DE1903070A1 - Hochfester,niedrig legierter Stahl mit ausreichender Schweissbarkeit - Google Patents

Hochfester,niedrig legierter Stahl mit ausreichender Schweissbarkeit

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DE1903070A1
DE1903070A1 DE19691903070 DE1903070A DE1903070A1 DE 1903070 A1 DE1903070 A1 DE 1903070A1 DE 19691903070 DE19691903070 DE 19691903070 DE 1903070 A DE1903070 A DE 1903070A DE 1903070 A1 DE1903070 A1 DE 1903070A1
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low
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alloy
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Michio Hayashida
Yoshiaki Ono
Tatsumi Osuka
Junichi Tanaka
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Nippon Kopan K K
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Nippon Kopan K K
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    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

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  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

Patentanwalt
8035 Gaufing 2
Agnessir. 3
NIPPON KOKAN KABUSHIKI KAISHA, TOKYO, JAPAN
Hochfester, niedrig legierter Stahl mit ausreichender Schweißbarkeit
Die Erfindung betrifft hochfeste, niedrig legierte Stähle, insbesondere hochfeste Stähle für geschweißte Konstruktionen,
Bs ist bekennt, da]£ viele hochfeste, niedrig legierte Stähle mit einer Streckgrenze von über 70 kg/mm^ weitgehend für geschweißte Stahlkonstruktionen verwendet werden. Für diesen Zweck sind sowohl große Festigkeit als auch überragende Zähigkeit erforderlich. Diese Eigenschaften wurden durch Zugeben von beträchtlichen Mengen an Legierungselementen und übliches Abschrecken und Tempern erzielt. Durch den Zusatz von Legierungselementen tritt unter diesen Bedingungen eine Zunahme der Härtbarkeit des Stahls ein, was das Auftreten von Brüchen in der Schweißzone zur Folge hat. Um diese Nachteilig zu beseitigen, muß allgemein auf über 100° C vorerwärmt werden. Je höher diese Vorwärmtemperatur ist, desto höher sind die hiermit verbundenen Kosten. Außerdem entstehen auch bei „,
üchweißstählen Schwierigkeiten bei der Temperaturkontrolle»'".'■·.
Es wurde nun gefunden, daß man diese Nachteile durch Anwendung- von speziellen Legierungselementen in bestimmten Mengenverhältnissen vollständig beheben kann. ErfindungsgetnäÖ ,_··. weist der niedriggekohite Stahl eine Streckgrenze von über ·'
70 kg/mm^ und eine überragende Zähigkeit sowie eine geringere Härtbarkeit beim Schweißen und damit eine geringere Neigung zum Auftreten von Brüchen auf.
Die Erfindung schafft einen neuen hochfesten, niedrig legierten Stahl, der insbesondere 0.005 bis O.O4- % Nb, 0^000*5 bis 0.005 % B und 0.005 bis 0.05 #Ti enthält.
Me Erfindung wird nun anhand der folgenden Beschreibung und einer Tabelle weiter erläutert. Die Erfindung schafft einen hervorragenden Stahl, der sich insbesondere für geschweißte' etahikonstruktionen eignet.
Die 'Erfindung betrifft allgemein StahlsOrten, die mit geeigneten (wasserhaltigen) Flüssigkeiten, (Tufthaltigen) Gasen Oder Gemischen dieser Medien von der AC^-Tefftperatur auf 1©50° C abgeschreckt und dann unter Tempern auf eine Temperatur Unter dem AC>)»-Punkt gebracht wurden«
Die erfindür.gsgemäßen Stähle enthalten die folgenden Bestand*« teile: ' '
Ci Mo: '. 0.05 % - 0.I5 % (Gewicht)
Si: 0.10 % - Ο.?© ^
'Mh %" Ni: Cr: , 0.50 - 2.00 ·■';:-_.
hiervon Mh: gel* Al: O.5O - iv60 :
Ni: KT: ~ 0*05 - 0.80 ■
0*i5 - 0.70
0*05 -0.80
.0*05 --1.00 -■
0.01 -0*1
0.002 -O.OO7
BAD
209 825/0 103
Nb: 0.005 - 0.04
B: O.OOO5 r- 0.005
Ti: 0.005 - 0.05
Re-st: Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
Der Grund für die oben aufgeführten begrenzten Bereiche der einzelnen Bestandteile ergibt sich aus folgendem:
Kohlenstoff ist zwar eines der wirksamsten und wirtschaftlichsten Elemente zur Erziehung der Festigkeit, es ist aber auch bekannt, daß Kohlenstoff den größten Einfluß auf die Härtbarkeit der Schweißzone ausübt. Der Kohlenstoffgehalt soll aus diesem Grund möglichst gering sein. Ein Kohlenstoffgehalt von über 0.05 5& ist jedoch in diesem Zusammenhang gus Fertigungsgründen zulässig. Die obere Grenze des Kohlenstoffgehalts soll jedoch bei 0.15 % liegen, damit 0,01 bis 0.03 % Nb bei der AbsciireckOemperarur von 900 bis 1000° C löslich sind und sich nach dem Tempern Nb-Carbid bildet.
