DE1905473A1

DE1905473A1 - Stahl hoher Zerreissfestigkeit fuer Schweisszwecke

Info

Publication number: DE1905473A1
Application number: DE19691905473
Authority: DE
Inventors: Toshikazu Shimoyama; Kazuhisa Suzuki
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 1968-01-31
Filing date: 1969-01-31
Publication date: 1971-06-16
Also published as: NL6901640A; CH507373A; DE1905473B2; CS196236B2; FR2001076A1; AT319303B; GB1253552A; BE727765A; SE349329B; CA927256A; PL79948B1

Description

MITSUBISHI JÜKOGYO KABUSIIIKI ICAISHA? 10 Marunouchi 2-ehome, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

Stahl liolier Zerreißfestigkeit für Schweiß zwecke

Die Erfindung betrifft einen Stahl hoher Zerreißfestigkeit für Schweißzwecke.

Wie in der Tabelle I geneigt, sind herkömmliche Stähle hoher Zerreißfestigkeit für Schweißzwecke durch Abschrecken und Tempern bei deren Wärmebehandlung erhalten worden,um so eine Verbesserung der Zerreißfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit zu erzielen, wodurch sichdie MikroStruktur als getemperter Martensit ausbildet.

Stähle hoher Zerreißfestigkeit, die in herkömmlicher Weise abgeschreckt und getempert worden sind, zeigen ein hohes Streckverhältnis (Verhältnis der Streckgrenze zu der Zerreißfestigkeit) und nach dem Strecken ergibt sich aufgrund des Aufbaues innerer Spannungen eine Schwächung gegenüber Belastungskonzentrationen.

Wenn weiterhin der Sicherheitsgrad auf der Grundlage des Stredkverhältnisses zu bewerten ist, ist es erforderlich, sicherzustellen, daß für die praktische Anwendung in Übereinstimmung mit der Erhöhung des Streckverhältnisses ein hohes Ausmaß an Sicherheit gegeben ist. g^Q ORIGINAL

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„ ₂ ^

Bei Erhöhen des Streckverhältnisses muß deshalb die mögliche Belastung an einem derartigen Stahl gering sein, so daß sich eine entsprechende Dicke der Platten der aus einem derartigen Stahl geschweißten Anordnungen ergibt. Weiterhin muß ein derartiger,vermittelsAbschrecken und Tempern behandelter Stahl hoher Zerreißfestigkeit bei hohen Temperaturen von z.B. über etwa 6OO C zwecks E_rhöhen der Kerbschlagzähigkeit desselben getempert werden.

Aufgrund dieser Neigung weist ein derartiger Stahl erhebliche Legierungskomponenten zwecks Erzielen der entsprechenden mechanischen Festigkeit auf.

Bei Erhöhen' der mechanischen Festigkeit des Stahls wird somit das Kohlensto ffäquivalent (im folgenden als Ceq und Ceq = (C + 1/2^ Si + 1/6 Mn + L/hO Ni + i/5 Cr -+ 1/4 Mo"+ i/l4 v) bezeichnet, ebenfalls erhöht.

Sobald die Härtungsneigungen der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone wesentlich werden, wird ebenfalls die Empfindlichkeit gegenüber der Ausbildung von Schweißrissen erhöht, so daß Vorerhitzungstemperaturen für einen derartigen Stahl in der in der Tabelle I gezeigten Höbe erforderlich sind, um die Bildung von Schweißrissen zu verhindern.

BAD ORIGINAL

10B32S/O66V -3-

Tabelle I

Stahl Wärmebehandlung

Si

Mn

Ni

Mo

Cu Ceq

HT HT HT HT100

QT

1)

0,15 0,47 1,28 0,020, 0,010 0,06 0,25 0,06 0,44

0,13 0,37 0,90 0,010 0,016 0,86 0,36 0,33 0,47

QT¹' 0,13 0,34 0,82 0,015 0,008 1,01-0,51 0,40 0,25 0,51 1)

QT

1) ,1)

QT

0,16 0,27 0,78 0,015 0,010 1,22 0,62 0,56 0,05 0,25 0, 60

1V Wasserabgeschreckt und getempert

2) Ceq a C + 1/24 Si + i/o Mn + 1/4O Ni + 1/5 Cr + i/4 Mo + i/i4 V

Stahl Streck- Zerreiß- Dehnung

(kg/mm )

grenz#₂ festig-(kg/mffl ) keit

verringerte Fläche

absorbierte Energie vE (kg-m)0°C

Vororhitzungetemperatur zum Verhindern von Wurzelrissen °C

HT 60 56,3 65,4 18,2 68,2 14,4

HT 70 68,0 76,2 26,5 68,1 -20°C11,9

HT80 76,9 82,8 23,5 66,5 -20⁰C 7,7

HT 100 96,7 101,3 20,5 65,6 -25⁰C 8,4

100 150

ISO 250

....■■■■ - h - - ■. ■-■ ;.v ■:...

