem Stahl mit hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit vorliegt. In dem Falle, wo eine höhere Kerbzähigkeit erforderlich ist, ist es möglich extrem hohe Duktilität vermittels Tempern bei einer Temperatur unter A₁, dem Metamorphose-Punkt zu erhalten.

Im folgenden werden einige erfindungsgetnäße Ausflihrungsformen erläutert. Die Tabelle III zeigt die chemischen Zusammensetzungen, Bedingungen der Wärmebehandlung und die mechanischen üigenschaf-

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ten von Stählen mit hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit, wie sie nach der Erfindung erhalten werden. Wie anhand dieser Ausführung formen ersichtlich, ist die KerbZähigkeit des Stahls extrera hoch ohne Tempern und wenn ein Tempern durchgeführt wird, kann eine noch höhere Duktilität erhalten werden. In der Figur 3 zeigen die Hummern 6 bis 10, daß die Abkiihlzeit von kurzer als 50 Sekunden von 400 herunter auf 200⁰C zu einer Abkiihlbedingung führt, die nicht die linie f-g siehe Fig. 7 überschreitet.

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Bemerkungen zu !Tabelle III

¹ Geq = gleiche Bedeutung wie in Tabelle I,

* S₁ = Abkühlungszeit von 800 bis herunter auf 40O⁰C

* S_s = Abkühlungszeit von 400 bis herunter auf 200°0

* + = Durchmesser eines parallelen Teils des Prüfstücks,

10 mm 0 , G-I = 500 mm, Durchmesser dee anderen Teile 14 rom» G-L = 50 mm

Im folgenden wird ein Vergleich zwischen den Eigenschaften eines erfindungsgemjlßen Stahls und äinem Stahl nach dem Stande der Technik gegeben, der" gehärtet und getempert worden ist. Figur 6 zeigt das Verhältnis zwischen O Aequivalent bezüglich der chemischen Zusammensetzung des Prlifstahls (Ceq = O + l/24 Si + l/6 Mn + I/40 Äi + 1/5 Cr + 1/4 Mo + I/14 T) und dessen Streckgrenze. Die Kurve 1 in d er Zeichnung gibt einen gehärteten und getemperten Stahl nach dem Stande der Technik wieder. Die Kurven 2, 3 und 4 zeigen entsprechende Stähle nach der Wärmebehandlung, wobei die Kurve 2 einen Stahl ohne Tempern, die Kurve 3. einen Stahl mit Tempern bei 658O⁰C und die Kurve 4 einen Stahl mit Zusatz von Y, B und Hb und Temperung bei 580⁰C zeigt. Wie anhand dieser Ergebnisse einwandfrei ersichtlich, erweist sich dar erfindungsgemäße Stahl als ein Stahl, der hohe Streckgrenze mit einem niedrigereren C-Aequivalent als | herkömmliche Stähle aufweist. Bei dem Wert der gleichen Streckgrenze erweist es sich weiterhin, daß der erfindungsgemäße Stahl ein geringeres C-Aequivalent als herkömmliche Stähle enthält, so daß sich hierdurch eine bessere Yerechweißbarkeit ergibt. Die Pig. 7 zeigt einen Vergleich bezüglich der Schweißrisse zwischen einem erfindungsgemäßen Stahl und einem herkömmlichen Stahl, wobei die Ibszisse die Vorerhitzungstemperatur und die Ordinate den Prozenteatz an Yeschweißungsrissen an der Wurzel eines abgeschrägten Teils zeigt, das hieran bei derartigen Temperaturen angeschweißt

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-ΐβ-iet. Die Kurve 1 in der Zeichnung gibt einen herkömmlicher abgeschreckten und getemperten Stahl nach dem'Stand der Technik wieder dessen Streckgrenze in der Größenordnung von 63 kg/mm liegt und die Kurve 2 zeigt einen erfindungsgemäßen Stahl mit hoher Kerbzähig keit und hoher Streckgrenze in der Größenordnung von 80 - 90 toj/mm . Wie anhand dieser järgebnisse einwandfrei ersichtlich, erweist sich ein erfindungsgemäßer Stahl als ein Produkt, bei dem die Bildung von Wurzelrissea bei niedrigen Yorerhitzungstemperaturen verhindert wird, wobei ein hoher Wert der Streckgrenze vorliegt. Mit anderen Worten, die Jämpfindlichkeit dieses Stahls gegenüber der Bildung von Schweißrissen ist gering und die Veschweißbarkeit ist ausreichend. Pig. 8 zeigt ein Yergleichsbeispiel bezüglich unterschiedlicher Brüchigkeiten eines Seils des Stahls, der der Versohweiß-ungswärme ausgesetzt worden ist, wobei die Abszisse die Temperaturen der Yerschweißungswärme und die Ordinate die Schlagwerte an den erhitzten Stellen bis zu derartigen Temperaturen wiedergibt. Die Kurve 1 in der Zeichnung gibt einen herkömmlicherweise abgeschreokten und getemperten Stahl mit einer Streckgrenze in dar Größenordnung von 100 kg/mm und die Kurve 3 einen erfindungsgemäßen Stahl wieder. Anhand dieser Ergebnisse ergibt sich, daß aie wichtigestes Problem ein gebundenes Teil weniger brüchig bei dem erfindungsgemäßen Stahl ist, als dies bei anderen herkömmlichen Stählen nach dem Stande der Technik der Pail ist.