Der Gehalt an Niob muß entsprechend dem Kohlenstoffgehalt gewählt werden. Versuche im Rahmen der Erfindung ergaben, daß ein Niobgehalt von über 0„05 % kaum zu einer weiteren Verbesserung der Festigkeit des.Stahls führt. Andererseits ist es •auch unmöglich, die gewünschte Festigkeit beizubehalten, wenn der Niobgehalt unter 0.005 # liegt. Zweckmässige.rvfeise soll der Niobgehalt zwischen 0.0Q5 und 0.05 % liegen.
Die untere Grenze des Mangangehalts von 0.50 % wurde im Hinblick a.uf die Hers teilung sbedingungen des Stahls und dessen Heißbearbeitbarkeit gewählt. Die obere Grenze des Mangange- ':■ halts von 1,60 % wurde im Hinblick auf die Schweißbarkeit gewählt. ■ .. .- .
■BAD ORIGINAL
209B2I/Q1Ö3
Ein Gehalt von bis zu 0,8 % Nickel führt zu einer besseren ! Zähigkeit des Stahls und zu wirtschaftlichen Vorteilen. /
Falls der Kupfergehalt über 0.5 # liegt, muß gleichzeitig Nickel zugegeben werden. Ein Gehalt von über O.O3 # Chrom führt möglicherweise zu einer Verbesserung der Festigkeit und Härtbarkeit des S'tahls.
Ein Gehalt von 0.15 % bis 0.7 % Molybdän .führt möglicherweise" zu einer beträchtlichen Verbesserung der Festigkeit des Stahls. Falls jedoch der MolybdMngehalt 0.7 -% übersteigt, läßt-sich." der Stahl nicht schweißen; falls der Molybdängehalt dagegen weniger als 0.1.5 $ beträgt, wird die Festigkeit des Stahls, nachteilig beeinflußt.
Ein Gehalt von über 0.1 ^ Aluminium beeinträchtigt die Reinheit ces Stahls und macht diesen nicht schweißbar. Auch ein Gehalt von weniger als 0.01 # Aluminium beeinflußt die Wirkung-des bei der Stahlherstellung zugesetzten Bors nachteilig-. *
Falls der Siliciumgehalt über 0.7 % liegt, werden dieZähig- . keit und Schweißbarkeit des Stahls nachteilig beeinflußt»
Ein Borgehalt bis zu 0.7 % führt möglicherweise zu einer verbesserten Härtbarkeit des Stahls ohne nachteiligen Einfluß 8 if dessen Zähigkeit und Bearbeitbarkeit.
Ein Gehalt an 0.005 bis 0.05 % Titan führt zu einer 'besseren Härtbarkeii und Festigkeit des Stahls aufgrund der Eildung von Ti-Carbid während des Temperns. -
' BAD ORIGINAL
209 825/0 103
00
Der Stickstoffgehalt übt einen großen Einfluß auf die Kombination von Nb-Ti-B aus, welche ""ein Hauptmerkmal der Erfindung ist. Da Stickstoff eine starke Affinität gegenüber diesen drei Elementen, insbesondere gegenüber-Ti aufweist, muß der Stickstoffgehalt innerhalb eines Bereichs liegen, in welchem sich kein.-Nitrid bildet. Ein Gehalt von mehr als 0.00? 0A Stickstoff beeinträchtigt die Zähigkeit des Stahls, da infolge Bildung von Ti-Nitrid und Ti-Carbid die Festigkeit des Stahls herabgesetzt wird. Ein Stickstoffgehalt mit einer Untergrenze von 0*002 % · ergibt sich aufgrund der Gegebenheiten -bei der Stahlherstellung
i% ■ ■ ■■ " . .