Im Hinblick auf die geschilderten Nachteile herkömmlicher StHhIe liegt nun der Erfindung die A_ufgabe zugrunde, einen Stahl hoher Zerreißfestigkeit-mit bainitischer Struktur zu ' schaffen, der hohe Kerbschlagzähigkeit und gute Schweißeigenschaften aufweist.

Ein erfindungsgemäßer Stahl enthält die folgenden Bestand— teile in denfolgenden Mengenbereichen: C 4 0,05 - 0,15%, Si » 0,05 - 0,6%, Mn = 0,1 - 1,4%, Ni = 0,5 - 4,5%:, Cr = 0,1-1,4%, und Mo = 0, 1 - 0,8$ undweiterhin eine oder zwei Arten der Elemente Al = 0,0.1 - 0,09% und Ti = 0,001 - 0, 155»* wobei sich der Wert von Mn + Ni + Cr + Mo auf 1,6 - 4,2% beläuft und der restliche Anteil des Stahls Eisen und einige nicht vermeidbare Verunreinigungen darstellt.

Ein Stahl der oben angegebenen Zusammensetzung wird über A„ als einen Umwandlungspunkt in dem Fall erhitzt, wo sich Mn + Hi + Cr + Mo auf 1,6»* 3» 2% belaufen, wird sodann von 800 herunter auf 500 C in 2,1 - 54 Sekunden und sodann kontinuierlich von 500 herunter auf 200 C in mehr als 15 Sekunden abgekühlt und in dem Fall, wo sich Mn + Ni + Cr +Mo auf 3,2 - 3,8% belaufen, erfolgt ein Abkühlen von 800 herunter auf 500 C in 2,3 - 70 Sekunden und sodann kontinuierlich von 500 herunter auf 200°C in mehr als 20 Sekunden und in dem Fall, wo sich Mn +Ni + Cr + Mo auf 3,8-4,2% beläuft, erfolgt ein Abkühlen von 800 herunter auf 500°C in 2,4-80 Sekunden und sodann kontinuierlich von 500 herunter auf 200°C in mehr als 24 Sekunden, wobei ein Stahl hoher Zerreißfestigkeit und bainitischer Struktur für Scliweißzwecke erhalten wird.

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Die chemische Zusammensetzung und die Wärmebehandlung des erfindungsgemäßen Stahls werden im folgenden unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen erläutert;

Fig. 1 ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis -zwischen der Menge anNi und Kerbschlagzähigkeit (V-notched Charpy impact absorbed energy) deserfindungsgemäßeriStahls wiedergibt.

Fig. 2 ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Menge an Mn + Ni + Cr + Mo, der Streckgrenze und der Zerreißfestigkeit des erfindungsgeinäßen Stahls wiedergibt.

Fig. 3 ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Menge an V, der Streckgrenze und der Zerreißfestigkeit des erfinduiigsgeiiiäßen Stahls wiedergibt«

Fig. h ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Menge an V und der Kerbschlagzähigkeit des Stahls

wiedergibt,

Fig. 5 ist ein kontinuierliches Abkühl-Umwandluiigsdiagraium, wie es bei der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung auftritt.

Fig. 6 ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Menge an Mn + Ni + Cr + Mo und der Abkühlzeit des erf Indians geniä en Statils wiedergdbt« ' Flg. 7 ist eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen deraKohlenstoffäquivalent und den mechanischen Eigenschaften des erfindungsgeniäßen Stahls wiedergibt. Fig. 8 und 9 sind photographische Ansichten und zeigen die Mikrostruktur des erfindungegemMflen Stahls. _ g

