DE2116357A1 - Hochfester Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

Description

No. 6-3, 2-chome, Ohtemachi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

"Hochfester Stahl -und Verfahren zu seiner Herstellung"

Die Erfindung bezieht sich auf einen automatisch schweißbaren Stahl mit hoher Zugfestigkeit und Wärmeaufnahme sowie auf ein Verfahren zu dessen Herstellung_β

Das automatische Schweißen mit großer Wärmeaufnahme bzw. -zufuhr hat sich im Hinblick auf seine Wirtschaftlichkeit in zunehmendem Maße eingebürgert. Bei einer 50 000 J/cm übersteigenden Wärmezufuhr wird jedoch die Zähigkeit in der wärmebeeinflußten Zone, insbesondere durch Grobkörnigkeit in starkem Maße beeinträchtigt, woraus sich Schwierigkeiten bei der Verwendung der Schweißkonstruktionen ergeben. Aus diesem Grunde wurde bislang versucht, die Verminderung der Zähigkeit durch eine Begrenzung der Wärmezufuhr zu vermeiden.

Aufgrund der bisherigen Kenntnisse ergibt sich, daß die Zähigkeit einer Schweißverbindung verhältnismäßig gut ist, wenn ihr Gefüge aus einem Martensit mit niedrigem Kohlenstoffgehalt oder einem niedrigeren Bainit besteht und daß mit zunehmender Wärmeaufnahme der Martensit zurückgeht und eine Versprödung eintritt. Aus diesem Grunde muß die Wärmezufuhr beim Schweißen auf einen bestimmten Wert begrenzt werden. Um eine Versprödung auch bei großer Wärmezufuhr zu vermeiden, wurde bereits vorgeschlagen, die Analyse des

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ORIGINAL INSPECTED

Stahls so einzustellen, daß die Schweißnaht eine hohe Härtbarkeit besitzt -und ihr Gefüge soweit wie möglich martensitisch wird.

Die bisherigen Maßnahmen besitzen jedoch verschiedene Nachteile. So führt die Begrenzung der Wärmeaufnahme zu einer Begrenzung der Schweißgeschwindigkeit und die Forderung nach einer ein martensitisches Gefüge im Bereich der Schweißnaht garantierenden Stahlzusammensetzung zu einer Reihe von Legierungszusätzen und damit naturgemäß zu einem starken Ansteigen des Kohlenstoffäquivalents . ■ : beim Schmelzen . .

Cäq = C + 2^-Si + -g-Mn + £ J ^ ^

wodurch die Gefahr von Schweißrissen und einer merklichen Beeinträchtigung der Duktilität bedingt ist»

Die der Erfindung zugrundeliegende Aufgabe besteht darin, einen hochfesten Stahl zu schaffen, der seine Zähigkeit in der beim Schweißen wärmebeeinflußten Zone, insbesondere in der Schweißnaht selbst nicht verliert, selbst wenn beim automatischen Schweißen die Wärmezufuhr 50 000 J/cm übersteigt» Das heißt, der erfindungsgemäße Stahl soll weniger empfindlich gegen Schweißrisse sein und bei großer Schweißwärme einer oder mehrerer Schweißlagen von über 50 000 J/cm im Vergleich zu herkömmlichen schweißbaren Stählen eine ausgezeichnete Zähigkeit der Schweißverbindung besitzen,, Dabei soll die untere Grenze der Schweißwärme unter Berücksichtigung einer guten Zähigkeit 50 000 J/cm betragen, während die obere Grenze bis zum Elektro-Schlacke-Schweißen reicht und überraschenderweise eine Reihe besonderer Vorteile ergibt.

Weiterhin ist die Erfindung auf einen Stahl mit einem niedrigen, infolge geringerer Legierungszusätze niedrigen Kohlenstoffäquivalent sowie auf gute Schweißeigenschaften auch

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"beim Schweißen von Hand, insbesondere auf eine gute Zähigkeit in der Schweißzone und geringe Rißempfindlichkeit bei gleichzeitig hoher Zähigkeit der Schweißverbindung im Falle eines Schweißens mit großer Schweißwärme gerichtet« Schließlich soll der erfindungsgemäße Stahl eine Festigkeit von 50 bis 80 kp/cm sowie eine gute Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen von -20 bis 110⁰C nach einem Glühen, Normalisieren und Abschrecken sowie Anlassen besitzen.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand der in der Zeichnung wiedergegebenen Darstellungen und Diagramme des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigen

Fig. 1 in schematischer Darstellung die Vorbereitung einer 2 mm-V-Kerbschlagprobe aus der Schweißverbindung;

Fig. 2 eine graphische Darstellung der Temperaturverteilung über die Zeit bei einer einzigen Schweißlage und einer Wärmezufuhr von 50 000, 60 000 und 100 000 J/cm;

Fiff. ^ das Gefüge einer nach dem UP—Verfahren mit einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm hergestellten Schweißnaht;

Fig. 4 eine elektronenmikroskopische Aufnahme von Titanverbindungen des erfindungsgemäßen Stahls, eines herkömmlichen und eines Vergleichsstahls aus der Rückstandsanalyse;

Fig. 5 eine graphische Darstellung der Energieaufnahme bei 30 C einer 2 mm-V—Kerbschlagprobe einer Schweißzone aus dem Simulatorversuch;

Fig. 6 eine graphische Darstellung der aufgenommenen Energie einer Probe aus der Schweißnaht einer Simulatorprobe in Abhängigkeit vom Titangehalt der TiN-Phase mit einer Korngröße unter 0,05 Jx und

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Fig* 7 den Zusammenhang zwischen Titan-* und Stickstoffgehalt bei dem erfindungsgemäßen Stahl,

Erfindungsgemäß ist es erforderlich, den Stahlblock oder Strang nach dem Gießen mit einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit von über 5°C/min von der Schmelzoder Gießtemperatur bis unter 1100⁰C abzukühlen, um feinkörnigere Titanverbindungen im Stahl zu erreichen als beim Abkühlen von der Gießtemperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit unter 5°C/min. Hierbei handelt es sich um ein wesentliches Merkmal der Erfindung, deren Vorteile in starkem Maße durch die Erstarrungs- und die Abkühlungsgeschwindigkeit des Stahlblocks oder Strangs nach dem Erstarren beeinflußt wird; denn wenn die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit von der Gießtemperatur bis zum Erstarren des Blockkerns und danach bis auf 1100⁰C 5°C/min übersteigt, dann erreicht die Zähigkeit in der Schweißzone bei großer Schweißwärme ausgezeichnete Werte«

Mithin kommt der Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Gießen bis zu einer Temperatur von etwa 1000⁰C eine besondere Bedeutung zu, wobei allerdings auch der Zusammenhang mit der Stahlzusammensetzung berücksichtigt werden muß. Es wurde nämlich überraschenderweise festgestellt, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit von großer Bedeutung ist, um eine Zusammenballung und ein übermäßiges Wachstum der im Stahl befindlichen Titanverbindungen zu verhindern und gleichzeitig bei hohen Temperaturen zu stabilisieren sowie in feindisperser Verteilung zu halten und auf diese Weise das Gefüge der Schweißverbindung beim Schweißen mit großer Wärmezufuhr zu halten,,

Durch zahlreiche Versuche konnte festgestellt werden, daß der zahlenmäßige Anteil feinkörniger Titanverbindungen mit einer Korngröße unter 1000 S zu den Titanverbindungen insgesamt über 50% liegt, wie sich bei der Untersuchung im

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Elektronenmikroskop bei zehntausendfacher Vergrößerung ergab. Weiterhin wurde festgestellt, daß der Abstand zwischen den feindispersverteilten Titanverbindungen unter 2 bis 5 Mikron liegt und die Zähigkeit beim Hochleistungsschweißen eines solchen Stahls außerordentlich gut ist»

Erfindungsgemäß beträgt der Titangehalt in der TiN-Phase mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron vor dem Schmelzen mehr als 0,004% des gesamten Titannitrids, wodurch die Zähigkeit der Schweißverbindung beim Schweißen mit großer Wärmeleistung merklich erhöht wird, wie sich aus dem Diagramm der Fig. 6 ergibt. Die Feststellung der Korngröße des Titannitrids erfolgte nach dem in "Tetsu to Hagane" 55, Nr. 11, S₀ 693 ff beschriebenen Verfahren,,

Die oben erwähnten Bedingungen für das Ausscheiden des Titannitrids sind gegeben, wenn die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit bis zu einer Temperatur von 1100⁰C nach dem Gießen des Stahls über 5⁰C/min liegt. Andererseits liegt bei einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit unter 5°C/min das Zahlenverhältnis dos feinkörnigen Titannitrids mit einer Korngröße unter 1000 S bei der Untersuchung unter dem Elektronenmikroskop unter 50%, so daß der Titangehalt im Titannitrid mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron unter 0,004% liegt. In diesem Falle ergibt sich nur eine geringe Verbesserung der Zähigkeit der Schweißverbindung beim Schweißen mit großer Schweißwärme.

Die im Hinblick auf eine durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit von 5⁰C/min bis zu Temperaturen unter 1100⁰C erforderlichen Abkühlungsbedingungen lassen sich bei herkömmlichen Blöcken mit einem Gewicht von über 500 kg und rundem, quadratischem, flachem oder polygonalem Querschnitt nicht erreichen» Gerade in diesen Fällen liegt die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit bis zu

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einer Temperatur unter 110O⁰C unter 5°C/min. Die Abkühlungsbedingungen bei Temperaturen unter 1100 C beeinfluf sen dagegen den erfindungsgemäßen Stahl nicht„

Beim Ermitteln der Korngröße des Titannitrids wurde folgendes bislang nicht bekanntgewordene Verfahren angewandt:

Eine Probe mit einem Gewicht von 1 g wurde unter Rühren 100 Minuten in 150 ml Salpetersäure (1 + 1) bei -5°C gelöst und unter Verwendung eines Milipoa-Filters von 0,22 Mikron Nr. 4 Filterpapier gefiltert. Dabei ergab sich ein Filtrat, das das in fester Lösung befindliche Titan und das Titannitrid mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron enthielt sowie einen Rückstand aus Titannitrid mit einer Korngröße über 0,05 Mikron«

Die erfindungsgemäße Jlbkühlungsgeschwindigkeit bezieht sich selbstverständlich auf die verschiedensten Gießverfahren, d.h, unter anderem auch auf das herkömmliche Gießen von Blöcken ebenso wie auf das Stranggießen. Demzufolge schließt die Erfindung Gußblöcke und erstarrte Gußstränge bzw. Stranggußknüppel ein.

Im allgemeinen muß der Block nach dem Abkühlen wieder erwärmt werden. Im Falle eines Glühens ist es bedeutungsvoll, daß bei einem höchstens einmaligen Glühen über 1050°C die Zähigkeit der !Schweißverbindung beim Schweißen mit hoher Wärmezufuhr besonders gut ist. Dies hängt von der Tatsache ab, daß das während des Glühens ausscheidende und in starkem Maße wachsende Titannitrid in feindisperser Verteilung gehalten werden kann, wenn die obenerwähnten Glühbedingungen eingehalten werden.

Die Einhaltung der Glühbedingungen beim Erwärmen des
Blocks verbessert immer die Zähigkeit der Schweißverbindung nach einem Schweißen mit hoher Wärmezufuhr unabhängig

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von der Abkühlungsgeschwindigkeit des Gußblocks.

Insbesondere wird, auch wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit bis 1100°C nach dem Gießen unter oder über 5⁰C/min liegt, die Zähigkeit der Schweißverbindung nach einem Schweißen mit hoher Wärmeleistung verbessert, sofern das Glühen über 1050°C bei allen nachfolgenden Verfahrensschritten höchstens einmal erfolgte Aus den vorerwähnten Gründen sind bei dem erfindungsgemäßen Stahl bestimmte Glühbedingungen einzuhalten«, Die bevorzugten Glühbedingungen schwanken jedoch leicht innerhalb der oben angegebenen Grenzen in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Gießen. Insbesondere lassen sich bei einem von der Gießtemperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit über 5°C/min im Kern auf unter 1100⁰C abgekühlten Block oder Strang gute technologische Eigenschaften erzielen, wenn nach diesem Abkühlen ein nur einmaliges Glühen über 1100°C erfolgte

Andererseits lassen sich beim Abkühlen eines Blocks von der Gießtemperatur auf unter 1100⁰C mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit unter 5°C/min im Kern bemerkenswert gute technologische Eigenschaften erzielen, wenn kein Glühen über 1250°C und ein Glühen bei 1050 bis 1200⁰C höchstens einmal während aller Verfahrensstufen stattfindet«, Besondere Bedeutung kommt den Maßnahmen zu, die sicherstellen, daß die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit des Kerns im Stahlblock beim Abkühlen von der Gießtemperatur auf unter 1100°C über 5⁰C/min liegt. Diese Definition erklärt nur die Abkühlungsbedingungen und bedeutet nicht, daß der Stahlblock stets auf 1100°C abgekühlt werden muß. Dies gilt insbesondere dann, wenn der heiße Block nach dem Gießen sogleich einem Ausgleichsglühen unterworfen wird, so daß die Temperatur im Blockkern nicht immer 1100⁰C erreicht.

Auch im vorerwähnten Falle schließt die Erfindung Abküh-

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lungsbedingungen ein, unter denen die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit als unter 5°C/min unter der Annahme betrachtet werden kann, daß der Stahlblock unter denselben Bedingungen auf 1100°C abgekühlt wird wie in dem Falle, daß der Block ohne Ausgleichsglüfren abgekühlt wird. Insbesondere wenn die Glühtemperatur des Blocks erfindungsgemäß auf 1050 bis 1250⁰C begrenzt wird, verfingert sich die Kerntemperatur nicht unter 1100⁰C, ehe der Block mit beispielsweise 1200⁰C in den Glühofen gelangt. In diesem Falle fällt, soweit die Abkühlungsgeschwindigkeit des Blocks als unter 5°C/min betrachtet werden kann und der Block nicht einem Ausgleichsglühen unterworfen wird, die Abkühlungsbedingung unter die Erfindung.