Im Rahmen der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung des Stahls sind die folgenden Bereiche als bevorzugt zu betrachten:
C : 0,06 %. - 0.12 % (Gewicht)
Sit 0*10,»— 0.50 %
Mn - Ki: T.QQ> - 0,60 %
Cuϊ 0.20 # - Qk40 %
Cr: O.20 % - 0.60 %
Mo: 0.20 % - 0.60 %
gel,Alt O.Q1Ü^■- 0.05ο %
Nb: 0.005^ - 0.05 i>
Ti: Q.Ol % - 0.05 %
B-. . 0.001^ - 0.005 %
N : weniger als 0.005 %
Der erfindungsgßmäfie Stahl enthalt also eine geringe" Menge art Segierungsbestanstellen und weist eine Streckgrenze von über 70 kg/mm , eine hervorragende Zähigkeit und ausgezeichnete : ochv;eißbarkett auf,: wenn man. den. Mutterstahl von einer T.empe* ratur über 4er AC^-'pempera.tuT abschreckt und dann bei über 600° G tempert * '
' BAD ORIGINAL.
folgenden Tabelle I Die in -6- zu Stähle. Die für erfindungsgemäße angeführt. B C 0 I - 1 0 Teil 1 1 Stah] ; H bis K liegen L ist ein übli- P 0 S Cu .30 Ni
aufgeführt. aufgeführten Stähle A ■ hochfester niedrig legierter: B- 0 .09 0 1 Bereichs und sind Ie- .020 0 .015 0 .31 0.25
In der G sind Stähl« Tabelle E 0 .11 0 Si 1 Stahl .018 0 .011 0 .24 0.26
Stähle erfindungsgemäß definierten : F- O .10 0 .13 1 Chemische Zusammensetzung '" .015 0 .014 0 ,24 0.51
bis sind Beispiele Vergleichszwecken G 0 ► 10 0 .16 1 .014 0 .014 0 .30 0.27
der Tabelle I A E 0 .10 0 .16 1 0 .023 0 .013 O .27 0.05
erfindungsgemäße I 0< ,10 0 .21 1 Q .022 0 .007 0 .30 0.05
außerhalb des J 0. ,12 Q .22 1 0 .022 σ .016 0 .39 0.03
diglich K 0. 10 0 .20 0 .020 ο A-9-. 0 .28 0.27 ·
eher L O. 10 0 .17 1, 0 .021 0 .017 0 ,28 0.03
O. e1Q 0 .13 1, 0 .021 σ .015 0 .38 0,0.4
O. 12 0 .24 O. 0 .023 0 rO15 O .2? 0.26
.12 ■ .2:0 0 .016 .018 0 0.85
.23 0 BAD ORiGiNAL
.26 0
Mn Q
.05 0
.10
.06
.24
.29
.23
.24
.16
*27
,26
.30
►86
Tabelle I - Teil 2
A
B
C
-D
E
F
G
H
I
J
K
L
Cr
0.44
0,.46
0.44
0.46
0.54
0.57
0.53
0.44
0.57
0.53
0.4-8
0.53
Mo 0.4
0.42
0.4-2
0.39 0.38
ο·33
0*40 0.39
0.40 0.54
Nb 0.012
0.015 O.OI7 0.021 0.016 0.015
O.O33 0.012
tr. 0.016 O.OI5
Chemische
Ti
O.O3
O..O3 0.02 0.02 0.02 0.01 0.02 0.03 "0.02 0.06
B
0.002
0.002
0.001
O.OO3
o.ooa
0.002
0.002
0.002
o.ooa
o.ooa
o.ooa
0.004
Al
0.035
0.036 0.036 0.04-8 O.O42 O.O42 0.062 0.040 O.O5O
O.O39 0.028 0.028
N O.OO5I
0.0045
O.OO35 0.0041
0.0067 0.0065 0.0062 0.0112 0.0064 0.0069 0.0116 0.0065
Tabelle I - Teil 3 Mechanische Eigenschaften
Strecker'--".ze Zugfestigkeit ^"hnhark-^it vEo. v-Trs vTr ._ kg/m-·2 Wmm? % k£un/cn? °G 0C
A 77,1
75,8
C 81.2
D 83.3
E 78.7
F 78.7
G 79.0
H 70.7
T 65.1
J 77.7
K 69.3
!■ 77.1
80.6 80.2 83.4 85.1 83.2 83.I 83.1 75.8 72.6 82.9 75.2 8^.0 23.1
22.5
23.3
23.3
24.3
a3,6
23.9
23.9'
28.0
a4.5
20.7
23.5
18.7 - 94 - 100
24.3 - 58 - 95
17. Q - 52 - 97
16.7 - 60 - 102
15.9 - 75 - 120
19.2 - 74 - 111
14.9 - 42 - 75
10.7 _ η - 45
21.5 - 103 - 120
11.0 - 18 - 58
23.9 - 72 - 100
11.3 - 89 - 104
20'9825/0I 0 3
BAD OBtGiNAL:
1203070
In der folgenden Tabelle II sind die Werte für die Härte und Rissfestigkeit der in Tabelle I aufgeführten Stähle B, 0> D und I wiedergegeben j die angegebenen. Werte wurden aufgrund des Kegel-Härte-Versuchs sowie des Y-Spalt-Riss-Yersuchs erhalten«,
Tabelle XI-
Maximale
Härte
"beim Ke- ' gel-Härte-Versuch
Y-Spalt-Riss-VersucSi
28 c/sec
(Hv)
Vorerwärmen auf 750C Vorerwärmen auf 1OO C
Oberflä-
chen-
Riss-
verhält-
nis
Ri ssverhältnis
im Schnitt
■Riss verhältnis in Längsrichtung
Riss-
verhältnis a.