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Die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemHßen Stahls belauft sich auf die folgenden Beetandteile und Mengenbereiche j C * 0,05 - 0,15^, Si * 0,05 - 0,6$, Mn = 0,1 - ~ i\h& Nl: = 0,5 - ^,5$, Cr = 0,1 - -1,456 und Mo = 0,1 - 0,85b und ebenfalls 1 oder zwei der Elemente Al = 0,01 - 0,09$ und Ti-e 0,001 - 0,15$_f gegebenenfalls unter Zusatz 1 oder 2 der Elemerite V weniger als 0,12$, Nb weniger als 0,04jo und B weniger als 0,005$. :

Wenn der Gehalt an C mehr als 0,15$ erreicht, kann die durch die Schweißwärme beeinflußte Zone eine erhebliche Härtung erfahren, wobei eine Neigung zur Eisbildung auftritt und es wird die martensitische Struktur bedingt durch die ifäraiebe— handlung ausgebildet, und aus diesem Grunde wird der oben angegebene Gehalt an C aufwenigerals 0,15$ und mehrals 0,05$ festgelegt, um so hohe Zerreißfestigkeit sicherzustellen. ,"■-.-

Venn sich der G halt an Si auf mehr als 0,6$ beläuft, er-

fährt die Verschweißbarkeit des Stahls eine Verschlechterung

■ -" " ■ -..■.- ■■■" ■ -*' ■■' ^r">J}, und gleichzeitig, da mehr als 0,05$ desselben allgemein bei

dem Herstellen von Stahl vorliegen, belauftsichder annehmbare

Gehalt auf 0,05 .- 0,6$.

So wie C ist auch Mn ein wirksames Legierungseiement zum Verbessern der Zerreißfestigkeit des Stahls, wenn jedoch der Gehalt desselben erhöht wird, erfährt die Verschweißbärkeit des Stahls eineVerschlechterung, wie dies der Fall bezüglich des C-Gehaltes ist.

Somit; wird der G_ehält an Mn auf mehr als O, 1$ im Hinblick auf die Zerreißfestiglceit und gleichzeitig auf weniger als 1_th% im Hinblick auf die VerSchweißbarkeit festgelegt, und dies ist ebenfalls erforderlich im Hinblick auf das Verhindern der Ausbildung der martensitisehen Struktur bedingt durch die Wärmebehandlung.

Bezüglich Ni ist bekannt, daß es sich um ein wirksames Legierungselement zum Verbessern der Kerbschlagzähigkext handelt, und es gibt einenbestimmtenBereich bezüglich der wirksamen Mengen desselben.

Die Fig. 1 zeigt die Einwirkung des Ni-Gehaltes auf die Kerbschi ag zäliiglce it nach der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung.

In der Zeichnung gibt die Abszisse Ni^ und die Ordinate die absorbierte Energie (VEO (kg-m) durch 2 mm V-notched Charpy impact test) wieder. Wie anhand dieses Verhältnisses ersichtlich, erweist sich der Zusatz von Ni in einer Menge von mehr als 0,5^ als dahingehend wirksam, daßdie Kerbschlag zühigkeit verbessert wird, jedoch sind mehr als h,3'fo des-

in dieser Hinsicht unwirksam, so daß der Gehalt an Ni 0,5 - h,5i> festgelegt wird.

Der G_ehalt an Cr muß sich auf mehl" als 0,1^ belauf en, damit diebainitische Struktur ausgebildet wird und sich eine Erhöhung der Zerreißfestiglceit ergibt, jedoch würden mehr als 1,Ί^ desselben z,u einer Verschlechterung der Verschweißbarkeit des Stahls führen, und gleichzeitig ist nicht zu erwarten, daß durch die erf iiidmigsgemaße Wärmebehandlung hierbei eine Verbesserung der Zerreißfestigkeit ex^zielt wird, so daß

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■ - 8 -. . . ν '. ■■■■." -:

der oben angegebene Gehalt an Cr auf 0,1 - 1,4$ festgelegt ist.. ■..-.' ■ . ;: - . '■ .■;-. '-. ._:: -

In gleicher Weise muß sich der Gehalt an Mo ebenfalls auf mehr als 0,1$ belaufen, damit die bainitische Struktur ausgebildet wird und sich eine Erhöhung der Zerreißfestigkeit ergibt, jedoch würdenmehr als 0,8$ desselben zu einem Erhärten einer durch Schweißwärme beeinflußten Zone und Verschlechtern der Verschweißbarkeit führen,und gleichzeitig ergibt sich in dem Falle des Cr eine Erhöhung der Zerreißfestigkeit, die nicht aufgrund der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung zu erwarten ist, so daß der oben angegebene Gehalt an Mo auf 0, 1 - 0gi8$ festgelegt ist.