Die Pig. 9 gibt ein Beispiel für einen Vergleich des Verhältnisses zwischen der Kerbzähigkeit der brüchigen Zone des gebundenen Teils und der Abkühlzeit von 800 herunter auf 500⁰C wieder, wobei die Abszisse die Abkühlzeit von 800 herunter auf 500⁰C und die Ordinate die Schlagwerte wiedergibt. Die Kurve 1 in der Zeichnung zeigt einen

herkömmliiüa erweise abgeschreckten und getemperten Stahl mit einer Streckgrenze in der Größenordnung von 63 kg/mmt und die Kurve 2

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zeigt einen abgeschreckten and getemperten Stahl mit einer Streckgrenze in der Größenordnung von 100 kg/mm und die Kurve 3 zeigt einen erfindungsgemäßen Stahl. Wie hieraus einwandfrei ersiohtlioh, kann die Kerbzähigkeit dea erfindungsgemäßen Stahl sehr geringfügig bei langsamem Abkühlen verringert werden. In dieser Weise versteht es sich, daß der erfindungsgemäße Stahl verschiedene Eigenschaften aufweist, die denjenigen herkömmlicher Stähle durchaus Überlegen sind.

Erfindungsgemäß wird es somit möglich, einen neuartigen Stahl der

Bainit-Struktur mit hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und ^ hoher Zerreißfestigkeit zu schaffen und dies im Gegensatz zu den vorbekannten Stählen der Bainit-Struktur, die geringe Streokgrenze und geringe KerbZähigkeit besitzen, so daß es bisher als unmöglich erachtet wurde, einen Stahl der Bainit-Struktur mit hoher Kerbzähigkeit, hoher Streokgrenze und hoher Zerreißfestigkeit zu schaffen· Dies bedeutet, daß erfindungsgemäß ein verbesserter Stahl der Bainit-Struktur mit hoher Streckgrenze, geringen Möglichkeiten zur Ausbildung von Schweißrissen und Terringerung der Kerbzähigkeit desselben geschaffen wird· Brfipdungsgemäß ist es weiterhin möglich, einen | derartigen Stahl mit hoher KerbZähigkeit, hoher Streokgrenze und hoher Zerreißfestigkeit anzuwenden, z.B. zum Herstellen von Stahlplatten und Produkten aus gegossenem Stahl, geschmiedetem Stahlt geformtem Stahl» Stahlröhren, Stangtnatahl und Stahldrähten.

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Claims (8)

Patentanwälte Dipi.-ing. Walter Meissner Dipi.-ing. Herbert Tischer 1 BERLIN 38, HERBERTSTRASSE 22 )Jt MÜNCHEN Fernsprecher: 8 87 72 37- Drahtwort: Invention Berlin Λτ"^ Poetwsheckkonto: W. Meleener, Berlin Wert 122 82 .1 ^ Bankkonto: W. MelMner, Berliner Bank A.-O, Depka 8β, ι aerm im aa/ßDiiwcujAi n\ wt« Berlln-Halenee· KurfOrrtendamm 130 · BERLIN 33 (GRUNEWALD), den Herberbrirale 92 Mitsubishi Jukogyo ICK ι ο η ο c ι -ι IoUJD I I Patentansprüche

1. Stahl hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe die folgenden Bestandteile enthält 0 = 0,05-0,11$, Si =0,05-0,60$, Mn = 0,10-0,60Ji, Ni = 3,3-8,0$, Or = 0,15-1,30$ und Mo « 0,15-0,80$ weiterhin entweder eine oder mehr als zwei Afcten an Al = 0,01 « 0,09$, Xi = 0,001-0,1556 und Zr = 0,001-0,05$, wobei der Wert von Ni - (Cr + Mo) zu 3,0 - 7,7$ festgestellt wird, sowie der restliche Teil des Stahle aus ϊθ und etwas unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, der Stahl nach Erhitzen Über A₉ als Utnwandlungspunkt yon 800⁰C bis herunter auf 400⁰C in 2-100 Sekunden abgekühlt, und sodann kontinuierlich von 4OO bis herunter auf 200⁰C in mehr als 50 Sekunden abgekUhlt wird, wodurch die Ausbildung der feinen Bainit-Strukutur des Stahle bedingt wird.