Rissverliältnis I.
d. Ober- Soluiitt Längsfläche
iiältni
ist
richtg
aiss-
370
360
365
405
O O O
i 5.
O O
20
O
O
O
O O O
O O O
Aus den. obigen Werten ergibt sich, dass die maximale härte bei dem Kegel-Härte-ν ersuch wesentlich geringer als der Maximalwert für den gleichartigen hochfesten Stahl ist, wie HvL 430 in Japanese WES Standard. Mieraus ergibt sich, dass die Härte der Schweisszone beträchtlich herabgesetzt wird» wenn man die Streckgrenze durch geeignete Kombination von Nb+Ti+B auf 70 kg/mm2 hält und gleichzeitig den Anteil der hauptsächlichen Legierungselemente, wie C, Mn, Ni, Cr, Mo und dergleichen im Vergleich zu üblichen hochfesten Stählen stark
verringert.
209 825/010-3
-Θ-
Hinsiehtlich der Neigung zur Rißbildung ergibt sich aus den der obigen Tabelle II angeführten Werten, daß das eventuelle Auftreten von Rissen hei den erfindungsgemäßen Stählen durch einfaches Vorerwärmen auf 75 QC vollkommen verhindert werden kann. Im Vergleich hierzu muß man einen üblichen hochfesten Stahl auf 1OQ 0G vorerwärmen» '
BAD

Claims (2)

——am -10- Pat e η t an sorüch e
1. Hochfeste, niedrig legierte Stähle rait einer Streckgrenze von über 70 kg/mm- und ausreichender Schveißbarkeit, enthaltend 0.05 bis 0.15 ^ 0,. 0.10 bis 0.70■% Si, O.$Q bis
2,00 % Mn + Ni (hiervon 0.50,bis 1.60 % Ym und 0.03 bis 0.80^Ni), 0.-P5 bis 0.80 4' Cu, .0.03 bis 1.00^ Cr, 0,01
bis O,10'$ gel. Al, 0.002 bis 0.007 % N, 0.005 bis 0.Q^ % Nb, 0.0005 bis 0.005 % B, 0.005 brs 0*O5 % Ti.
2. Hachfester niedrig legierte Stähle nach Anspruch 1, ent— lialtend 0.06 t)is^0.12 ^ C, 0.10 bis 0.50 $ Si, 1.00 bis
1.60 % Mii + Ni, 0.20 bis ΟΛΟ ψ Owx Ö.20 bis 0.60 ^ Or,
0.20 bis 0.^0 ^ Mo, 0.010 bis 0.05ο ϊέ gel. Al, 0*005 Ms
• 0.05 $ Sb* 0.01 bis 0.03 3*-$i» 0.001 bis 0.003 ^ B urid
bis zu 0.005 # Ii als Legierjangsbestandteal.
5* $0eljfester,, niedrig legierter Stahl nach Anspruch 1;t wel-■' char v©n der ÄC^-feinperatur auf 1050 0U abgeschreckt waä -damit bei einer Temperatur irater der AC^-Teniperatur
pez-t w
niedrig legierter Stahl nach /insipr^ch 2>
Jfia? AG^-fempÄrafetir aiif 105Ö 0G abgesekreekf
feei eiraer Tempera t^tr ueter der ACL.-Temp er at iar ge
wardie *
BAD ORiGfNAL
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