Unter Bezugnahme auf die Fig. 2, die die Einwirkung der chemischen Zusammensetzung auf die mechanische Festigkeit eines typischen erfindungsgemäßen Stahls zeigt, gibt die Abszisse den Prozentsatz an Mn + Ni + Cr + Mo als ein Parameter der chemischen Zusammensetzung und dieOrdinate die Streckgrenze und die Zerreißfestigkeit wieder.

Vie anhand dieses Verhältnisses ersichtlich, ergibt sich, daß der W_ert von Mn + Ni + Cr + Mo sich auf mehr als 1,656,

mehr als3l2$ mehr als 3,8$ und mehr als 4,2$ belaufenmuß,

2 umeine Zerreißfestigkeit von mehr als 70 kg/nun bzw.. 80 kg/

2 2 2

mm ,mehr als 90 kg/mm bzw, mehr als 100 kg/mm zu erzielen»

Der Gehalt an Al muß sich auf 0,01 - 0,09$ ""zwecks. Desoxidation und Ausbilden feinkristallincr Teilchen* in dem Stahl belaufen, jedoch würden mehr als 0,09$ zu einer Verringerung der KerbschlagFähigkeit der im Gegensatz zu der er-

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fiiidungö gemäß en Aufgabenstellung und weniger als O₁OJ zu überhaupt keiner Wirkung führen.

Es ist ebenfalls möglich, die Desoxydation und das A sbildeti . feinkristaiiiner Teilchön durch Anwenden von Ti mit praktisch der gleichen Wirkung wie bei dem Anwenden von Al zu erzielen. In diesem Falle kann der Gehalt an ti sich vorzugsweise auf einen Bereich von 0,QDl bis O,i5?a belaufen» Es ist ebenfalls möglich, kombiniert beide Elemente Al und Ti anzuwenden»

Wenn auch das Element V" für das Erhöhen der Zerreißfestigkeit wichtig ist, kann ein zu großer Gehalt desselben zu einer Verringerung der Kerbschlagzähigkeit führen.

In der Fig. 3 gibt die Abszisse VJo und die Ordinate die Streckgrenze und Zerreißfestigkeit wieder, wobei die Streckgrenze und Zerreißfestigkeit sich bei erhöhtem Zusatz von V erhöhen« Die Fig. h zeigt ein Verhältnis zwischen dem Gehalt an V und der Kerbschlagzähigkeit, wobei die Abszisse V$ und die Ordinate die absorbierte Energie (VEo (kg-m) durch 2nun (V-notched Charpy impact test) wiedergibt. Anhand dieses VErhältnisses belauft sich ein Gehalt an V, der zu keiner Verringerung der Kerbschlagzähigkeit führt| auf weniger als Oj 12$ und daher wird der Geha.lt desselben auf 0,12$ als ausreichend für den oben angegebenen Zweck festgelegt»

Ln gleicher Heise sind dia ElementeNb und B ebenfalls fUr das !,rhöhen dnv Zerreißfestigkeit wirksam, -jedoch würde olii zu hoher üghatt dorsfilbaü zu aitier■" Verringerung --eier Kerbschlagzäh tj,;ko i fc i'fihröii, so daß lor U-öhaj. fc au Λ au Γ

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weniger als 0,4$ und derjenige von B auf wenier als O_fOÖ5ii als die entspredhenden Grenzwerte festgelegt sind, um so · eine wesentliche Verringerung der Kerbachlagzähigkeit zu verhindern*

Weiterhin trifft es zu, daß einige deräiid ei^bii "nicht ver-'³*' '■

Verunreinigungen in der chemischen Zusammensetfung des Stahls vorliegen» ^- -¹ --'*'. · · r^

Iifl folgenden werden die erfindungsgemäßen Erhitzungsbedin— gungen im einzelnen erläutert.