Weiterhin bedarf die Bedingung, daß der Stahl ohne ein Glühen über 1250⁰C und mit höchstens einmaligem Glühen bei 1050 bis 1250⁰C hergestellt werden soll, einer Erklärung. Wie bereits erwähnt, wirkt sich beim herkömmlichen Block— gießen die Glühtemperatur und die Glühhäufigkeit auf die Stahleigenschaften aus, so daß ein einmaliges Glühen über 1250°C dazu führt, daß die ausgezeichnete Zähigkeit der Schweißverbindung nach einem Schweißen mit großer Wärmeleistung im Sinne der Erfindung verlorengeht.

Im Gegensatz zu Vorstehendem ist die Häufigkeit eines Glühens unter 1050⁰C nicht begrenzt. Nach der Erfindung ist jedoch das Glühen über 1050°C kritisch, wobei allerdings auch die Stahlzusammensetzung berücksichtigt werden muß.

Die vorerwähnten Abkühlungs- und Glühbedingungen wirken sich nur dann in starkem Maße positiv auf die Zähigkeit der Schweißverbindung beim Schweißen mit hoher Wärmezufuhr aus, wenn der Stahl die erfindungsgemäße Zusammensetzung besitzt«, Ist diese Voraussetzung nicht erfüllt, so ergibt sich auch nicht die gewünschte Zähigkeit.

Zahlreiche Versuche haben darüber hinaus gezeigt, daß das

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Gewichts- oder Zahlenverhältnis des Anteils feinkörniger Titanverbindungen unter 1000 S und insbesondere unter 0,05 Mikron sowie der Abstand der Titanverbindungen im Stahl einen großen Einfluß auf das Gefüge und die Zähigkeit der Schweißzone und der wärmebeeinflußten Übergangszone beim Schweißen mit großer Wärmezufuhr über- 50 000 J/cm besitzen.

Der erfindungsgemäße Stahl enthält

0,03 bis 0,23 % Kohlenstoff, 0,02 bis 0,8 % Silizium, 0,5 bis 2,0 % Mangan, 0,004 bis 0,07 % Titan, 0,0005 bis 0,10 % Aluminium gelöst, 0,0035 bis 0,012% Gesamtstickstoff, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen.

Der Kohlenstoffgehalt des erfindungsgemäßen Stahls muß mindestens - 0,03% betragen, da sich bei niedrigeren Kohlenstoffgehalten beim Schweißen mit großer Schweißleistung eine geringe Festigkeit der wärmebeeinflußten Zone ergibt. Andererseits geht bei Kohlenstoffgehalten über 0,23% die erfindungsgemäße hervorragende Zähigkeit der Schweißverbindung verloren, die in zunehmendem Maße spröde wird«, Demzufolge beträgt die obere Grenze für den Kohlenstoffgehalt 0,23%, wenngleich sich eine optimale Zähigkeit der Schweißverbindung bei einem Kohlenstoffgehalt von 0,06 bis 0,15% ergibt.

Außerdem ist die Festigkeit eines Stahls mit Kohlenstoffgehalten unter 0,03% gering, während bei Kohlenstoffgehalten über 0,23% das Schweißen von Hand, d.h. die maximale Härte und die Duktilität der Schweißzone beeinträchtigt sowie die Rißempfindlichkeit erhöht wird.

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Das Silizium dient im wesentlichen der Desoxydation, wenngleich sich bei einem Siliziumgehalt unter 0,02% keine ausreichende Zähigkeit ergibt, so daß der erfindungsgemäße Stahl mindestens 0,02% Silizium enthalten muß. Andererseits wird die Zähigkeit bei einem Siliziumgehalt über 0,8% beeinträchtigt. Der erfindungsgemäße Stahl enthält daher 0,02 bis 0,8% Silizium»

Mangangehalte unter 0,5% verursachen eine beträchtliche Verringerung der Festigkeit in der wärmebeeinflußten Zone und führen dort zu Trennbruch, so daß der Stahl mindestens 0,5% Mangan enthalten muß..

Übersteigt der Mangangehalt 2,0%, so wird die Zähigkeit der Schweißverbindung beim Schweißen mit hoher Wärmezufuhr in starkem Maße beeinträchtigt, so daß der Mangangehalt des erfindungsgemäßen Stahls 2,0% nicht übersteigen darf. Sehr gute Zähigkeiten der Schweißverbindung ergeben sich bei Mangangehalten von 1,1 bis 1,8%. Optimale Zähigkeiten der Schweißverbindung ergeben sich beim Schweißen mit Schweißwärmen über 50 000 J/cm, wenn die folgende Bedingung erfüllt ist:

10 (% C) + (% Mn) = 2,8.

Eine weitere Verbesserung der Zähigkeit ergibt sich, wenn zusätzlich die Bedingung

(% C) + 1/6 (% Mn) ^ 0,38 erfüllt ist.

Was den Titangehalt betrifft, so läßt sich die spezielle gute Zähigkeit der Schweißverbindung beim Schweißen mit beträchtlicher Wärmezufuhr oberhalb von 50 000 J/cm nicht erreichen, sofern der Titangehalt nicht mindestens 0,004% beträgt. Andererseits wird bei einem Titangehalt über 0,07% die Zähigkeit der Schweißverbindung und des Grund-

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werkstoffs beeinträchtigte Als obere Grenze für den Titangehalt wird daher 0,07% gesetzte In bezug auf die Zä-.higkeit der Schweißverbindung ist ein Titangehalt von 0,015 bis 0,04% am besten.

Was den Gehalt an löslichem Aluminium betrifft, so verschlechtert sich die Zähigkeit der Schweißverbindungen, wenn dieser Gehalt unter etwa 0,0005% sinkt. Deswegen beträgt der Aluminiumgehalt 0,0005 und 0,10%, vorzugsweise 0,0005 bis 0,015%.

Der Grund für die Begrenzung des Stickstoffgehalts auf 0,003 bis 0,012% liegt darin, daß mehr als 0,012% Stickstoff die Zähigkeit der Schweißverbindung bemerkenswert verschlechtert. Die beste Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone ergibt sich, wenn der gesamte Stickstoffgehalt 0,003 bis 0,011% beträgt. Der Stickstoff ist ein unerläßliches Element des Stahles nach der Erfindung«, Liegt der Gesamtgehalt unter 0,003%, so vermindert sich die Zähigkeit der Schweißverbindung. Selbst wenn der Gesamtstickstoffgehalt unter 0,012% liegt, wird eine besonders gute Zähigkeit erreicht, wenn der Gehalt an nichtsäurelöslichem Stickstoff größer ist als 0,005%. Versuchsergebnisse haben gezeigt, daß die Zähigkeit von Schweißverbindungen besonders gut ist, wenn das Verhältnis von Titan zu Stickstoff Ti/N _ 3,5 beträgt (siehe Fig. 7).

Der erfindungsgemäße Stahl enthält Verunreinigungen wie Phosphor und Schwefel, deren Gehalt weniger als 0,035% beträgt. Dies schließt nicht solchen Phosphor und Schwefel ein, die als Legierungselemente beigegeben sind.

Der erfindungsgemäße Stahl ist geeignet für Schweißungen mit einer Wärmezufuhr über 50 000 J/cm. Dies beruht auf der Tatsache, daß der erfindungsgemäße Stahl eine bemerkenswert gute Zähigkeit der Schweißverbindung ergibt,

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wenn das Schweißen mit einer Wärmezufuhr erfolgt, die groß ist im Vergleich mit der Wärmezufuhr, deren man sich bei üblichem Stahl bedient.

Bei ausgedehnten Versuchen wurd« beobachtet, daß sich bei Stahlblechen die Zähigkeit von Schweißverbindungen selbst bei Anwendung hoher Schweißhitze nicht verschlechtert. Es wurde gefunden, daß die Bereiche, die einem simulierten Schweißen. d_eh. einer Wärmebeanspruchung mit einem Temperaturmaximum von 1350 bis 140O⁰C unterworfen wurden, was der Wärmebeanspruchung einer einlagigen Schweißverbindung entspricht, eine Kerbschlagzähigkeit von mindestens 6 kgm (E "^ 6.0 kgm) besitzt. Dieses Verhalten ist sichergestellt, wenn die Wärmezufuhr größer als 50 000 J/cm ist.

Wenn außerdem das Glühen vor dem Walzen so gewählt wird, daß ein Erhitzen über 1100°C nur einmal erfolgt, dann ist der Wert von _E der simulierten Wärmebeanspruchung größer als 7,5 kgm. Auch wenn die Abkühlbedingungen von Stahlblöcken und die Bedingungen des hierauf folgenden Erwärmens nicht begrenzt werden, sind mehr als 5 kgm bei der simulierten Wärmebeanspruchung erreichbar.

Es ist vor allem bemerkenswert, daß, wenn die beim Schweißen zugeführte Wärme mehr als 70 000 J/cm beträgt, die Kerbschlagzähigkeit E (also die bei 0⁰C absorbierte Schlagenergie) nach einem simulierten Schweißen in bezug auf die erreichten Werte gleichwertig einer einlagigen Schweißverbindung ist und ausgezeichnete Werte ergibt. Das Gefüge einer solchen Schweißverbindung ist nicht martensitisch oder bainitisch, es stellt vielmehr ein feinkörniges Gefüge mit proeutektoidem Ferrit dar. Beträgt die Wärmezufuhr weniger als 50 000 J/cm, so ist die Kerbschlagzähigkeit der Schweißverbindung etwas besser, als wenn es sich um üblichen Stahl handelt.

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Eine Schweißverbindung kann in das niedergeschlagene Metall, eine grobkörnige, der Wärme ausgesetzte Schweißzone, eine feinkörnige, der Wärme ausgesetzte Übergangszone und den Grundwerkstoff unterteilt werden. Dabei ist bekanntlich die Zähigkeit am schlechtesten in der Schweißzone. Zur Bestimmung der Zähigkeit der Schweißzone gibt es zwei Verfahren: bei dem einen Verfahren wird ein Probestück aus der tatsächlich hergestellten Schweißverbindung gefertigt, in der Schweißzone gekerbt und dem Kerbschlagversuch unterworfen; das andere Verfahren besteht darin, die Probe einem Erwärmungszyklus mit Höchsttemperaturen zwischen 1350 und 14OO°C zu unterwerfen, die der Wärmebeanspruchung entspricht, der die Schweißzone in einem Simulator unterliegt, daraus eine Probe zu entnehmen und mit einer 2V-Kerbe zu versehen und danach dem Kerbschlagversuch zu unterwerfen. Vergleiche zwischen den Ergebnissen dieser beiden Verfahren zeigen, daß sich bei dem ersten Verfahren im allgemeinen höhere Werte als bei dem zweiten Verfahren ergeben, wie an sich bekannt ist. Der Grund hierfür liegt darin, daß, wenn das Probestück der Schweißverbindung entnommen wird, eine Kerbe in Bereichen der versprödeten Schweißzone nahe der Verschmelzungslinie oder der feinkörnigen, wärmebeeinflußten Übergangszone von hoher Zähigkeit erzeugt wird, so daß die Kerbschlagzähigkeit der Schweißverbindung, die nach dem ersten Verfahren bestimmt wird, häufig erhebliche Schwankungen zeigt und auf diese Weise ein relativ hoher Durchschnittswert entsteht. Demgegenüber kann bei dem zweiten Verfahren eine Vorrichtung zur Erzeugung eines Erwärmungszyklus ähnlich dem Temperaturverlauf in der Schweißzone korrekt an dem Probestück über einen beträchtlichen Bereich angewendet werden. Die Kerbe befindet sich vollständig in der Schweißzone und unterliegt keiner Einwirkung aus anderen Bereichen, so daß der Kerbschlagversuch einen niedrigen Durchschnittswert liefert.

Werden beispielsweise verschiedene bekannte hochfeste Stahl-

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Sorten auf die Zähigkeit von mit ihnen hergestellten Schweißverbindungen nach dem ersten Verfahren untersucht, so beträgt _VE_Q (also die bei O⁰C bei einem 2V-Kerbschlagversuch absorbierte Energie) 2 bis 6 kgm für eine einlagige Schweißverbindung, die mit 50 000 J/cm Wärmezufuhr hergestellt worden ist. Bei Anwendung des zweiten Verfahrens fällt der Wert von E ausnahmslos in den Bereich von 1 bis 3 kgm ο Aus diesen Gründen soll im Zusammenhang mit der Erfindung die Zähigkeit strikt mit der Vorrichtung zum Erzeugen eines reproduzierten Erwärmungszyklus bestimmt werden, die relativ niedrige Zähigkeiten der Schweißzone ergibt. Tatsächlich werden durch ein solches Verfahren zum Bestimmen der Zähigkeit der -Schweißzone die Eigenschaften des Stahls nach der Erfindung klar erkennbar.

Der Kerbschlagversuch mit simuliertem Schweißen bzw. re-. produziertem Erwärmungszyklus, wie er oben kurz erwähnt wurde, sei nachstehend näher erläutert.

Der Erwärmungszyklus ist derselbe, den die tatsächliche Schweißzone durchläuft, und zwar bei Verwendung eines stabförmigen Probestücks von quadratischem Querschnitt, aus dem eine gekerbte Probe mit einer standardgemäßen 2 mm-V-Kerbe entnommen war, wie dies durch die JIS-Normen vorgeschrieben ist. Das Erwärmen kann durch Hochfrequenzinduktion oder mittels durch die Probe geleiteten Stroms erfolgen. Das Probestück wird schnell von Raumtemperatur in 4 bis 30 Sekunden auf 1350 bis 1400⁰C erhitzt, und zwar in Abhängigkeit von der Kapazität der Heizquelle und den Abmessungen. Das Probestück wird dann, ohne auf dieser Temperatur gehalten zu werden, entlang der Abkühlkurve der tatsächlichen Schweißzone mit verschiedenen Kühlgeschwindigkeiten entsprechend der zugeführten Schweißwärme abgekühlt. Aus diesem dem Erwärmungs zyklus unterworfenen Probestück wird eine 2mV-Kerbschlagprobe entnommen und der Kerbschlagversuch bei verschiedenen Versuchstemperaturen

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durchgeführt, um die Zähigkeit der Schweißzone zu prüfen.