2. Stahl hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreiß- * festigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe die folgenden Bestandteile enthält 0 * 0~,05-0,11?ί, Si » 0,05-0,60?ί, Mn = 0,10-0,60#, Ni s 3»3-8,OJO, Cr * O,15-l,30#, und Mo = 0,15-0,80 sowie entweder eine oder mehrereale zwei Arten an Al * 0,01-0,09$, Ti = 0,001-0,15$ und Zv = 0,001-0,05$, wobei der Wert von Ni - (Cr + Mo) zu 3,0 - 7,7$ festgestellt wird, und derselbe weiterhin entweder eine oder mehr als zwei Arten von Y weniger als 0,03$, B weniger als 0,004$ und Nb weniger als 0,04$ enthält, sowie der restliche inteil des Stahls aus Ve und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, der Stahl nach dem Erhitzen Über A* als Umwandlungspunkt

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von 800 bis herunter auf 400°0 in 2 -100 Sekunden abgekühlt und sodann kontinuierlich von 400⁰G bie herunter zu 20O⁰O in mehr als 50 Sekunden abgekühlt wirfl, wodurch die Ausbildung einer feinen ZBainit-iitruktur dee Stahle erzielt wird.

3. Stahl hoher KerbZähigkeit, hoher «trecktenHe und hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe die folgenden Bestandteile enthält C = 0,05-0,11$, Si = 0,05-0,60$, Mn = 0,10-0,60Jb, Ni=S 3,3-8,0Ju, Cr = 0,15 - 1,30$ und Mo = 0,15 - 0,80$ und weiterhin entweder eine oder mehr als zwei Arten an Al = 0,01-0,095», Ti = 0,001-0,15$ und Zv = 0,001-0,05$, wobei der Wert von g Ni - (Cr+ Mo) zu 3,0 - 7,7$ festgestellt wird, und der restliche Anteil des Stahls aus £e und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, der Stahl nach dem Jirhitzen liber A₄ als Umwandlungspunkt von 800⁰C bis herunter auf 400⁰C in 2 - 100 Sekunden und sodann kontinuierlich von 400⁰C abgeklihlt wird, ohne Vorliegen der Kühlbedingungen am MF-Punkt, unter Ausbilden eines Stahls feiner B_ainit-Struktur.

4· Stahl hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe die folgenden Bestandteile enthält C = 0,05-0,11$, Si = 0,05-0,60$, Mn = 0,10-0,60$, Ni = 3,3-8,0$, Cr = 0,15-1,30$ und Mo = 0,15-0,80$ und weiterhin entweder eine oder mehr als zwei Arten an Al = 0,ΟΙΟ,09$, Ti = 0,001-0,15$ und Zr = 0,001-0,05$, wobei der Wert von Ni - (Cr+ Mo) zu 3,0-7,7$ festgestellt wird, der Stahl weiterhin eine oder mehrere als zwei Arten an V,= weniger als 0,03$, B = wenier als 0,004$ und Hb = weniger als 0,04$ aufweist, sowie der restliche Anteil aus Ie und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, nach dem Erhitzen Über A, als Umwandlungspunkt der Stahl von 800⁰C bis herunter auf 400°ö in 2 -100 Sekunden und sodann kontinuierlich von 400⁰C ohne Vorliegen der Kühlbedingungen an dem

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Mf-Punkt abgekühlt wird unter Ausbilden der feinen Bainit-Struktur des Stahls*