Die Fig. 5 ist eine graphische Darstellung des kontinuierlichen Abkühl-Umwandiungsdiagrainms (CCX) ausgehend von 900 C, wobei der Stahl die folgende Zusammensetzung aufweist: C = 0,11^, Si = 0,20^, Mn = 0,28'^, Ni = 2,51'^, Cr = 1,12^, Mo = 0,28$ und Al = 0,025$. Bei dieser in der Fig.5 wiedergegebenen graphischen Darstellung gibt die Abszisse die Abkülilzeit (Sekunden) logarl thinis clie Unterteilungen) aus-

gehend von 800 C und die Ordinate die Temperatur (β ,gleiche Unterteilung) bezüglich der ümwandlungsbereiche des Stahls wieder, und zwar zeigt A den Bereich Aüstenitisch, F den Bereich des anfänglichen Ferrites, B den Bereich der bairiitischen Struktur und M den Bereich der martensitisehen Struktur und die Linien a-b-c zeigt einen Ausgangspunkt der Umwandlung der matensitischen Struktur (lls-Punkt),die Linie d-e einen praktischen Endpunkt der Umwandlung der martensi tischen Struktur (MP Punkt) und die Llis.it;- o^-f praktifcStjh einen .-Endpunkt der Umwandlung der baini tischen Struktur (Bf Punkt). _ _aij_

. -^^^^09^25/0664 . BAD ORIGINAL ^:

Di G Abkühlkurve 1 zeigt eine kritische Abkühlkurve für die .Bildung des anfänglichen Ferrites, die Abkühlkurve 2 zeigt eine kritische Abkülilkurve für die Umwandlung in Bainit und die Abkühlkurve 3 eine kritische Abkühlkurve für die Umwandlung in Martensit.

Anhand des CCT-Diagramms ergibt sich, daß der ursprüngliche Ferrit bei einem laagsamereren Abkühlen als der Abkülilkurve 1 entsprechend,ausgebildet wird, und die Zerreißfestigkeit und die Iverbschlagzähigkeit erfahren eine Verringerung j wobei die gesamte Struktur in Martensit bei einem schnelleren Abkühlen als der Abkühlkurve 3 entsprechend, umgewandelt wird, und es wird eine hohe Zerreißfestigkeit erzielt, jedoch erfährt die Iverbschlagzähigkeit eine ausgeprägte Verschlechterung und es wird eine gemischte Struktur aus Bainit und Martens it bei dem Abkühlen zwisehen den Abkühlkurven 2 und 3 ausgebildet, wobei jedoch aufgrund des im Gemisch darinvorlipgendon Marteiisites keine Verbesserung der lYerbschlagzähig-Veit zu erwarten ist.

Um eine zufriedenstellende Zerreißfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit sichei'zustellen, ist die Bildung der bainitischen Struktur wesentlich, und sodann wird für diesen Zweck der StaM innerhalb des Bereiches der Abkühlkurven 1 und 3 im Hinblick auf die Abkühlung herunter auf 500 C angenähert bis auf die Temperatur des Ms Punktes abgekühlt. Die Abkühl-i-eit von 800 herunter auf 500°C muß sich auf S„-

Sekund'en bis 3.-3?kunden belaufen. Es ist bekannt, daß die

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BAD ORIGINAL

Abkühlbedingungen von 500 C herunter von der größten Wichtig» keit für die inartensitische Umwandlung sind. So stellt man fest, daß sich ausgehend von der kritischen Abkühlkurve 2, wo die gesamte Struktur bainitisch wird, die Abkühlzeit von 500 herunter auf 200°C auf S_-Sekunden belaufen sollte, und somit wird bei dem Abkühlen mit mehr als S„~Sekunden von 500 herunter auf 200 C keine martensitische Struktur gebildet werden.

Im.Hinblick auf die oben angegebenen Bedingungen sollte sich die Abkühlzeit von 800 herunter auf 500°C auf S--, bis

S₁-Sekunden und sodann die Abkühlzeit von 5OO herunter auf 200 C auf mehr als S₂«»Sekunden belaufen, damit durch Umwand-*.' _lung die gesamte Struktur bainitisch werden kann,

Diese Zalilenwerte bezüglich der kritischen Abkühlzeit stehen in Beziehung zu der chemischen Zusammensetzung des Stahls, und in dieser Hinsicht zeigt die Tabelle II S₁,-S„ und Sx und die chemischen Zusammensetzungen verschiedener erfindungsgemäßer Stahlarten, wie sie aufgrund eines kontinuierliehen Abkühl-Umwandlungsdiagramms (cCT) erhalten werden. Die Fig. 6 zeigt das Verhältnis zwischen chemischen Zusammensetzungen und S., S„ und S_, wobei die Abszisse dem Prozentsatz an Mn + Ni + Cr + Mo als ein Parameter "der chemischen Zusammensetzung und die Ordinate S₁, S₀ und S_

in Sekunden (logarithmische U terteilungen) für deren Verhältnis wiedergibt.