Die hier angegebenen Werte, die mit 2V-Kerbschlagversuchen erhalten wurden, stellen den Durchschnitt der Werte dar, die von Versuchen mit mehr als drei Proben stammen„

Die obigen Erläuterungen beziehen sich auf den Fall einer einlagigen Schweißung. Handelt es sich um mehrlagige, mit höher Wärmezufuhr hergestellte Schweißungen, so wird ein Teil der Schweißzone durch die Hitze der folgenden Lagen angelassen oder normalisiert, so daß die Zähigkeit im Falle einer einlagigen Schweißung besser ist. Daher wird in Fällen, die der Erfindung entsprechen, die Zähigkeit der Schweißzone aus den Zähigkeitswerten geschätzt, die sich beim simulierten Schweißen ergeben, das der Wärmebeanspruchung einer einlagigen Schweißung entspricht. Dieses Verfahren ist sehr geeignet, und wenn der Minimalwert der Zähigkeit der Schweißzone mittels dieses Verfahrens festgestellt worden ist, so ist die Gewähr dafür gegeben, daß in allen anderen Fällen die Zähigkeit besser ist als dieser Minimalwert. Bei üblichen Stählen beträgt die absorbierte Energie 1 bis 3 kgm (^₀ « 1 bis 3 kgm) bei O⁰C und mehr als 50 000 J/cm Wärmezufuhr bei einem Verformungsbruch unter 10%, sofern nach dem Verfahren zur Beurteilung der Schweißzone gearbeitet wird, wie es hier offenbart ist. Demgegenüber beträgt die Kerbschlagzähigkeit beim Stahl nach der Erfindung, bei dem die Erstarrungs- und Abkühlungsbedingungen des Gußstrangs definiert sind, mehr als 6,0 kgm CyE₀ <: 6.0 kgm) bei O⁰C und einem Verformungsbruch von über 50%. Ebenso ist beim Stahl nach der Erfindung, wenn die Erstarrungs- und Abkühlungsbedingungen des Gußblocks und die Bedingungen der hierauf folgenden Erwärmung begrenzt sind ^₀ ^- 5 kgm gewährleistet. Aus den vorstehenden Gründen sind die mit der Erfindung erzielten Ergebnisse überraschend.

Erfindungsgemäß kann der Stahl 0,0001 bis 0,006% Bor

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und/oder 0,02 bis 0,20% Vanadin enthalten. Durch die Beigabe von 0,0005 bis 0,006% Bor und/oder 0,02 bis 0,20% Vanadin kann Gewähr dafür geschaffen werden, daß der E_-Wert der Schweißzone 6,0 kgm übersteigt und die Neigung zu einem Festigkeitsverlust der Schweißverbindung vermieden wird. Diese Wirkungen sind gering, wenn der Borgehalt kleiner ist als 0,0005% und der Vanadingehalt kleiner als 0,02%,. und eine Verschlechterung der Zähigkeit der Schweißverbin—· dung ist die Folge, wenn der Borgehalt 0,006% und der Vanadingehalt 0,20% übersteigen» Demgemäß liegen·die Grenzen des Borgehalts·bei 0,001 bis 0,006%, und diejenigen des Vanadingehalts bei 0,02 bis 0,2%..

In Weiterbildung der Erfindung kann der Stahl weniger als 5% Nickel, weniger als 2,0% Kupfer, weniger als 0,35% Chrom und weniger als 0,35% Molybdän, entweder je für sich·oder in Kombination, enthalten. Nickel, Kupfer, Chrom und Molybdän können in Mengen beigegeben werden, bei welchen die Zähigkeit der Schweißzone so gut ist, wie im Zusammenhang mit der Erfindung beschrieben worden ist. Nickel und Kupfer verbessern die Zähigkeit sowohl der Schweißzone als auch des Grundmaterials und erhöhen außerdem deren Festigkeit. Liegen die Gehalte an Chrom und Molybdän unter je 0,35%, so kann die Festigkeit sowohl des Schweißmaterials als auch der eigentlichen Schweißverbindung verbessert werden, ohne daß die Zähigkeit der Schweißzone vermindert wird.

Wird ein üblicher hochfester Stahl unter Anwendung starker Wärmezufuhr geschweißt, so wird die Zähigkeit der Schweißzonen erheblich vermindert, wie sich aus den weiter unten angeführten Beispielen ergeben wird. Wird beispielsweise ein Schweißen simuliert, das dem Temperaturverlauf einer einlagigen Schweißverbindung entspricht, die mit Wärmezufuhr von etwa 100 000 J/cm hergestellt ist, so betragen die absorbierte Energie der Probe 1 bis 3 kgm bei O⁰C und der Verformungsbruch 0 bis 9%. Wird demgegenüber erfin-

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dungsgemäß die Verfestigung und die Abkühlgeschwindigkeit des Gußblocks oder -Strangs auf mehr als 5°C/min begrenzt, so gewährleistet das gleiche Testverfahren eine Kerbschlagzähigkeit von 6,0 kgm und einen Verformungsbruch von mehr als 50%. Die oben angegebenen Eigenschaften der Schweißverbindung, die unter Anwendung großer Wärmezufuhr hergestellt wird, gewährleisten beim Stahl nach der Erfindung eine Kerbschlagzähigkeit von 5,0 kgm bei -30⁰C, wenn man andere Normen zugrundelegt. In diesem Falle ist der Anteil des Titans der TiN-Phase mit einer Korngrößer unter 0,05 Mikron größer als 0,004%. Beträgt außerdem die Erstarrungsund Abkühlungsgeschwindigkeit des Gußstrangs mehr als 5°C/min und die Erwärmungsbedingungen vor dem Walzen sind überdies so, daß ein Erwärmen über 1100⁰C nur einmal erfolgt, dann beträgt der _yE_o->Wert des Kerbschlagversuchs nach dem simulierten Schweißen mehr als 7,5 kgm C-JS₀?: 7,5 kgm), sofern der Anteil des Titans in der TiN-Phase mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron größer als 0,006% ist. Erfolgt außerdem das Erwärmen auf eine Temperatur zwischen 1050⁰C und 1300⁰C nur einmal, so ist der _VE_Q-Wert des Kerbschlagversuchs nach dem simulierten Schweißen größer als 3,^> kgm (^E₀ 4r ^t^ &g^m) ohne Rücksicht auf die Abkühlgeschwindigkeit des Kerns. Insbesondere in dem Falle, daß die Abkühlgeschwindigkeit des Kerns des Gußblocks oder Strangs geringer ist als 5⁰C/min, beträgt der -Wert einer Simulatorprobe mehr als 6,0 kgm

Z 6,0 kgm), und das Verhältnis des Titans im TiN mit einer Korngröße kleiner als 0,05 Mikron, liegt oberhalb von 0,004% unter der Voraussetzung, daß ein Erwärmen auf 1050 bis 1250⁰C nicht mehr als einmal geschieht.

Demgegenüber ist bei üblichen hochfesten Stählen das Maß der Wärmezufuhr beim Schweißen durch die damit verbundene Herabsetzung der Zähigkeit der Schweißverbindung begrenzt. Dabei liegt im allgemeinen die obere Grenze bei 45 000 bis 50 000 J/cm.

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Da bei erfindungsgemäß hergestelltem Stahl die Zähigkeit der Schweißzonen beim Schweißen mit einer Wärmezufuhr oberhalb von 50 000 j/cm ausgezeichnet ist, und obwohl die untere Grenze der Wärmezufuhr im wesentlichen 50 000 J/cm beträgt, reicht die obere Grenze bis in den Bereich des MIG-Schweißens und sogar in den Bereich des Elektro-Schlacke-Schweißens, Dies bedeutet, daß sich der Stahl nach der Erfindung in bezug auf die Verbesserung der Zähigkeit von Schweißverbindungen üblicher Stähle völlig unterscheidet.

Der dem Schweißen von Stählen nach der Erfindung zugrundeliegende Mechanismus ist bisher nicht vollständig aufgeklärt. Doch kann gesagt werden, daß bei üblichem Stahl mit zunehmend martensitischem Gefüge von geringem Kohlenstoffgehalt oder niedrigem bainitischem Gefüge die Zähigkeit zunimmt, während im Gegensatz hierzu beim Stahl nach der Erfindung die Zähigkeit der Schweißzone umso besser ist, je mehr feinkörniger Ferrit s.ich in der Schweißzone befindet. Ausgezeichnete Zähigkeit wird erreicht, wenn der Ferritgehalt, wie es der bevorzugten Ausführung der Erfindung entspricht, auf die Fläche bezogen kO% übersteigt*

Nach herrschender Meinung ist in einem Falle einer Stahlzusammensetzung mit Martsnsit von geringem Kohlenstoffgehalt oder geringem Bainit selbst bei Zufuhr groß ca- Wärmemengen beim Schweißen die Zähigkeit der Schweißverbindung gut. In diesem Falle müssen jedoch Legierungselemente In großer Menge beigegeben werden _o Werden Legierungselemente in großer Menge beigegeben^ so wird das sogenannte Kohlenstoff-Äquivalent beträchtlich erhöht und die Schweißbarkeit erheblich verschlechtert. Demgegenüber ist beim Schweißen von Stahl nach der Erfindung die Zähigkeit der Schweißverbindung auch ohne größere Mengen von Legierungselementen ganz ausgezeichnet, da das Kohlenstoff-Äquivalent ausgeprägt niedrig und die Schweißbarkeit vor-

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züglich ist. Hierin liegt eines der wesentlichen Ergebnisse der Erfindung.

In Fig. 6 ist dargestellt, wie sich die absorbierte Energie eines mit einer 2 mm-V-Kerbe ausgeführten Kerbschlagversuchs bei 0⁰C und bei einem Gehalt von Titan im TiN mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron im Schweißmaterial vor dem Schweißen ändert, wenn ein simuliertes Schweißen, das einer Schweißwärmezufuhr von 10 000 j/cm (maximale Heiztemperatur 140O⁰C) entspricht, durchgeführt wird. Aus Figo 6 geht klar hervor, daß der Titangehalt der TiN-Phase kleiner als 0,05 Mikron größer als 0,004%, bezogen auf die Stahlzusammensetzung, sein muß, um sicherzustellen, daß die Kerbschlagzähigkeit der Simulatorprobe auf der Grundlage von 100 000 J/cm größer als 6 kgm ist«, In Fig. 6 sind die durchschnittlichen Werte einer großen Anzahl von Versuchen aufgetragen.

Die Merkmale der Erfindung und die mit ihr erzielten technologischen Eigenschaften ergeben sich mit besonderer Deutlichkeit aus den nachstehend erläuterten Beispielen.

Beispiel 1

In diesem Beispiel ist die Wirkung der Erstarrungs- und Abkühlungsbedingungen des Blocks oder Strangs und die Bedingung des darauf folgenden abschließenden Erwärmens im Zusammenhang mit der Kerbschlagzähigkeit einer Simulatorprobe entsprechend einer einlagigen Schweißverbindung bei einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm veranschaulicht.

Ein Stahl, dessen Zusammensetzung im Rahmen der Erfindung liegt, und ein üblicher Stahl der in Tabelle I angegebenen Zusammensetzung wurden untersucht. Die Bedingungen der Erstarrung und Abkühlung des Blocks und das darauf folgende Erwärmen für das Warmwalzen sind in Tabelle II angegeben. Dabei wurden Stahlbleche einer Dicke von 25 mm herge-

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stellt« Nach einem Abschrecken von 95O⁰C und Anlassen bei 63O⁰G wurden die Proben einem simulierten Schweißversuch unterworfen, der einer einlagigen Schweißverbindung mit einer Wärmezufuhr von 100 000 j/cm entsprach»

Tabelle I

Si Mo

Ti

Al gel,

N (gesamt) Ni ungelo

0,12 0,10

Stahl nach der Erfindung 1,45 0,020 - 0,021 0,0035 0,010

0,0078 0,0064

Üblicher Stahl

0,16 0,23

1,22 0,015]0,07] - ] - 0,027

0,0081 0,0005

109886/1103

Tabelle II

Durchs chnitt-	A	27,0	Niedrigste Tem	Numerisches	Ausgangsmaterial	ÜT
liche Abkühl geschwindig keit im Kern bis 110O0C (°C/min)	B	5,2	peratur beim ra schen Abkühlen (°c)	Verhältnis der Ti-Ver- bindungen ^1000 Ä im Strang (Elek tronenmikro skop χ 10000)	Zugfestig keit (kp/cm2)	-46 -52
1,5	Raumtemperatur	90%	63,2 62,8	-42 -44 -45 -49
27,0	1050°C (langsame Abküh lung folgend)	60	65,3 64,2 66,4 65,1	-41 -43
.,	1175°C (langsame Abküh lung folgend)	45	63,6 63,1	-38 -47
1,5	Raumtemperatur	25	64,3 64,6	-52 -48
Raumtemperatur	0	65,1 66,3	-47 -60
10500C (langsame Abküh lung folgend)	0	64,8 65,2	-58 -59
11750C (langsame Abküh lung folgend)	0	64,6 65,8	-42 -54
Raumtemperatur	0	65,6 65,4

109888/H03

Kerbschlagzähigkeit der Simulatorprobe 100 000 J/cm	Erwärmen vor dem Walzen	Ti im TiN ,£.0,05 Mikron vor dem Schweißen
vEo (kPm)	(°c)	00
7,0	1250 2-mal	0,005
22,3	1250 1-mal	0,015
6,2	1250 2-mal	0,004
6,7	1150 2-mal	0,005
9,8	1250 1-mal	0,009
13,1	1150 1-mal	0,010
6,1	1150 2-mal	0,004
6,8	1150 1-mal	0,005
5,9	1250 2-mal	0,003
6,4	1250 1-mal	0,004
2,3	1250 2-mal	0
2,1	1250 1-mal	0
1,8	1150 2-mal	0
2,0	1150 1-mal	0
2,3	1150 2-mal	0
2,5	1150 1-mal	0
2,3	1250 2-mal	0
2,8	1250 1-mal	0

1Ö888B/ Vi 03

Aus den Versuchsergebnissen, die in der vorstehenden Tabelle II wiedergegeben sind, ist ersichtlich, daß ein Stahl der Zusammensetzung, wie er der Erfindung entspricht, allgemein eine bessere Kerbschlagzähigkeit ergibt als ein üblicher Stahl im Bereich der Schweißzone, wenn das Schweißen mit 100 000 J/cm durchgeführt wird. Insbesondere dann, wenn der Block von der Gießtemperatur über 155O⁰C bis unter 1100°C mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von weniger als 5°C/min im Kern des Blocks auf 1100⁰C abgeschreckt und dann nur einmal über 1100⁰C hinaus erwärmt wird, ist die Kerbschlagzähigkeit der Schweißzone bei der Simulatorprobe sehr hoch. Eine derartige Wirkung konnte bei allen üblichen Stählen nicht erzielt werden.