5, Stahl hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit f dadurch gekennzeichnet, daß derselbe die folgenden Bestandteile enthält 0 = 0,05-0,11$, Si = 0,05-0,60$, Mn = 0,10-O,6O3t, Ui = 3,3 - 8,0$, Or = 0,15 - 1,30$ und Mo = 0,15 -0,80$ und weiterhin entweder eine oder mehr als zwei Arten an Al = Ο,ΟΘΙ -0,09$, Ti = 0,001-0,15$ und Zr = 0,001-0,05$, wobei der Wert von Ni - (Or + Mo) zu 3,0 - 7,7$ festgestellt wird, und der restliche Anteil des Stahle Fe und einige unvermeidbare Verunreinigungen aufweist, der Stahl nach Erhitzen Über A₄ als Umwandlungspunkt von 800 bis herunter auf 400°0 in 2 - 100 Sekunden und sodann kontinuierlich von 400 bis herunter zu 200⁰C in mehr als 50 Sekunden abgekühlt wird, unter Ausbilden der feinen Bainit-Struktur und im Anschluß hieran der Stahl unter A¹ als Umwandlungspunkt getempert wird.

6. Stahl hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe die folgenden Bestandteile enthält 0 = O,~05 - 0,11$, Si = 0,05-0,60$, Mn = 0,10-0,60$, Ni = 3,3-8,0$, Or = 0,15-1,30$ und Mo = 0,15-0,80$ und weiterhin entweder entweder eine oder mehr ale zwei Arten an Al = 0,01 - 0,09$, Ti = 0,001-0,15$ und Zr = 0,001-0,05$, wobei der Wert von Ni - (Cr +Mo) zu 3,0 - 7,7$ festgestellt wird, und weiterhin der Stahl eine oder mehr als zwei Arten von V = weniger als 0,03$, B = weniger als 0,004$ und Nb weniger als 0,04$ aufweist, wobei der restliche Anteil aus Pe und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, der Stahl nach dem Erhitzen über A₄ als Umwandlungspunkt von 800 bis herunter auf 400⁰C in 2 - 100·Sekunden und sodann kontinuierlich von 400 bia herunter auf 200⁰C in mehr

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als 50 Sekunden abgekühlt wird, unter Auebilden der feinen Bainit-Struktur des Stahle und sodann der Stahl unter A₄ als Ubwandlungspunkt getempert wird.

7. Stahl hoher KerbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreißfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe die folgenden Bestandteile enthält C = 0,05 - 0,11?», Si = 0,05 - 0,6O#, Mn = 0,10-0,605έ, M = 3,3 - 8,05ε, Gr = υ,15 - \5®j° und Mo = 0,15 = 0,805t und weiterhin entweder eine oder mehr als zwei Arten an Al = 0,01 - 0,09jfe, Si =0,01 - 0,15?' und Zr = 0,001 - 0,05>, wobei der g Wert von M- (Or +Mo) zu 3,0 - 7,7^ festgestellt wird, sowie der restliche Anteil des Stahls i'e und einige unvermeidbare Verunreinigungen enthält, der ütahl nach ürhitzen über A₉ als Urawandlungspunkt von 800 bis herunter auf 40O⁰C in 2 - 100 Sekunden und sodann kontinuierlich von 400⁰C, ohne Vorliegen der Kühlbedingun^en am Hf-Punkt abgekühlt wird unter Ausbilden der feinen Bainit-Struktur und sodann der Stahl unter A₁ als Umwandlungspunkt getempert wird.

8. Stahl hoher ^erbZähigkeit, hoher Streckgrenze und hoher Zerreiß- ^ festigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß derselbe die folgenden Bestandteile enthält C = 0,05 - O₁Il^, Si = 0,05 - 0,6OjS, TIn = 0,10 - 0,60#, M = 3,3 - 8,036, Cr = 0,15 - l,30ji und Mo = 0,15 0,80^ und weiterhin entweder eine oder mehr als zwei Arten an Al = 0,01 - 0,09$ί, Ti = 0,001 - 0,15>« und Zr = 0,001-0,05?'» ««*& wobei der Viert von Ui - (Cr + Mo) zu 3,0 - 7,7j» festgestellt wird, sowie der S-cahl weiterhin eioe oder mehr als zwei Arten an Y = weniger als 0,03$, B weniger als 0,004^ und Hb = weniger als 0,04'/ό enthält und der resrtliche Anteil des Stahls aus Je und eini- · gen unvermeidbaren Verunreingungen besteht, der Stahl nach dem

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Järhitzen liber A₀ als Ifawandlungspunkt von 800 bis herunter auf 40O⁰O in 2 - 100 Sekunden und sodann kontinuierlich von 400⁰C ohne Vorliegen der Kühlbedingungen am Hf-Jfuakt abgekiih.lt wird, unter Ausbilder) der feinen Baiflit-ü^ruktur und sodann der Stahl unter A₁ als Umwandlungepunkt, getempert wird.

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