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~ 13 .-

Anhand des Verhältnisses zwischen dem Prozentsatz an Mp.. + Ni + Ci* + Ma and; der Zerreißfestigkeit nach der Fig,2 erhält man die Abkühlbedingungen, wie sie für das. Ausbilden der bainitischen Struktur erforderlich sind, und zwarunter Bezugnahme auf den Bereich des Prczetnsatzes an Mn + Ni + Cf + Mo-,

In dem Fall, wo sich Mn + iii. + Cr + Mo auf 1,6 - 3>2$ beläuft wird sich die Abktthlzeit von 800 herunter auf 5QQ°G auf 2,1 bis 5h Sekwn^⁶¹¹- ^unci ^⁶ Abkühlzeit kontinuierlich von 50Of herunter auf 200⁰G auf mehr als 15 Sekunden belaufen,

In dem Fa¹^» ^° »ich Mn + Jii + Cr * Mo auf 3*2 - 3,8$ belauft, wird sich die Abkühlzeit von SOQ herunter auf 50Q⁰C auf 2,3 - 70 Sekunden αηά die Abkiöilzeit kontinuierlich auf 500 herunter auf 20Q°C auf mehr als 20 Sekunden belaufen.

In diesem Fall, wo sich Mn + Ni + Cr * Mo auf 3,8 - k_r beläuft, wird sich die Abkühlzeit von 800 herunter smt 500°C auf 2*k bis SO Sekunden und; die Abkühlzeit kontinuierlich von 500 herunter auf 20Q⁰G auf mehr als 2% Sekunden belaufen·

In dieser Weise ist es möglich,, diie feine Bainitstruktbr des Stahls durch die erfindungsgemäße Wärmebehandlung ζ» erzielen, wodurch ausreichende Zerreißfestiglfceit und: Kerbschlagzähigkeit sichergestellt werden.

Wenn eine höhere Kerbschlagzähigkeit erforderlich iat, wird dieselbe durch Tempern des Stahls bei Temperaturen unter A₁,

a}.« ein Umwandlungspunfct erreicht* Somit kann ein derartiger Temperungsvorgang gegebenenfalls zur Anwendung kommen,

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Im folgenden werden eine Reihe erfindungsgemäßer Ausführuiigsforinen erläutert.

Unter B_ezugnahme auf die Tabelle III "sind dort die chemischen Zusammensetzungen,-Erhitzungsbedingungen und mechanischen Eigenschaften verschiedener erfindungs gemäß er Stahlarten wiedergegeben.

Die Ausführungen nach dieser Tabelle III erfahren eine Behandlung unter den Bedingungen der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung, jedoch erfolgt kein Tempern, um so deutlich die hohe Zerreißfestigkeit und hohe Kerbschlagzähigkeit aufzuzeigen, die hierdurch erhalten werden kann,

Im Gegensatz hierzu zeigt die Tabelle IVeine Reihe Ausführungsformen, bei denen'ein Abkühlen unter den erfindungsgemäßen Abkühlungsbedingungen und sodann Tempern erfolgt.

Wie anhand dieser Ausführungsformen ersichtlich, kann die ICerbschlagzähigkeit durch Tempern verbessert werden und es ist weiterhin möglich, die Kerbschlagzähigkeit ohne Verringern der Zerreißfestigkeit in Abhängigkeit von den Temperaturen des Tempervorganges zu verbessern. Die Fig. ü7 zeigt ein Verhältnis zwischen Kohlenstoffäquivalent (Ceq) und Streckgrenze, Zerreißfestigkeit und Stredkverhältnis , wobei die Abszisse Ceq und die Ordinate die Streckgrenze, Zerreißfestigkeit und Stredkverhältnis wiedergibt, um so deren Verhältnis aufzuzeigen und gleichzeitig einen Vergleich mit 1eni Stahl hoher Zerreißfestigkeit zu geben, der in herkömmlicher Weise abgeschreckt und getempert worden ist,

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Die Kurve ι der Zeichnung zeigt die Streckgrenze des erfin- . dungsgemäßen Stahls, die Kurve 2 zeigt die Zerreißfestigkeit desselben und die Kurve 3 zeigt das StreckVerhältnis desselben, während die Kurve 1^f- die Streckgrenze herkömmliehen Stahls, die Kurve 2Λ die Zerreißfestigkeit desselben und die Kurve 3* das Streckverhältnis desselben wiedergibt.