Um die Zähigkeit der Schweißzone zu bestimmen, wurden außer den Simulatorproben UP-Schweißversuche durchgeführt, und zwar mit einer Wärmezufuhr von praktisch 100 000 J/cm, Kerbschlagversuche wurden dann an den tatsächlichen Schweißverbindungen durchgeführt» Abgesehen davon, daß die Absolutwerte der absorbierten Energie allgemein 4 bis 6 kgm höher lagen als die Werte der Simulatorproben, ergab sich Übereinstimmung mit den obenerwähnten Ergebnissen.

Die im Elektronenmikroskop durchgeführte Untersuchung zahlreicher Proben aus der Rückstandsanalyse lieferte die Gewähr, daß jedenfalls stets dann, wenn die Kerbschlagzähigkeit des geschweißten Teils hoch war, feine Ausscheidungen einer Größe unter etwa 1000 S in einer Menge von mehr als 50% bezogen auf die Gesamtheit der Titan-Verbindungen mit Abständen von 2 bis 5 Mikron in dem Ausgangsstahl vorlagen. Einige Beispiele von Aufnahmen mit dem Elektronenmikroskop sind in Fig„ 4 dargestellt. In den Aufnahmen stellen quadratische oder rechteckige Niederschläge Titanverbindungen dar, und es ist klar, daß sich zahlreiche feinkörnige Partikel von Titanverbindungen, mit einer Korngröße kleiner

109886/1103

als 1000 S, nur in dem der Erfindung entsprechenden Stahl befinden«, Das Gefüge in der eigentlichen Schweißung
mit einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm ist andererseits
in Fig. 3 dargestellte Es ist ersichtlich, daß der Stahl, dessen Zusammensetzung innerhalb der durch die Erfindung
definierten Grenzen liegt, ein sehr feines Gefüge im Vergleich zu üblichem Stahl besitzt«, Insbesondere dann, wenn · die Abkühlbedingungen des Blocks so. gewählt werden, wie
es die Erfindung definiert, ist das Gefüge besonders fein und dicht. Aus dem analytischen Ergebnis des Titangehalts im TiN mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron in dem Blech vor dem Schweißen ergibt sich, daß _E_O >" 6 kgm ist, wenn
dieser Titangehalt größer ist als 0,004%,

Beispiel 2

In diesem Beispiel wird von einem nach vorangegangener Wärmebehandlung abgeschreckten und angelassenen Blech ausgegangen. Allgemein erfolgte das Abschrecken von 850 bis
95O⁰C und das Anlassen bei 500 bis 690⁰G.

In Tabelle III stellen die Stähle 1 bis 11 Ausführungsbeispiele der Erfindung dar, während es sich bei den Stählen 31 bis 33 um übliche gefeinte, hochfeste Stähle handelt.
Die Stähle 12 bis 30 stellen Beispiele für Fälle dar, die dem Zusammensetzungsbereich der Erfindung nicht entsprechen« Mit dem Vergleich soll gezeigt werden, wie Stähle, die
nicht erfindungsgemäß zusammengesetzt sind, als hochfeste Stähle versagen, wenn sie automatisch geschweißt werden.
Tabelle III soll des weiteren als Folge dieser Tatsache
zeigen, aus welchen Gründen die Zusammensetzungen gewählt wurden, die der Erfindung entsprechen.

Bei diesen Beispielen waren die Abkühlungsbedingungen des Strangs wie folgt:

109886/1103

Die mittlere Abküiilungsgeschwindigkeit auf 110O⁰C betrug etwa 10,7°C/min im Kern. Unterhalb von 110O⁰C wurde der Strang spontan in Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Hierauf wurde der Block durch Ausgleichsglühen einmalig auf 1200⁰C erwärmt und sodann durch Warmwalzen zu einem Stahlblech verformt. Nach dem Abschrecken von 95O⁰C und Anlassen bei 620 bis 65O⁰C wurden die Eigenschaften der Ausgangsbleche untersucht. Der Handschweißversuch, der unter der Voraussetzung einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm durchgeführte Simulatorversuch und der Kerbschlagversuch folgten hierauf, ebenso die Prüfung der Schweißverbindung auf Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit. Die Ergebnisse sind in Tabelle IV wiedergegeben.

109886/1103

In den nachfolgenden Tabellen III und IV sind erfindungsgemäßen Stählen mehrere Vergleichsstähle und herkömmliche Stähle gegenübergestellt sowie die technologischen Eigenschaften angegeben.

	C	Si	Mn	Ti	P	abelle	III	(96)	0	0.027	0,	0.028	0	Ni
		:*) ι	[Ji)	(%)			erfindungsgemäße Stähle	0,	0.012	0.	0.018	0,
				Ti	Al -L	0.016	0,	0.005	0.	0.020	0,
	0.07	0.17	1.11	(90	(90	0.011	.023	0.004	0.	0.028	0,	0,
	0.12	0.30	1.25			0.024	.024	0.010	0.	0.034	0,	0,
1	0.12	0.28	1.41			0.015	.022	0.013	«0.	0.021	0,	0,
2	0.10	0,30	1.38			0.013	0.025	0.008	0.	0.018	0,	0,
3	0.13	0.25	1.30	0.013	0,	0.012	,028	O1	0,
4	0.13	0.29	1.55	0.015	.020	0.018	.026	0,	0.
VJl	0.12	0.32	1.23	0.010	0.027	0.015	,024	0,	0.
6	0.14	0.32	1.18	0.012	0,	0.016	,019	0,	0,
7	0.11	0.24	1.27	0.012	0,	Vergleichs stähle	,024		0,
8	0.09	0.17	1.36	0.013	0,	0.016	,002	0,	0,
9	0.12	0.28	1.28	0,	0.013	,085	O,	0,
10				0.	0.010	0.
11	0.02	0.31	1.24	.018	0.021	.0022	0,
	0.27	0.27	1.31	.026	0.023	.0019	0,
12	0.13	0.96	1.35	,019	0.031	.0021
13	0.14	0.30	0.31	.022	0.051	.0013
14	0.12	0.29	2.13	,024	.0015	angel.
15	0.12	0.35	1.25	.0010
16	0.13	0.33	1.22	,0028
17			.0016	.0058
18	►0035	.0056
	.0028	.0061
,0029	.0062
	.0060
,0032	.0065
,0027	.0056
,0021	.0060
0.0021	.0063
0.	,0061
,0039	.0060
0.0018
0.0025	,0062
	,0055
0.0056
0.
0.
0.
0.
,0060
0057
,0056
0057

109886/1103

	ϋσαα	B	V	Nb	Ni	Cu	-	-	—	—	-	-	—	Cr	Mo
	ges. (?)	(*)	(90	(96)	(96)	(96)	-	— -	-	-	—	-	—	(96)	(96)
			Erfindungsgemäße Stähle	—	—	—	-	-	-	-
1	0.0080		mm	-	—	—	—	-	-	-
2	0.0075	-	-	-	—	-	—	-	-	-	-	-
3	0.0082	0.0032	—	-	1.32	-	-	-	-	-	-	-
4	0.0075	—	0.04	-	1.55	0.53	—	—	—	—	—	-
5	0.0075	—	0.06	-	—	—	-	-
6	0.0075	0.0020	0.07	-	-	-	ί -	-
7	0.0084	0.0041	—	—	—	0.31	-	-
8	0.0076	-	0.06			Vergleichs stähle	-	-
9	0.0098	-	-	0.32	-
10	0.0089	-	-	-	0.25
11	0.0089	' —	—	—	0.34
12	0.0094	0.0025	-	-
13	0.0082	0.0026	-	-
14	0.0077	0.0033	-	mm
15	0.0081	0.0028	-	-
16	0.0096	0.0026	-	-
17	0.0076	0.0024	-	-
18	0.0082	0.0021	—	—

109886/1103

	C	Si	Mn	P	Ti	A1gel	Ngel.	0.025	■0.16	0.0032	0.020	0.0067	N;imgel.
	(%)		(%)	{%)	(%)	(#)	W	0.028	0.032	0.0036	0,023	0.0070	(%)
				erfindungsgemäße Stähle	0.020	0.012	0.0006	0.030	0.0073
19	0.11	0.31	1.26	0.022	0.023	0.013	0.0022	0.0057
20	0.12	0.33	1.24	0.018	0.024	0.030	0.0025	0.0120
21	0.13	0.34	1.25	0.013	0.023	0.017	0.0020	0.0019
22	0.13	0.32	1.22	0.011	0.025	0.021	0.0027	0.0059 .
23	0*12	0.31	1.23	0o019	0.023	0.018	0.0023	0.0060
24	0.13	0.32	1.25	0.014	0.028	0.020	0.0021	0.0056
25	0.12	0.25	1.30	0.016	0.025	0.021	0.0015	0.0058
26	0.13	0.26	1.25	0.021	0.021	0.018	0.0016	0.0058
27	0.13	0.28	1.36	0.015	0.021	0.015	0.0021	0.0061
28	0.11	0.30	1.35	0.028	Vergleichsstähle	0.0063
29	0.11	0.28	1.38	0.031	—	0.0059
30	0.10	0.33	1.41	0.016	-	0.0059
					—
31	0.14	0.26	1.23	0.015	0.0012
32	0.15	0.30	1.03	0.017	0.0011
33	0.14	0.31	1.20	0.018	0.0018

109886/1103

	N	0	B	V	Nb	Ni	—	-	—	—	Cu	Cr	Mo
	(ΙΓ	0	00	00	00	00	-	-	-	-	00	00
		0		Vergleichsstähle	—	-	—	0.75
19	0.0089	0	.0038	—	-	—	-	-	-
20	0.0156		.0033	—	-	-	—	-	-
21	0.0025		.0027	-	0.15'	-	-	—	—
22	0.0081	0	.0087	-	0.03	-	-	-	—
23	0.0085	0	—	0.31	-	6.3	—	-	-
24	0.0076		-	0.04	-	_ O	-	-	—
25	0.0085		.0092	0.03	-	-	-	-	-
26	0.0081		.003	-	. -	-	-	-	-
27	0.0090		-	0.05	—	- 0.	11	-	-
28	0.0078		—	-	herkömmliche Stähle	-	0.81	-
29	0.0075		-	—	0.080	-	-	0.75
30	0.0080		—	—	0.037	30	—	0.63
		0,		—
31	0.0079	—	—	-	—
32	0.0081	-	0.32	0.52	-
33	0.0091	.0028	τ	0.55	0.28

109886/1103

Tabelle IV

Grundwerkstoff

Automatisches Schweißen eine Schweißlage

Handschweißen

Zugifieätig- Streck keit grenze

(*p/cm²)

ÜT ( C) (105000 J/cm²)

(18000 J/cm²)

Simulatorprobe

Kerbschlag- Verfor- Zugfestig- Dehvgrsuch mungs- keit nung ν ο bruch ο

Caq

Hmax

erfindungsgemäße Stähle

	1	51.0	38.1	-110
	2	61.4	52.0	- 73
O CO	3	64.5	53.6	- 84
00 fts	4	63.0	55.5	- 57
W O)	5	63.6	55.1	- 47
	6	74.6	70.0	- 43
ο	7	65.2	55.1	- 92
CO	8	71.2	63.9	- 86
	9	65.4	54.3	- 63
	10	69.2	58.7	- 55
	11	73.1	60.9	- 43

85

66

83

75

65

62

82'

68

67

62 68

49.2 60.2 61.5 63.2 62.4 72.1 64.9 71.0 65.2 68.4 71.6

21	0.26	230
19	0.34	270
18	0.35	270
18	0.36	280
19	0.36	285
17	0.38	280
18	0.39	290
20	0.40	290
19	ΟΛΟ	280
18	0.40	290
19	0.43	280

Tabelle IV
(Fortsetzung)

Verglei chs stähle

12 42.1 30.5 - 97 6.0

13 70.1 62.0 - 65 4.5

14 67.0 54.6 - 15 4.2

15 53.6 41.3 - 38 4.7

16 69.6 59.0 - 50 3.0 _ 17 63.1 52.2 - 55 2.2 ° 18 66.1 53.1 - 11 2.9 co 19 68.3 57.0 - 37 ^.^

20 62.3 51.9 - 37 3.2 ^ 21· 63.1 52.3 - 40 4.2

22 65.6 53.7 - 60 3.5 ω 23 69.5 58.5 - 22 3.1

24 69.9 58.7 - 40 3.0

25 70.3 61.1 - 25 ' 3.5

26 68.0 57.9 -100 3.5

27 78.7 68.4 - 41 2.7

28 69.4 59.0 - 42 2.5

29 78.4 68.5 - 30 2.3

30 78.9 69.1 - 35 2.2

52	40.1
37	69.6
25	66.1
38	44.2
18	68.2
5	56.1
7	64.2
38	67.0
23	61.2
30	62.6
24	63.5
20	68.2
21	68.2
24	69.4
26	67.4
13	78.4
8	68.3
9	77.6
10	77.6

19	0.24	230
14	0.48	375
11	0.36	295
12	0.21	235
12	0.51	390
11	0.37	295
13	0.35	280
12	0.36	285
12	0.35	280
13	0.36	285
12	0.35	280
11	0.85	275
11	0.36	295
12	0.35	280
12	0.51	375
12	0.36	300
11	0.50	370
10	0.52	375
10	0.51	360

Tabelle IV (Fortsetzung)

herkömmliche Stähle

31	63.2	52.1	- 45	2.1	8	60.2	13	1	0.37	•	285	I IVJ
32	63.5	53.2	- 60	2.2	10	61.5	11	0.42	310
33	75.3	65.1	- 80	2.2	10	74.1	11	0.53	400 .