¥ie anhand dieser Verhältnisse ersichtlich, sind selbst auf der Grundlage gleichen Ceq. die Streckgrenze undplie Zerreißfestigkeit des erfindüngsgemäßen Stahls besser und das Streckverhältnis kleiner als dies bei herkömmlichem Stahl der Fall ist« -

Man sieht somit, daß Ceq für den erfindungsgemäßen Stahl kleiner als bei herkömmlichen Stahl bei einem gleichen Ausmaß an Zerreißfestigkeit sein kann«

Mit anderen Worten, für das gleiche Ausmaß an Zerreißfestigkeit, wird bei einem erfindüngsgemäßen Stahl durch die Schweißwärme beeinflußte Zone weniger gehärtet und ist bezüglich der Bildung von Schweißrissen weniger empfindlich als dies der Fall bei herkömmlichem Stahl ist, wodurch bessere Verschweißbarkeit aufgezeigt wird» Weiterhin ist das Streckverhältnis des erfindungsgemäßen Stahls kleiner als bei herkömmlichem Stahl, so daß sich ein Sicherheitsfaktor bezüglich Belastungskonzentrationen im Vergleich mit herkömmlichem Stabil und ein kleinerer Sicherheitsfaktor und höhere zusätzliche Belastung für Konstruktionszwecke ergeben»

Als Beispiele für die Mikrostruktur des Stahls sind die Nr. 8 und 18 nach der Tabelle III durch die Fig. 8 und 9

' T09825/0664 " ¹ "

(Vergröerßung 500 χ) wiedergegeben. ¥ie anhand dieser Mikrostrukturen ersichtlich, -weist ein erfindungsgemäßer Stahl eine feine bainitische Strkutur auf. Tabelle V zeigt die größte Härte der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone des Stahls Nr. 18 mit einer Zerreißfestigkeit in der

■ 2

Größenordnung von 100 kg/mm und den Prozentsatz an 'Wurzelrissen bei einem Schweißrifltest (Υ-groove restrained weld test) .

Wie anhand dieser Ergebnisse ersichtlich, sind die Ilärtungseigenschaften einer derartigen durch die Schweißwärme beeinflußten Zone recht gering für eine hohe Zerreißfestigkeit in

2
der Größenordnung von 100 kg/mm und erweist es sich als mög- '

lieh, einwandfrei die Bildung von Schweißrissen aufgrund eines Vorerhitzans auf 75 ° ^{be± Anwenden} des üblichen Lichtbogenschweißverfahrens zu vermeiden.

Im Vergleich mit herkömmlichen Stählen, die eine Zerreißfestig-

keit in der Größenordnung von 100 kg/mm aufweisen, siehe die Tabelle I ergibt sich somit, daß der erfindungsgemäße Stahl eine ausgeprägt bessere Verschweißbarkeit aufweist. Indem die bisherige Auffassung überwunden wird, wonach es als schwierig gilt, einen Stahl hoher Zerreißfestigkeit mit einem breiten Bereich an Zerreißfestigkeit zu erzielen, aufgrund angeblich niedriger Kerbschlagzähigkeit derbainiti sehen Struktur gelingt es erfindungsgemäß, einen neuartigen Stahl hoher Zerreißfestigkeit mit bainitischer Struktur zu schaffen, der hohe Kerbschlagzähigk*eit und geringe Empfindlichkeit bezüglich der Bildung von Schweißrissen aufweist«

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Weiterhin kann der erfindungsgemäße Stahl hoher Zerreißfestigkeit natürlich auch zum Herstellen von Stahlplatten

¹ j ■ -

und Produkten aus geschmiedetem Stahl, Gußstahl, geformtem Stahl, Stahlrohren, Stangenstahl und Drahtmaterialien angewandt werden.