CD CTI

Bei einem Vergleich der erfindungsgemäßen Stähle 1 bis 11 mit den herkömmlichen Stählen 31 bis 33 zeigt sich, daß die erfindungsgemäßen Stähle eine überraschend höhe Zähigkeit der Schweißzone nach einem automatischen Schweißen mit einer Lage und einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm

besitzen. Während die aufgenommene Schlagenergie J ■

beim 2-V-Kerbschlagversuch bei 0 C an einer Simulatorprobe entsprechend 105 000 J/cm im Falle der vorerwähnten herkömmlichen Stähle nur 2,1 bis 2,2 kgm betrug, liegt die Kerbschiagzähigkeit der erfindungsgemäßen Stähle über 7,5 kgm. Außerdem wurde festgestellt, daß die Kerbschlagzähigkeit „E™ bei wiederholter Wärmebeanspruchung im Falle der erfindungsgemäßen Stähle über 5,0 kgm lag. Die erfindungsgemäßen Stähle wurden zudem mit einer Lage und einer Wärmezufuhr von 105.000 J/cm nach dem UP-Verfahren geschweißt, wonach sich eine Kerbschlagzähigkeit _VE_Q von 14 bis 26 kgm in der Schweißverbindung ergab.

Der hinsichtlich seines Kohlenstoffgehaltes außerhalb der Erfindung liegende Stahl 12 besaß in der Schweißverbindung beim automatischen Schweißen mit 105 000 J/cm eine geringere Festigkeit als der Grundwerkstoff, Die Analyse der Stähle 13 bis 30 liegt insgesamt außerhalb der Erfindung; dementsprechend sind auch die Zähigkeiten der entsprechenden Schweißzgnen gering. In einigen Fällen waren sogar die Zähigkeit des Grundwerkstoffs und die Festigkeit der Schweißnaht, sowie die Schweißbarkeit von Hand schlecht. Die vorerwähnten Versuche bezeugen die Überlegenheit des erfindungsgemäßen Stahls,

Beispiel 3. Die Versuche wurden an einem Stahl durchgeführt, der

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mit einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit von 25⁰C/min auf 11OO°C abgekühlt und vor dem Walzen zweimal auf 1250⁰C erhitzt worden war. Beim Abschrecken von 850 bis 95O⁰C und Anlassen bei 560 bis 690⁰C ergab

2 sich eine Zugfestigkeit von mindestens 58 kp/mm , eine Streckgrenze von mindestens 46 kp/mm und eine Übergangstemperatur (ÜT) von unter -40°C bei einem Verformungsbruch von 50%. Die nach der vorerwähnten Wärmebehandlung erzielbaren technologischen Eigenschaften sind für die in Tabelle V zusammengestellten Stähle in der Tabelle VI aufgeführt, die außerdem auch die technologischen Eigenschaften von Stahlblechen aus dem Simulator entsprechend der Wärmebeanspruchung einer Schweißverbindung beim Schweißen mit einer Lage und einer Wärmezufuhr von 150 000 J/cm nach dem UP-Verfahren, sowie die Schweißbarkeit von Hand mit einer Wärmeaufnahme von 18 000 J/cm enthält.

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	C (90	Si (90	Hn (96)	Tabelle V	(96)	V· (96T	Niungel. (96)	0.030	0.0019	0.031	0.0026	0.0062	(96)
				Ti (96)			Erfindunesecemäße Stähle	0.031	0.0013	0.025	O.O923	0.0065
	0.13	0.30	1.21	0.025	0.027	0.0018	0.031	0.0029	0.0067	0.0081
1	0.12	0.27	1.27	0.027	0.020	0.0015	0.030	0.0025	0.0063	0.0078
2	0.10	0.30	1.45	0.030	0.025	0.0012	0.026	0.0024	0.0060	0.0085
3	0.12	0.30	1.41	0.023	0.031	0.0025	0.034	0.0021	O.OO56	0.0078
4	0.10	0.25	1.65	0.Φ19	0.025	0.0012	0.031	0.0028	0.0063	0.0072
5	0.13	0.31	1.32	0.015	0.018	0.0025	0.0065	0.0081
6	0.12	Q.25	1.27	0.022	0.023	Ö.0027	0.0060	0.0075
7	0.10	0.32	1.39	0.027	0.031	0.0018	0.0063	0.0090
8	0.09	0.27	1.42	0.020	Verp;leichsstähle		0.0087
9	0.11	0.23	1.47	0.021	0.020	0.0065	0.0081
10				0.024	0.0057
	0.02	0.30	1.25	0.017	0.0063	0.0091
11	0.26	0.31	1.23	0.021	O.OO62	Q0O8O
12	0.12	0.01	1.25	0.017	0.0058	0.0092
13	0.12	0.91	1.23	0.021	0.0059	0.0087
14	0.12	0.31	0.41	<0.002	0.0030	0.0082
15	0.13	0.35	2.10		O.OO9O
16	0.13	0.37	1.27	0.0058
17

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BV Nb Ni Cu Cr Mo

(90 W) (90 (90 (90 (90 (96)

1	—	■ —
2	0.0031	-
3	-	0.04
4	-	0.06
5	0.0020	0.07
6	0.003	-'
7	-	0.05
8	—
9	-	—
10

Jarfindunesgemäße Stähle

1.2

0.53 0.51 -

0.31

- 0.23

0.30 - 0.31

VerKleichs stähle

11	0.0032
12	0.0025
13	0.0031
14	0.0025
15	0.0035
16	0.0039
17	0.0035

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	C	.12	3	Si	Mn	0	Ti	(JO	V-	.028	0.029	0.0013	—	0.020	0.0071	■ungel. ees.	OO
	(96)	.12	(*)	00	0	(90	OO	.021	^0.0005	0.0018	-	0.025	0.0070	(90
		.13			0		Verßleichsstähle	.032	0.15	0,0020	—	0.030	0.0072		0,0086
18	0,	,13	0.33	1.21	0	.086	.028	0.033	0.0032	0.0073	0.0080
19	0,	,12	0.30	1.20	0	.025	.019	0.026	0.0031	0.0062	0.0091
20	0,	,12	0.36	1.27	0	.023	.022	0.037	0.0025	0.0071	0.0153
21	0,	,13	0.34	1.23	.026	0.031	0.0024	0.0121	0.0084
22	0.	,12	0.30	1.28	.021	0.033	0.0027	0.0053	0.0086
23	0,	,13	0.31	1.22	.027	0.031	0,0024	0,0061	0.0081
24	0.	,12	0.33	1.27	0.025	0.028	0.0031	0.0057	0.0090
25	0.	11	0.28	1.31	0	0.029	0.0013	0.0063	0.0081
26	0.	10	0.28	1.24	0	0.019	0.0010	0.0057	0.0092
27	0.	10	0.31	T. 33	0	0.033	0.0023	0.0051	0.0076
28	0.		0.32	1.36	0	herkömmliche Stähle	0.0063	0.0074
29	0.	0.15	0.25	1.40	0	0.0064	0.0082
30	0.	0.14	0.31	1.43	0	0.0059
		0.1					0.0081
31		0.25	1.18		0.0010	0.0082
32	0.31	1.01		0.0012	0.0089
33	0.35	1.25		0.0017

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	B	V	Nb	Ni	Cu	-	—	—	-	—	—	Cr	Mo
	(%)	(Ji)	(90	.(Ji)	(%)	-	-	-	-	(96)	(JO
			Vergleichsstähle	-	-	0,73	-
18	0.0030	-	-	- -	—	-	—
19	0.0033	-	-	-	—	-	-
20	0.0041	—	-	—	■ —	-	-
21	0.0037	-	0.15	-	-	-	-
22	0.0085	-	0.03	—	0.71	-	—
23	-	0.28	-	6.1	-	-	-
24	-	0.07	-	-	-	—	—
25	0.0093	0,04	-	-	0-.-32	—	—
26	0.003	-	—	-	Stähle	-	-
27	-	0.06	—	—	—	—	—
28	-	-	herkömmliche	0.31	0.82	- -
29	—	-	—	—		0„72
30	—	—	-		0.62
			-
31	-	0.081	—	—
32	-	0.035	0.53	-
33	0.0030	-	0.56	0.31

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Tabelle VI

Grundwerkstoff

Automatisches Schweißen eine Schweißlage

Handschweißen

Zugfestigkeit (kp/cm^)

Streck- ÜT grenze ( C) 0,2% (kp/cm*¹) (105000 J/cm'

(18000 J/cm²)

Simulatorprobe

Kerbschlag- Verfor- Zugfestig- Deh-

vsrsuch mungs- keit nung

V^o bruch ρ

(kgm) ( % ) (kp/cnT) ( % )

Cäq Hmax

erfindungsgemäße Stähle

1
2
3
4
5
6
7
8
9
10

61.7 64.3 63.4 65.5 75.3 65.3 68.4 65.6 69.4 72.1

52.1	-73	12.6
53.8	-82	11.3
55.6	-59	10.3
56.0	-50	10.2
70.4	-40	9.2
54.9	-91	13.4
57.6	-86	12.6
54.2	-62	11.4
58.6	-58	8.2
61.6	-45	7.0

70	60.2	20	0.34	270
68	61.3	19	0.34	280
65	63.3	18	0.36	285
66	65.0	18	0.38	285
66	74.6	18	0.39	290
93	64.8	20	0.39	290
64	67.5	19	0.36	270
68	64.3	19	0.41	290
63	68.6	18	0.40	290
62	71.1	18	0.42	2Θ0

	60	-μ
H		W
ί>	N .	IO
		O
Φ	O)	•Η
H	CQ	ω
H	-μ	H
O)		bO
,Q	ο	in
cd		φ
EH

m ο in ο ο ο ο

£\ O Q

οο σ» -ί

οοοοοοοοοοοοοοο cr>roc\icMrocM^-cvirorocvicMr-T-cvi

ο\ 0\ τ~ νο "νί* οο in -ci* ολ ^^* ^^-* ro oo οο ολ ro νο νο νο "^i* νο in νο in νο νο νο νο νο νο

fOvOT-NOO"rr>OOrC\lr>fON>J-

O-rorocvirocvi rorocvicMcvjcvjcvi

ro σ\ νο

co<i-<f" ^.

r- ^-it-rocvicvj-i-^rororororo

σ>νο ₍ γίοιηιηγγ ₍ roincM ^ αϊ

wooir\r>r-woowow^no3isio

cvjr-tot>cvja>roinooocvjinc^o>o -d" ts· vo vo m vo vo vo vo vo vo vo vo vo c*~

rrrrrrrrrniC\INt\l(\| CM

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Tabelle VI
'(Fortsetzung)

Vergleichsstähle

	26	68	.3	57.8	-105	3.8	27	69	.1	12	0.	50	•	370
	27	68	.9	58.6	- 42	2.8	11	69	.7	11	0.	36	36	275
	28	69	.4	59.1	- 43	2.1	9	68	.6	12	0.	51	43	365
	29	79	•6	68.4	- 32	2.2	9	78	.4	9	0.	52	56	375
	30	79	.8	69.6	- 34	2.3	10	79	.2	10	0.	51	360
10988*						herkömmliche	Stähle
i/11	31	63	.8	52.6	- 43	2.0	9	60	.4	13	0.	290
ο u>	32	63	.4	51.3	- 63	2.2	11	60	.3	11	0.	320
	33	75	.6	64.2	- 86	2.0	10	73	.4	10	0.	400

Die Dehnung wurde unter der Bedingung L/D = 7 gemessen.

Die Stähle 1 bis 10 fallen unter die Erfindung, während es sich bei den Stählen 31 bis 33 um herkömmliche gefeimte Stähle mit hoher Zugfestigkeit handelt. Bei einem Vergleich der erfindungsgemäßen Stähle 1 bis 10 mit den herkömmlichen Stählen 31 bis 33 zeigt sich, daß die ersteren bessere Eigenschaften des Grundwerkstoffs und eine bessere Schweißbarkeit von Hand sowie eine hervorragende Zähigkeit der Schweißzone nach dem automatischen Schweißen mit einer Lage und 105 000 J/cm besitzen. Während im Gegensatz dazu die Kerbschlagzähigkeit E der Schweißzone bei den herkömmlichen Stählen nach einem wiederholten Erhitzen entsprechend einer Wärmeaufnahme von 105 000 J/cm nur 2,0 bis 2,2 kgm und die Bruchdehnung 9 bis 11% beträgt, liegen die entsprechenden Werte bei den erfindungsgemäßen Stählen bei 6 kgm und über 50%. Außerdem wurde festgestellt, daß die Kerbschlagzähigkeit JE-ZQ ^ei^ner Simulatorprobe in der Schweißzone bei den erfindungsgemäßen Stählen mehr «,als 5 kgm beträgt. Bei Proben aus einer einlagigen Schweißnaht mit einer Wärmeaufnahme von 105 000 J/cm ergab sich eine Kerbschlagzähigkeit E von 13 bis 24 kgm.

Mit den außerhalb der Erfindung liegenden Stählen 11 bis 30 soll gezeigt werden, welche Nachteile solche hochfesten Stähle besitzen und wie wesentlich es auf die erfindungsgemäße Zusammensetzung ankommt.

Bei den Stählen 11 und 12 liegen die Kohlenstoffgehalte außerhalb der Erfindung. Es überrascht daher nicht, daß der Stahl 11 schon im Grundwerkstoff, darüber hinaus aber auch in der Schweißzone nach einem Schweißen mit 105 000 J/cm eine geringere Festigkeit besitzt, während der Stahl 12 eine noch geringere Zähigkeit der Schweißzone und eine unzureichende Schweißbarkeit von Hand be-

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sitzt. Die Stähle 13 und 14 liegen wegen ihres Siliziumgehaltes außerhalb der Erfindung und besitzen eine zu geringe Zähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als auch der Schweißzone. Die Stähle 14 und 16 liegen wegen ihres Mangangehaltes außerhalbjier Erfindung, wobei der Stahl 15 eine geringe Zähigkeit und Festigkeit der Schweißzone und der Stahl 16 sowohl eine geringe Zähigkeit der Schweißzone als auch eine merklich verschlechterte Schweißbarkeit von Hand besitzt. Die Stähle 17 und 18 fallen hinsichtlich ihres Titangehaltes nicht unter der Erfindung und besitzen eine zu geringe Zähigkeit der Schweißzone (Stahl 17) bzw. eine zu geringe Zähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als auch der Schweißzone (Stahl 18).

Die Stähle 19 und 20 liegen hinsichtlich ihres Aluminiumgehaltes außerhalb der Erfindung, weswegen der Stahl eine geringe Zähigkeit des Grundwerkstoffs und der Stahl 20 eine zu geringe Zähigkeit der Schweißzone besitzt. Der Stahl 21 liegt hinsichtlich seines Stickstoffgehaltes und der Stahl 22 hinsichtlich seines Borgehaltes außerhalb der Erfindung. Beide Stähle besitzen eine geringe Zähigkeit in der Schweißzone. Der Stahl 23 liegt hinsichtlich seines Vanadingehaltes und der Stahl 24 hinsichtlich seines Niobgehaltes außerhalb der Erfindung. Beide Stähle besitzen eine zu geringe Zähigkeit der Schweißzone, während Stahl 23 außerdem eine nur geringe Zähigkeit des Grundwerkstoffs besitzt. Der Stahl 25 liegt hinsichtlich seines Borgehalts außerhalb der Erfindung und besitzt eine geringe Zähigkeit der Schweißzone. Schließlich fallen die Stähle 26 bis 30 wegen ihrer Gehalte an Nickel, Kupfer, Chrom und Molybdän nicht unter der Erfindung; die besitzen eine geringe Zähigkeit in der Schweißzone nach einem Schweißen mit einer Lage.

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Beispiel 4.

Um die Gründe für die Festlegung der Wärmezufuhr bzw. Schweißwärme im Rahmen der Erfindung zu veranschaulichen, wurden die Stähle der Tabelle V-II von der Gießtemperatur mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von 37,5°C/min im Kern eines Gießstrangs auf 110O⁰C und danach in Luft weiter abgekühlt sowie bei 1150 einem Ausgleichsglühen unterworfen und anschließend zu Blech ausgewalzt. Die Bleche wurden von 900 bis 950⁰C abgeschreckt und bei 620 bis 65O⁰C angelassen. Blechproben wurden sodann im Simulator verschiedener Wärmezufuhr von 45 ooo bis 15 000 J/cm unterworfen und die Kerbschlagzähigkeit gemessen. Die Zusammensetzungen und technologischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahls A und eines Vergleichstahls B sind in den nachfolgenden Tabellen VII und VIII zusammengestellt.

Tabelle VII.

	C OQ	Si	25	Mo OQ	20	Ti' A foi\ ( \/v J \	0	el.	ι	el.	"ungel. OQ	Nges. B OQ OQ
A	0.12	0.	24	1.	23	0.020	0	.010	0	,0014	0.0061	0.0075 0.0030
B.	0.14	Po	1.	-	.020	0	.0073	0,0008	0.0081 -

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Tabelle VIII.

Gesamtwerkstoff

Kerbschlagzähigkeit

Zugfestigkeit (ÜT)

Wärmeaufnahme E

	(kg/mnO (0C)	(j/cm)	(kgrm)
	65.4 -43	20 000	6.5
		40 000	5.2
A		50 000	18.1
		60 000	17.5
		80 000	15.4
		100 000	14.3
		150 000	13.8
	65.8 -51	20 000	2.7
		40 000	3.0
		50 000	3.2
B		60 000	2.8
		80 000	2.4
	...	100 000	2.5
		150 000	2.2

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Die Daten der Tabelle VIII zeigen, daß bei dem erfindungsgemäßen Stahl die Zähigkeit der Schweißzone im Falle einer Wärmeaufnahme über 50 000 J/cm besonders gut ist« Mithin eignet sich der erfindungsgemäße Stahl insbesondere zum Schweißen bei einer Wärmeaufnahme oberhalb des vorerwähnten Wertes.

Andererseits wurden UP-Schweißversuche bei der in Tabelle VIII angegebenen Wärmezufuhr durchgeführt und Kerbschlagproben aus der Schweißzone entnommen und untersucht. Abgesehen davon, daß die absoluten Kerbschlagzähigkeiten im allgemeinen 4 bis.6 kgm über den Werten der simulierten Schweißversuche lagen, bestätigen sie die vorerwähnte Tendenz.

Beispiel 5.

Für den erfindungsgemäßen Stahl ist die Festlegung der Wärmeaufnahme beim Schweißen sehr wichtig. Aus diesem Grunde wurden weitere Versuche zur Ermittlung der Schweißeigenschaften nach einem simulierten Schweißen mit unterschiedlicher Wärmezufuhr durchgeführt. Bei diesen Versuchen wurde ein erfindungsgemäßer Stahl 22 und ein herkömmlicher Stahl 23 der in Tabelle IX aufgeführten Zusammensetzung mit einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit von 38°C/min im Kern eines Gießstrangs von der Gießtemperatur auf unter 1100⁰C abgekühlt, zweimal auf 135O°C erwärmt und anschließend zu Blechen ausgewalzt. Die Bleche wurden von 900 bis 95O⁰C abgeschreckt und bei 620⁰C angelassen; sie besaßen die in der Tabelle X zusammengestellten Eigenschaften. Die Zähigkeiten der Schweißzonen der Simulatorproben mit einer Wärmezufuhr von 45 000, 105 000, 200 QQO, 300 000, 600 000 und 1500000 J/cm ergeben sich ebenfalls aus Tabelle X, in der ein erfindungsgemäßer Stahl 22 einem herkömmlichen Stahl 23 gegenübergestellt ist.

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Tabelle IX.

	C Si W) W)	Mn W)	Ti W)	V W)	0.	Sr	1. Ngel. W)	ungel. W)
22	0.11 0.25	1.75 0.	018	0.	0.	020	0.0012 0.	0061
23	0.14 0.29	1.23	-	0.		012	0.0075 0.	0006
	ges. W)	B W)	041
22	0.0073	<0.0005	080
23	0.0081	-

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	22	900 620	23	)	Ausgangsmaterial Zugfestig- Streck- keit grenze (ÜT)	1	Kerbschlag- Verformungs zähigkeit bruch	/ Q/ \ v /"^ V	2116357	Il	It
					(kp/mm2) (0C) (0C)	(kgmj	42		Il	It
					69.8 . 54.4 -42	VJl	61	Wärmeaufnahme	It	Il
					9,	68	(J/cm)	It	tt
					11,	73	45 000	Il
					22 13.	76	50 000
- 48 -					15,	71	100 000
Tabelle X.					12,	62	200 000	entspr. UP-Schweißen in einer η tt Lage
					10,	7 5	300 000	ti
Abschreck-Anlass Temperatur				65.4 53.2 -45	4, 3,	5	600 000	Il
C			3.	2	1 500 000	It
Dc) (°c;			2,	0	45 000	Elektroschweißen tt 1G98Ö6/ 1 im
950 620			2,	0 0	50 000
		-	23 2, 1,		100 000
			.5	200 000
	.1.	300 000
.4.	600 000
.2	500 000
.1.
.1	entspr. UP-Schweißen in einer Lage
.3	Il
.3 .8	Il
.0	Il
.5	It
.2	Il
.3 .9	Elektroschweißen
Il ti

Nach Tabelle X besitzt der erfindungsgemäße Stahl 22 eine weitaus bessere Zähigkeit in der Schweißzone als der herkömmliche Stahl 23. Obgleich der erfindungsgemäße Stahl bei niedriger Wärmezufuhr zu einer Verringerung der Zähigkeit neigt, ist seine Kerbschlagzähigkeit v^Eo um mehr als 6 kgm und der Verformungsbruch um mehr als 5096 besser, wenn die Wärmeaufnahme über 50 000 J/cm liegt.

Bei weiteren Versuchen mit dem erfindungsgemäßen Stahl 22 wurden Schweißversuche unter den in Tabelle X angegebenen Bedingungen durchgeführt und Probestücke aus den

E Schweißzonen entnommen. Die Kerbschlagzähigkeiten ν ο

lagen bei diesen Versuchen zwischen 12 und 22 kgm. Ein anderes Beispiel für den Zusammenhenhang zwischen der Kerbschlagzähigkeit und der Wärmeaufnahme beim Simulatorversuch entsprechend dem Zustand der Schweißverbindung beim Schweißen einer Lage ergibt sich aus dem Diagramm der Fig. 5, dessen obere Kurve sich auf einen erfindungsgemäßen Stahl und dessen untere Kurve sich auf einen herkömmlichen Stahl bezieht.

Wie sich aus Tabelle X ergibt, existiert praktisch keine obere Grenze für die Wärmezufuhr, so daß sich der erfindungsgemäße Stahl zum Hochleistungsschweißen mit einer großen Wärmeaufnahme über 50 .000 J/cm eignet und dabei eine Kerbschlagzähigkeit von mindestens 5 kgm bei O⁰C sowie einen Verformungsbruch von 50% besitzt. Das gilt auch, wenn der Simulatorversuch mit einem Temperaturverlauf erfolgt, der der Schweißzone beim Schweißen mit einer einzigen Lage und einer Wärmezufuhr von über 50 000 J/cm entspricht.

109888/1103

Beispiel 6

Bei diesem Versuch wurden die Ausgangsbleche lediglich gewalzt und normalisiert. Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit von der Gießtemperatur auf 110O⁰C betrug 6,8°C/min im Kern des Strangs, der nach dem Erstarren einem Ausgleichs— glühen bei 1250°C unterworfen wurde und in üblicher Weise zu Blech ausgewalzt wurde ₀ Das Blech wurde dann bei 890 bis 920⁰C normalisiert. Die Zusammensetzung der Versuchsstähle sind in der nachfolgenden Tabelle XI, die Versuchsergebnisse in der Tabelle XII zusammengestellt„ Dabei zeigt sich, daß die Kerbschlagzähigkeit E der Simulatorprobe 1,9 bis 2,9 kgm bei herkömmlichen Stählen und bei den erfindungsgemäßen Stählen mithin den herkömmlichen Stählen weit überlegen sind«

109886/1103

	ι C (Si)	0	Si (Si)	Tabelle XI.	Mn	—	63	Ti (Si)	1 I	(!)β	ungel. (Si)	0,	0	herkömmliche	0.	0	.0032	—	—	—	0,	—	C	-	-
		0				0.0030	55				Erfindungsgemäße Stähle	0,	0	■ —	0.	0	.0019	—	-	—	0,	0.07	—
	0.11	0	.30	1.		78	(stfel		0.022	0.	0	-		0	.0021	0.072	—	—	0,	—	).03	0.67
	0.12	0	.33	1.		79			0.028	0,	0	-			.0022	0.065	-	-	0,			-
a	0.11	0	.28	1.		83		0.021	0.	0		I		.0030	0.058	—	-	0«
b	0.08		.32	1.	Mi			0.021	.014	V	,021	Stähle
C	0.08	0	.33	1.	0.0028	30	0.023	,017	,020	.0064			0.
d		0				00	,021	—	.0068			0,
e	0.14	0	.30	1.		31	,017		„0066			0.
	0.15		.32	1.			,032	Nb :si)
f	0.17		.03	0.			Ni (Si)
g							erfindungsgemäße	,0063
h	Nges. (st)			B	-		,0066
					-		,0059
	0.0095			-		,0056
	0.0085					,0060
a	0.0082
b	0.0078			,0006
C	0.0090			,0012
d				,0006
e	0.0070
	0.0080
f	0.0072	Stähle
g
h
herkömmliche Stähle

109886/1103

Von UP-Schweißungen mit einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm wurden Probestücke aus der Schweißzone entnommen und hinsichtlich ihrer Kerbschlagzähigkeit untersucht, wobei sich für die erfindungsgemäßen Stähle eine Kerbschlagzähigkeit E von 8 bis 19 kgm und für die herkömmlichen Stähle von 4 bis 10 kgm ergab.

109886/1103

Tabelle XII

Ausgangsmaterial

einlagiges Schvd-ßen mit

Handschweißen

105000 J/cm

Zustand Zugfestig keit

Streckgrenze

ÜT Kerbschlagzähigkeit Zugversuch

vE.

Verfor-

mungsbrucn Zugfe- Deh-

stig- nung keit

Walzzustand,
normalisiert

.2

(kp/W) (kp/mm*) (⁰C) (kgm) . (%) (kg/mm*) (J6)

52.3 52.1

i.O '..2

5575 55.9

56.! 55.;

5775 53.1

55.0 54.2

58.0 57.1

52.3 50.5

39.0 -45 9.1 38.5 -62 8.2 51.9 51.6

58.) 58.»

-32 J2.1 51.6

18 18

4270 42.1

-23 -39

8.3 7.8

55.1 55.5

18 17

?3.2 41.6

-27

-43

63 60 55.5 54.7

18 17

4371 41.2

-38

75 75 56.2 53.0

18 18

34.2 35.6

-33

^4271 41.0

2.5 2.9

22 26

-55

2T2 2.2

20 21 54.2 ■84-

12 14

57.7 57.5

12

12

38.5 37.6

32 49

2.0 1.9

16

15 52.1 51.6

11 11

18000 J/cm

Cäq

0.39

0.42

0.39

0.^-2

0.38

0.34

0.22

Hmax

0.39

290

320

29 ü

310

290

280

225

CJ) U)

Beispiel 7

Bei den Versuchen wurde warmgewalztes und anschließend bei 600 C angelassenes oder bei.900°C normalisiertes Material verwendet. Die technologischen Eigenschaften des Ausgangsmaterials, die Zähigkeit und Festigkeit der Schweißzone einer Simulatorprobe, die entsprechend einem einlagigen Schweißen mit einer Wärmezufuhr von 105 000 j/cm behandelt wurde, und die Versuchsdaten eines Schweißens von Hand mit einer Wärmezufuhr von 18 000 J/cm an Stählen der in der nachfolgenden Tabelle XIII aufgeführten Zusammensetzungen sind in der sich anschließenden Tabelle XIV zusammengestellt. Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit von der Gießtemperatur auf 1100 C betrug 25⁰C/min im Kern des Strangs, der vor dem Warmwalzen zweimal auf 1250°C gebracht wurde.