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25/0 66

■- 20 -

Tabelle III (Fortsetzung)

	Kenn	T ¹'	V	^{) S}B³⁾	Abkühlzeit	von	Streck-	Zerreiß-	3) ί	Deh-⁴)	verrin	mm	VEo
	zeich nung	⁰C (	A sec.	) (sec.)	grenze₂ (kg/mm	festig- ) keit	500⁰C 4)	nung	gerte Fläche	(kg-mj.
						(kg/mnr)
	1	900	16	328	61,2	73,4	32,3	68,0	11,8
	2	900	12	460	63,3	73.2	31,5		21,6
	3	900	15	362	58,3	77,9	31,5	-	15,2
	k	900	21	152	62,7	76,1	18,0	65,2	9,3
	5	900	25	257	59,9	71,0	19,5	67,5	9,6
O	6	900	18	128	68,3	78,.6	18,0	65,2	9,6
co	7	900	35	92	, 67,3	78,2	15,5	69,7	15,0
co	8	900	42	. 181	63,9	77,3	17,5	70,8	14,7
ro	9	900	48	257	61,9	74,4	17,0	73,9	17,4
cn	10	900	28	282	67,0	79,4	15,5	69,7	14,1
	11	9000	32	880	81,7	93,4	14,0	63,9	12,1
O *rrt*	12	900	26	780	80,8	92,9	14,0	69,7	14,7
\j j CO	13	900	32	910	81,1	94,5	15,0	66,4	13,6
		900	49	460	65,6	72,9	15,0	- 68,6	12,4
	15	900	45	481	69,6	79,0	17,0	68,6	13,6
	16	900	36	252	96,1	108,9	14,0	66,4	16,4
	17	900 .	42	322	85,4 .	104,3	29,3	_ ,	6,6
	18	900	35	98Q	. $6,8	102,3	19,5	67^3	13y6
	1) T: Austenierüngstemperatür		3s Abkühlzeit von	500 auf
I ro	2) S :	800 herunter auf	GLs 50

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' (/rain } ' # ' beeinflußten tels des mit y-Ausneh- zum V_erliin

mung arbeitendei^. derjn iSjcibweiÄriäßtests

CP ςη

i ßrt, $ 75oC

Claims

Patentansprüche

1. Stahl hoher Zerreißfestigkeit für Schweißzwecke, dadurch g e"Ic η η η ζ e i c h η e t , daß derselbe die folgenden Bestandteile in den angegebenen Mengenbereichen enthält: C = 0,05 - 0,15$, Si =. 0,05 - 0,6$, Mn = 0, 1 - 1,4$, Ni = 0,5 - *l,5$, Cr = 0, 1 ■'- 1,'+$ und Mo = 0,1- 0,8$ und eines oder zwei der Metalle Al = 0,01 - 0,09$ und Ti = 0,001 0,I5$f wobei sich der Wert von Mn + Ni +Cr + Mo auf 1,6-h,2$ beläuft und der Rest des Stahls aus Fe und einigen unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und nach dem Erhitzen über A_ als ein Umwandlungspunkt derselbe von 800 herunter

O ■

auf 500 C in 2,1- 5^ Sekunden und sodann kontinuierlich von 500 herunter auf 200° C in mehr als 15 Sekunden in dem Fall abgekühlt wird, wo sich Mn + Ni + Cr + Mo auf 1,6 - 3,2$ belaufen, oder von 800 herunter auf 500°C in 2,3 - 70 Sekunden und sodann kontinuierlich von 500 herunter auf 200 C in mehr als 20 Sekunden abgekühlt wird in dem Fall, wo sich Mn" + Ni + Cr + Mo auf 3,2 - 3,8$ belaufen oder von 800 herunter auf 500⁰C in 2,k - 80 Sekunden und sodann kontinuierlich von 5°° herunter auf 200°C inmehr als 2k Sekunden in dem Fall abgekühlt wird, wo sich Mn + Ni + Cr;+ Mo auf 3,8 k,2$ belaufen, wodurch die feine bainitische Strkutur ausgebildet wird. _.""■■ ·

■ ·■ — 2" — ■ ""

10 9 8 25/0664

- BAD

2. Stahl holier Zerreißfestigkeit nach AnSiPFueL. i, dadurch

g e k e η η ζ e i c line it., daß derselLe ein oder jnelirjere der Elemente V weniger als 0, 12^, Wto ^welliger als 0,0%$ iapd iB weniger als 0,O005fo entliiält.

3, Staiil iiclier Zerreißfestigkeit naeli Anspruch 1, daduricla g e k e η η ζ e ic Ii η e t , daß dersäelfee» getempert wirä,

■j Stahl hoher Zerreißfestigkeit nach Ansprucih 2^ gekennzeiiChne t , daß derselbe ^otempet't

109 8 25/0 6-64

is .

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