Die Daten der Tabelle,XIV zeigen, daß die erfindungsgemäßen Stähle im Vergleich zu den herkömmlichen Stählen eine hervorragende Zähigkeit der Schweißzone beim automatischen Einlagenschweißen mit großer Wärmezufuhr besitzen»

109886/1103

	C Si (90 W)	37	:	1	Mq W)	Tabelle	XIII	(	Nffel	0031	0	mm	mm	0	-	—	(!	ungel. tf)
	0.10 0.	35	1	.65			0.	,0033	-	0	-	-	—	-	0	.0063
	0.12 0.	30	1	.57	Ti	A1gel W)	0,	,0031	-	0030 0	.076	-	.03	-	0	.0058
a	0.10 0.	33	1	.80	0.022	0.056	0.	,0022		.063	-		—	0	.0059
	0.08 0.	30	1	e80	0.031	0.051	0,	,0029	—	.057	—		0	.0061
C	0.08 0.	30	1	.82	0.020	0.025	0,	,0025	-	herkömmliche		0	.0070
d	0.15 0.	32	1	.28	0.019	0.020	0,	.0070	—	—		0	.0004
e	0.14 0.	03	0	.01	0.027	0.031	0,	,007		0c08		0	.0012
£	0.17 0.			.31	—	0.021	0,	,0065			0	.0006
S					-	0.02				Stähle
h	(^es.			}	—	—	V ^w /			—
							erfindunffsffemäße Stähle	0.66
	0.0096	0.					—
	0.0089
a	0.0081
h	0.0090	0.
C	0.0095
d
e	0.0074
	0.0082
f	0.0071
g
h

109886/1 103

CO OO OO

	Streck grenze	e	Tabelle	XIV	Zugversuch	Deh nung	Handschweißen
Aus gangsmat erial	(kp/mm'			Zugfe stig keit	(%)	18000 J/cm
	39.0 37.6		einlagiges Schweißen mit	(kg/mm^)	18 19	Cäq Hmax
Zustand Zugfe stig	ÜI	105000 j/cm	52.0 50.8
keit ρ (kp/mm ) .		Kerbechlag- zähigkeit
WaiL"zzustand normalisiert	-) (0CJ	vE Verfor mungs- bruch	0.39 290
Walzzu stand 52.1 Walzzu stand. 50.4	-43 -45	Ckgmj C%)
	8.4 63 10.1 68

a + 600⁰C

normali

siert

90O⁰C

52.0

38.4

-65 7.3

52.5

Vfeilzzustaad 53.1

Tfelzzustand 52.6 + 60O⁰C

normal isiat £2.1 9OpO

39.8	-35	9.	6	66
39.3	-42	7-	4	62
39.6	-58	8.	5	65
41.8	-21	8.	2	71
40.2	-20	7.	6	66

52.3
52.0

51.4

19 17

0.39

295

Ißfezustana 55.3

VHzzustaid 53.2 ^c + 600⁰C

NbCTDalLsLert 55.8 90O⁰C

41.6

-37 7.3

55.1
53.0

55.7

18 18

17

0.42

320

CT), CO

Fortsetzung Tabelle XIY.

Walzzustand 57.6

d Walzzustand-,
+ 60O⁰C 54.3

normalisiert,.

900⁰C 55.4

43.2 -28 7.8

40.3 -32 8.8

41.6 -43 7.1

56.2

54.5

55.1

18

18

18

0.39

300

Walzzustand 58.5

e Walzzu-

³C 55.6

normalisiert

900⁰C 54.1

43.2 -25 8.6

41.2 -30 7.8

42.5 -35 7.8

18

54.6 17 53.2 17

0.40

Walzzustand 54.6

£ Walzzustand«
+ 60CTC 54.2

normalisiert

900⁰C 54.3

34.1 -32 2.7

34.5 -34. 2.1

35.7 -38 2.9

12

13

0.38

290

Fortsetzung Tabelle XIV.

Walzzustand 58.4 41.2 -47 2.1 21 57.6 12

g Walzaustand
+ 600°C 57.4 40.5 -53 2.3 25 57.3 11 0.34 280

normalisiert ■ ■ ' ■> 900⁰C 57.2 40.8 -64 2.2 22 57.5 12

WaIzzu—

stand 52.2 38.4 -30 2.0 17 52.1 10

h Walzzu- ι

stand. ._

+ 600⁰C 51.6 37.2 -32 1.9 9 51.3 9 0.22 220 ω

normali- '

900⁰C 50.3 37.0 -47 2.1 14 51.4 11 -

-» Die Dehnung wurde auf Basis L/D = 7 gemessen,
ο

— 5Q —

Beispiel 8

Bei den Versuchen sollte die Wirkung der Glühbedingungen auf die Kerbschlagzähigkeit einer entsprechend einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm beim Einlagenschweißen behandelten Simulatorprobe veranschaulicht werden. Zu diesem Zweck ist in den Tabellen XV und XVI einem erfindungsgemäßen Stahl A ein herkömmlicher Stahl B gegenübergestellt. Die Stähle wurden in üblicher Weise mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit unter 5°C/min von der Gießtemperatur auf 1100⁰C abgekühlt. Um die Wirkungen eines Glühens auf das nachfolgende Walzen zu untersuchen, wurden die Blöcke unter den verschiedenen in Tabelle XVI angegebenen Bedingungen geglüht und anschließend bis auf eine Blechdicke von 25 mm ausgewalzt. Die Bleche wurden von 95O⁰C abgeschreckt und bei 625⁰C angelassen. Probestücke der Bleche wurden dem simulierten Schweißversuch mit einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm und anschließend dem Kerbschlagversuch unterworfen. :

109886/1103

H ω	,0065	-	,0011
	« ο	W ο
Vl	0600'	,0081
	* ο	■ ο
	δ	,021
H ω	ο	• O
	ι	I
m 2	,024
	9 O	I
	VO O	O
	O	O
V11^	O	CJ
	δ	δ
	ο	ο
CQ ^	ITk	ο-
	,40 0.01	,20 0.01
	0.25 1«	0.27 1.
•Η ^ CQ ν-»	CJ	ITv
	(D	\ O

109886/1103

	iiu jxex χι aui 110O0C	T	Ein	abeile XVI	J	Ausgangsma	UT (0C)	2116357
		sat z-		65	terial	-42	Simulatorprobe
		zustand	einmali	64	ft*	-43
		kalt	ges Glü-	65	.4	-45	100000 J/cm vE0 (kgm)
Abkühlungs-		It	L nen (oc2	63	.6	-46	4.5
Stäü. gaadmndLgk.		Il	1300	64	.2	-51	5.9
		Il	1260	64	.1	-56	6.3
		warm	1240	63	.6	-59	6.5
		Il	1200	63	.2	-67	7.2
	4.5 C/min.	Il	1200	64	.1	-55	7.3
		It	1100	65	.2	-43	9.6
		kalt	1060	63	.6	-47	12.4
		ir	1050		.1		5.2
		Il	1300		.2		5.-1
		II	1388	63		-52	5.8
A		Il	1250
		Il	1250	63	•6	-56
		It	1250			-43	5.9
	1.5°C/min	ti ti	1250	63 64,	.0	-50 -49
		kalt	1100	63.	.2		5.9
		Il Il ή	1100 1100	63.	.6 .5	-52	5.8
		wärm Γι	1260	63.	.6	-50	7.0 5.0
		kalt	1150 1300 1250	64.	.2	-61	5.9 .
	4.5°C/min	ti	VJiVJi OO	65, 63.	,6	-48 -52	2.3
		Il	1260	62,	.5	-53	2.8
		Il warm	1150	63.	,8 ,6	-55	3.1
	1.5°C/min	kalt	1040	63.	,6	-48	1.7 2.4
		It	1300 1250 1150 1150	64.	,4	-56	2.9
	1.5°C/min	Il	1260	63.	,6	-49	3.0
> B	ti ti	1150		,9	3.4
	warm H	1040		,4	1.6
	1300 1250	2.5
	1150 1150
B

109886/1103

Die Daten der Tabelle XVI zeigen, daß auch bei den vorerwähnten Versuchen der erfindungsgemäße Stahl eine bessere Kerbschlagzähigkeit in der Schweißzone besitzt. Insbesondere bei einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit des Blocks unter 5°C/min im Kern und bei einmaligem Wiedererwärmen auf 1050 bis 1250⁰C, ohne Überschreiten der oberen Temperatur, ergeben sich hervorragende Kerbschlagzähigkeiten an den Simulatorproben, Derartige Kerbschlagzähigkeiten lassen sich bei herkömmlichen Stählen nicht erreichen.

Weiterhin wurden UP-Schweißversuche mit einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm sowie anschließend Kerbschlagversuche mit Proben aus der Schweißzone durchgeführt. Die Absolutwerte der Kerbschlagzähigkeiten lagen um 4 bis 6 kgm über den Werten der Simulatorproben.

Beispiel 9

Bei den Versuchen wurden die Ausgangsbleche von 850 bis 95O⁰C abgeschreckt und bei 500 bis 69O⁰C angelassen. In Tabelle XVII sind den erfindungsgemäßen Stählen 1 bis 11 die nicht unter die Erfindung fallenden Vergleichsstähle 12 bis 30 sowie herkömmliche hochfeste Stähle 31 bis 33 gegenübergestellt. Durch die Versuche sollte gezeigt werden, welche Mangel die außerhalb der Erfindung liegenden Vergleichsstähle hinsichtlich ihrer technologischen Eigenschaften beim automatischen Schweißen besitzen und wie es bei den erfindungsgemäßen Stählen auf deren Zusammensetzung ankommt.

Die Blöcke wurden mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von 17⁰C/min von der Gießtemperatur auf unter 1100°C und danach direkt in Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Dann wurden die Blöcke einem einmaligen Ausgleichsglühen bei 1150°C unterworfen und zu Blech ausgewalzt sowie von

109886/1103

95O⁰C abgeschreckt und bei 620 bis 660⁰C angelassen. Zunächst wurden die technologischen Eigenschaften des Ausgangsmaterials untersucht und alsdann Handschweißversuche durchgeführt, sowie Proben dem simulierten Schweißversuch mit einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm unterworfen und danach die technologischen Eigenschaften mit den in der Tabelle XVIII zusammengestellten Werten bestimmt.

109886/ 1 103

	C	Si	Mn	Tabelle XVII	Ti	Al Ql	L Ngel	N ungel.
	00	00	00		00		00
	0.08	0.25	1.21	P	0.021	0.024	0.0020	0.0061
	0.13	0.30	1.24	(96)	0.023	0.011	0.0020	0.0056
1	0.12	0.18	1.26	0.014	0.022	0.005	0.0021	0.0062 .
2	0.11	0.20	1.28	0.010	0.022	0.004	0.0013	0.0061
3	0.12	0.14	1.33	0.020	0.019	0.010	0.0016	0.0062
4	0.13	0.17	1.57	0.010	0.022	0.014	0.0011	0.0063
VJl	0.12	0.22	1.22	0.013	0.015	0.010	0.0023	0.0061
6	0.13	0.22	1.21	0.014	0.023	0.012	0.0014	0.0065
7	0.11	0.25	1.23	0.014	0.015	0.015	0.0025	0.0063
8	0.09	0.17	1.24	0.011	0.020	0.011	0.0025	0.0062
9	0.12	0.18	1.25	0.011	0.021	0.014	0.0027	0.0060
10	0.02	0.21	1.22	0.012	0.023	0.015	0.0030	0.0062
11	0.25	0.17	1.26	0.013	0.022	0.013	0.0022	0.0061
12	0.12	0.84	1.25	0.014	0.024	0.017	0.0023	0.0061
13	0.13	0.30	0.47	0.013	0.020	0.021	0.0021	0.0065
14	0.11	0.17	2.05	0.011	0.023	0.030	0.0029	0.0067
15			0.017
16	0,016

17 0.12 0.24 1.24 0.014 <0.002 0.022 0.0019 0.0061

18 0.12 0.21 1.22 0.012 0.074 0.014 0.0026 0.0061

109886/1103

N__ B V Nb Ni Cu Cr Mo

00 OO Oi) OO 00 00 OO

1	0.0081	—	mm,	■ mm ■>*	04
2	0.0076	-		> mm na	04 0.02
3	0.0083	0.0030	0.	- -.	06 0.03
4	0.0074	-	0.	- 1.30
5	0.0078	-	0.	05 - 1.47
6	0.0074	0.0020	-	_
7	0.0084	0.0031	0.	-
8	0.0079	-	-	-
9	0.0088	-	-
10	0.0087	-	-	- -
11	0.0087	—	mm	- -
12	0.0092	0.0025	—	— —
13	0.0083	0.0023	-	- -
14	0.0084	0.0031	-	- -
15	0.0086	0.0027	-	_ —
16	0.0086	0.0031	-
17	0.0080	0.0030	_
18	0.0087	0.0032

0.50
. - 0.30

0.24 0.25 - 0.31

109886/1103

C Si Mn P

00 {%) {%)

Ti
(90

^A1

_fel. )

ungel, 00

19 20 21 22 23 24 25 26

0.12 0.11 0.12 0.13 0.13 0.12 0.12 0.13 0.12 0.12 0.11 0.12

0.24

0,23 0,28 0.28 0.30 0.28 0.18 0.24 0.18 0.25 0.23 0.28

1.21 1.23 1.25 1.20 1.24 1.26 1.27 1.24 1.23 1.28 1.30 1.27

0.012 0.013 0.013 0.011 0.014 0.012 0.014 0.017 0.015 0.013 0.013 0.016

0.023

0.026

0.021

0.022

0.021

0.020

0.022

0.020

0.021

0.024

0.024

0.023

0.15 0.022 0.012 0.013 0.018 0.015 0.017 0.013 0.015 0.018 0.015 0.015

0.0031 0.0028 0.0006 0.0022 0.0023 0.0020 0.0023 0.0023 0.0020 0.0015 0.0016 0.0018

0.0056 0.0110 0.0018 0.0060 0.0061 0.0061 0.0062 0.0063 0.0061

0.0059 0.0062 0.0061

31	0.	13	0	.24	1	.25	0.015	0	.023	0	.0062	0.	0011
32	0.	14	0	.28	1	.32	0.014	0	.018	0	.0071	0.	0011
33	0.	14	0	.32	1	.23	0.018	0	.025	0	.0068	0.	0016

7 09886/1103

	ges.	B	V	Nb	Ni	Cu	Cr	Mo
	(fl)	OU	(*)	(90	(%)	(%)	(90	(%)
19	0.0087	0.0035	mm	mm			MM
20	0.0138	0.0033	-	-	-	—	-	-
21	0.Θ024	0.0029	—	-	-	-	-	—
22 '	0.0082	0.0086	-	-	-	-	-	-
23	0.0084	-	0.25	-	— ■ .	-	-	-
24	0.0081		0.035	0.14	-	-	-	-
25	0.0085	0.0083	0.027	0.030	- -	-	-	-
26	0.0086	0,003	—	-	6.2	—	-	—
27	0.0081	-	0.04	-	-	2.32	-	-
28	0.0074	-	-	-	-	-	0.52	-
29	0.0078	-	-	-	-	-	-	0.57
30	0.0079	—	—	—	—	0.34	—	0.51
31	0.0073		0.075					—
32	0.0082	—	0.032	-	-	0.31	0.50	—
33	0.0084	0.0021	-	-	0.73	-	0.53	0.26

109886/1103

co CO

ο ca

	Ausgangsmaterial	(kp/mm )	ÜT	Tabelle	XVIII.	67	) (kp/mm	2\ /q//	Handschweißen 18 000 J/cm	Vx
	Zugfestig- Streck- keit grenze	37.4	(°C)			65	50.2	23	Cäq	(V
	(kp/mm )	52.1	-108	Einlagen schweiß en 105 000 J/cm		72	60.3	20		235
	50.8	53.1	- 75	Kerb- Zug- Dehnung schlag- festig- zähigkeit keit VEO Verformungsbruch	69	61.7	19	0.29	265
	61.2	54.3	- 81	(kgm) (	61	62.4	19	Oo35	265
1	64.2	55.6	- 56	11.6	60	64.3	18	0.34	260
2	63.1	70.2	- 47	10.3	70	72.6	19	0.33	270
3	64.8	54.7	- 47	16.8	63	64.6	18	0.35	290
4	73.6	63.7-	- 86	14.2	62	71.2	21	0.40	280
5	65.8	53.6	- 85	8.2	55	65.5	20	0.37	285
6	71.0	59.1	- 65	7.3	59	68.7	17	0.38.	290
7	64.6	60.7	- 52	15.4	52	71.3	18	0.39	270
8	69.8	30.2	- 45	9.9	36	40.6	20	0.36	295
9	72.5	61.6	- 98	8.2	24	69.4	15	0.42	220
10	41.7	55.2	- 62	6.1	66.0	12	0.23	370
11	70.0		- 18	7.5		0.47	290
12	67.2			.6.0		0.36
13		4.3
14	3.4

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VO VO

ro ro

109886/1103

Ein Vergleich der erfindungsgemäßen Stähle 1 bis 11 mit den herkömmlichen Stählen 31 bis 33 zeigt deutlich, daß die ersteren eine überraschend gute Zähigkeit der Schweißzone aus dem automatischen Schweißen einer Lage mit einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm besitzen. Während die Kerbschlagzähigkeit E der Schweißzone bei den herkömmlichen Stählen gemäß der Simulatorprobe entsprechend einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm nur 2,2 bis 2,6 kgm beträgt, liegen die entsprechenden Kerbschlagzähigkeiten der erfindungsgemäßen Stähle deutlich über 6 kgm. Außerdem wurde festgestellt, daß die Kerbschlagzähigkeit „E™ der Schweißzone bei den erfindungsgemäßen Stählen gemäß der Simulatorprobe über 4,5 kgm liegte An den erfindungsgemäßen Stählen wurden überdies UP-Schweißungen mit einer Lage und einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm durchgeführt und anschließend beim Kerbschlagversuch eine Kerbschlagzähigkeit _VE_Q von 8 bis 18 kgm in der Schweißnaht ermittelt.

Der Stahl 12, der hinsichtlich seines Kohlenstoffgehaltes außerhalb der Erfindung liegt, besitzt eine unzureichende Festigkeit des Ausgangsmaterials und der Schweißverbindung aus dem automatischen Schweißen mit 105 000 J/cm. Die Stähle 13 bis 30 fallen hinsichtlich ihrer Einzelbestandteile sämtlich nicht unter die Erfindung und besitzen eine mangelhafte Zähigkeit in der Schweißzone. Außerdem waren in einigen Fällen auch die Zähigkeit des Ausgangsmaterials, die Festigkeit der Schweißverbindung und die Schweißbarkeit von Hand unzureichend. Mithin zeigen die vorerwähnten Versuche, daß die erfindungsgemäßen Stähle ausgezeichnete technologische Eigenschaften besitzen.

Beispiel 10

Die Versuche sollen die Bedeutung der Wärmezufuhr, insbesondere des Mindestwertes veranschaulichen; sie wurden an einem erfindungsgemäßen Stahl A und einem herkömmlichen

109886/1103

Stahl B der in der nachfolgenden Tabelle IXX aufgeführten Zusammensetzung durchgeführt, deren Blöcke von der Gießtemperatur mit einer mittleren Geschwindigkeit von T9°C/min im Blockkern auf 110O⁰C abgekühlt wurden. Die Blöcke wurden unterhalb 1100⁰C in Luft abgekühlt und dann einmal bei 1150°C einem Ausgleichsglühen unterworfen sowie anschließend zu Blech ausgewalzt. Die Bleche wurden von 900 bis 950°C abgeschreckt und bei 620 bis 650⁰C angelassen. Proben aus den Blechen wurden dem simulierten Schweißversuch mit einer Wärmezufuhr von 45 000 bis 150 000 j/cm unterworfen. Die dabei ermittelten Daten sind in der Tabelle XX zusammengestellt.

109886/1103

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109886/1103

Tabelle XX.

	Ausgangsmaterial	UT C°c)	Simulatorprebe	(kgm)
	Zugfestig-r keit 2 (kp/mm )		Wärmezufuhr KerbSchlag zähigkeit	5.9
		-45	(j/cm)	4.8
	64.8		20 000	10.2
			40 000	10.3
			50 000	8.6
A			60 000	7.2
			80 000	6.5
			100 000	4.3
		-43	150 000	3.2
	' 66.2		20 000	2.6
			40 000	2.4
			50 000	2.3
			60 000	2.5
B			80 000	2.4
			100 000
			150 000

109886/1103

Die Daten der Tabelle XX zeigen, daß die Zähigkeit der Schweißzone bei den erfindungsgemäßen Stählen besonders gut ist, wenn die Wärmezufuhr über 50 000 J/cm liegt, weswegen die erfindungsgemäßen Stähle mit entsprechend hoher Wärmezufuhr geschweißt werden.

An den Stählen der Tabelle IXX wurden auch UP-Schweißversuche mit jeweils einer Wärmezufuhr entsprechend Tabelle XX durchgeführt und Kerbschlagproben aus den Schweißverbindungen entnommen. Die Untersuchungen zeigten, daß die Kerbschlagzähigkeiten einmal um 4 bis 5 kgm höher lagen als die entsprechenden Werte der Simulatorproben und daß sich die Stähle zum anderen ebenso verhielten wie die Si— mulatorproben.

Beispiel 11

Die Versuche sollen den Einfluß der Behandlung des Ausgangsmaterials, d.h. ein bloßes Walzen oder Normalisieren, veranschaulichen; sie wurden an den in der Tabelle XXI zusammengestellten Stählen mit den in Tabelle XXII aufgeführten Ergebnissen durchgeführt. ■

Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit im Blockkern von der Gießtemperatur auf 1100⁰C lag bei 21⁰C/min. Die Blöcke wurden nach einem Ausgleichsglühen bei 1200⁰C in üblicher Weise ausgewalzt_β Das Walzprodukt wurde bei 890 bis 920⁰C normalisiert. Kerbschlagversuche zeigten, daß die Kerbschlagzähigkeiten ^E bei den Simulatorproben 2,0 bis 2,5 kgm im Falle der herkömmlichen Stähle und 6,5 bis 8,6 kgm im Falle der erfindungsgemäßen Stähle betrugen, die damit den herkömmlichen Stählen erheblich überlegen sind. Weiterhin wurden UP-Schweißversuche mit den vorerwähnten Stählen bei einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm sowie anschließend Kerbschlagversuche an aus der Schweißverbindung stammenden Proben durchgeführt, wobei sich Kerbschlagzähigkeiten ^E von 8 bis 12 kgm bei den erfindungsgemäßen Stählen und 'von 4 bis 8 kgm bei den herkömmlichen Stählen ergaben.

109886/1103

Tabelle XXI.

C OO

Si OO

Mn OO

Ti Al W) (%

el.

OO

erfindungsgemäße Stähle

a	0.13	0.30	1.43	0.020	0.013	0.0025	0.021	0.0058	0.0063
b	0.12	0.33	1.45	0.021	0.017	0.0013	0.023	0.0069	0.0061
C	0.12	0.21	1.46	0.022	0.015	0.0017		0.0043	0.0064
d	0.09	0.18	1.48	0.018	0.018	0.0021	0.0061
e	0.08	0.31	1.72	0.023	0.028	0.0020	0.0061
				herkömmliche Stähle
f	0.14	0.28	1.34		0.0007
g	0.15	0.24	1.34	-	0.0013
h	0.17	0.06	1.10	_	0.0005

^Nges

B V Nb Ni

00 00 (%) 00

a	0.0088	-	-	■ -	-	.03
b	0.0074	0.0027	-	-	—
C	0.0081	—	0.061	-	—
d	0.0082	-	0.041	0	.025 -
e	0.0081	0.0025	0.043	0	.027 -
f	0.0065	—	—	—
g	0.0082	—	0.06	-	0.55
h	0.0048	-	-	0

109886/1103

Tabelle XXII

Ausgangsmaterial

einlagiges Schweißen mit 105000 J/cm

Zustand

Zugfe- Streck- ÜT stigkeit grenze

Kerbschlagzähigkeit

Zugversuch

vE Verfor Zugfe- Dehmungs- stig- nung bruch keit _o

Handschweißen 18000 J/cm

Cäq

CO CD CD

Walzzustand
normalisiert

(kp/mm ) (kp/mm ) ( C) 51.2 34-* 1 . -43

51.8

35.6 -63

(kgm)

8.6 7.3

(kg/mm*

50.6
51.0

18 17

0.38

b	π	53.1 52.7	35.1 35.0	-33 -55	7.2 6.9	59 60	52.6 51.3	19 17	0.38	295	ι
C	η	55.6	38.5 38.3	-32 -41	6.8 6.5	58 55	54.8 54.1	17 18	0.38	290	—A I '
d	η	58.6 56.2	42.1 40.3	-25 -42	6.8 7ο2	57 60	56.8 55.3	16 17	0.35	270
e	π	58.6 57.4	41^3 42.1	-23 -36	7.3 7.5	60 61	57.4 54.5	18 17	0.38	280
f	η	55.2 54.6	33.1 33.0	-35 -41	2.3 2.5	21 25	54.6 53.2	13 15	0.37	285
g	π	58.4 57.0	41.8 40.7	-43 -56	2.1 2.3	20 21	57.5 56.6	13 13	0.40	320
h	η	53.2 51.1	38.7 37.7	-35 -44	2Ο1 2.0	17 16	52.1 50.8·	12 12	0.35	280

Claims (8)

Patentansprüche:

1. Hochfester, mit einer ¥ärmezufuhr von 50 000 J/cm schweißbarer Stahl, bestehend aus

0,03 bis 0,23 % Kohlenstoff, 0,02 bis 0,8 % Silizium, 0,5 bis 2,0 % Mangan,

0,004 bis 0,07 % Titan, wobei im Ausgangsmaterial

mindestens 0,004% Titan als Nitrid mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron vorliegen,

0,0005 bis 0,10 % Aluminium gelöst,

0,003 bis 0,012% Gesamtstickstoff, Rest ■ Eisen,

2. Stahl nach Anspruch 1, der jedoch zusätzlich mindestens eines der Elemente Bor, Vanadin, Nickel, Kupfer, Chrom und Molybdän enthält.

3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, der jedoch einzeln oder nebeneinander 0,0005 bis 0,006% Bor und 0,02 bis 0,2% Vanadin enthält.

4. Stahl nach Anspruch 3, der jedoch einzeln oder nebeneinander unter 5% Nickel, unter 2,0% Kupfer, unter 0,35% Chrom und unter 0,35% Molybdän enthält-,

5. Verfahren zum Herstellen eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der in üblicher Weise erschmolzene Stahl nach dem Block- oder Stranggießen mit einer mittleren Ab-

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: - 78 -

kühlungsgeschwindigkeit von über 5⁰C/min auf unter 11OO°C abgekühlt und warmverformt wird.

6_fl Verfahren zum Herstellen eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 4, dadurch gekenn z. ei chnet, daß der Stahl
erwärmt wird.

daß der Stahl nach dem Gießen einmal auf 1050 bis 130O⁰C

7« Verfahren zum Herstellen eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl von der Gießtemperatur mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit im Kern von über 5°C/min auf 110O⁰C abgekühlt und während der Weiterverarbeitung nur einmal über 110O⁰C erwärmt wird,

8. Verfahren zum Herstellen eines Stahls nach den Ansprüchen 1 bis 4,- dadurch gekennzeichnet, daß der in üblicher Weise erschmolzene Stahl mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit im Kern von unter 5°C/min abgekühlt und der Block oder Strang während seiner Weiterverarbeitung höchstens einmal auf 1050 bis 1250°C erwärmt wird.

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