DE2116357B2 - Verwendung eines Stahls als Werkstoff für hochfeste geschweißte Gegenstände - Google Patents

Description

10 (%C) + (%Mn) g 2,8

genügen, für den Zweck nach Anspruch 1.

7. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, der jedoch der Bedingung

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

genügt, für den Zweck nach Anspruch 1.

8. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7, der jedoch 0,015 bis 0,04% Titan enthält, fur den Zweck nach Anspruch I.

9. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 8. der jedoch höchstens 0,015% Aluminium enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

10. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 9. der jedoch höchstens 0,011 % Gesamtstickstoff enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

11. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 10, der jedoch mehr als 0,005% nicht säurelöslichen Stickstoff enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

12. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 11, dessen Verhältnis von Titan zu Stickstoff jedoch höchstens 3,5 beträgt, für den Zweck nach Anspruch 1.

13. Verwendung eines nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 12 zusammengesetzten und gemäß Anspruch I abgekühlten Stahls, der jedoch nach dem Gießen einmal auf 1050 bis 125O⁰C erwSrmt worden ist, Tür den Zweck nach Anspruch 1,

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung eines Stahls, bestehend aus 0,03 bis 0,023% Kohlen-

stoff, G,02 bis 0,8% Silizium, 0,5 bis 2,0% Mangan, 0,004 bis 0,07% Titan, wobei im Ausgangdroaterial der Anteil feinkörniger Titanverbindungen mit einer Korngröße unter 1000 A an den Titanverbindungen über 50% liegt, 0,0005 bis 0,10% gelöstes Aluminium und 0,003 bis 0,012% Gesamtstickstoff, Rest Eisen.

Aus der deutschen Auslegeschrift 1 190 679 ist bereits ein schweißbarer Stahl der vorerwähnten Art mit bis 0,25% Kohlenstoff, 0,2 bis 0,5% Silizium, 0,8 bis 1,5% Mangan, bis 0,1% Aluminium und Titan sowie

0,01 bis 0,02% Gesamtstickstoff, Resi huen, bekannt. Dieser Stahl soll eine hohe Kaltzähigkeit bzw. niedrige Sprödbruchanfälligkeit bei Minustemperaturen besitzen. Ein kaltzäher Stahl mit unter 0,35% Kohlenstoff, unter 1% Silizium, unter 1% Mangan, 0,01 bis 0,1% Aluminiumnitrid und bis 1% Nickel, Chrom, Molybdän und Vanadin sowie 0,03 bis 0,3% Titan als Titannitrid, Rest Eisen, ist auch aus der britischen Patentschrift 9&J 751 bekannt. Die KaltzähigKeit bzw. niedrige Übergangstemperatur dieses Stahls soll darauf beruhen, daß die Nitride beim Glühen im Temperaturbereich vr>n 1150 bis 1250 C in Lösung gehen und sich während der nachfolgenden Warmverformung feindispers an den Korngrenzen ausscheiden.
Schließlich ist aus der britischen Patentschrift 1 116 254 auch ein schweißbarer Stahl mit hoher Festigkeit mit bis 0,11% Kohlenstoff, 0,1 bis 0,75% Silizium, 1,2 bis 2,5% Mangan, bis 0,1% Titan, 0.003 bis 0,2% Aluminium, bis 0,006% Bor, 0,02 bis 0,15% Vanadin, bis 1,5% Nickel, bb 0,5% Kupfer, 0,1 bis 1,5% Chrom und 0,3 bis 0,8% Molybdän, Rest Eisen, bekannt. Dieser bekannte Stahl kann mit einer Wärmezufuhr von 36 000 bis 69 000 J/cm geschweißt werden.

Das automatische Schweißen mit großer Würmeaufnahme 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 dct Wärmezufuhr zu vermeiden.

Auf Grund der bisherigen Kenntnisse ergibt sich, daß die Zähigkeit einer Schweißverbindung verhältnismäßig gut ist, wenn ihr Gefüge aus einem Martensit mit niedrigem Kohlenstoffgehalt oder einem niedrigen Bainit besteht und daß mit zunehmender Wiirmcaufnähme der Martensit zurückgeht und eine Versprödung eintritt. Aus diesem Grunde muß die Wärmszufuhr beim Schweißen auf einen bestimmten Wert begrenzt werden. Um eine Versprödung auch bei großer Wärmezufuhr zu vermeiden, wurde bereits vorgeschlagen, die Analyse des Stahls so einzustellen, daß die Schweißnaht eine hohe Härtbarkeil besitzt und ihr Gefüge soweit wie möglich martensitisch wird.

Die bisherigen Maßr-ahmen besitzen jedoch verchiedene Nachteile, So führt die Begrenzung der Wärmeaufnahme zu einer Begrenzung der Schweißjeschwindigkeit und din Forderung nach einer ein nartensitisches Geflige im Bereich der Schweißnaht garantierenden Stahlzusammensetzung zu einet Reihe von Legierungszusätzen und damit naturgemäß zu einem starken Ansteigen des KohlenstoffSquivulents beim Schmelzen

Ca, = C + Is» + I Mn + j: Cr + ^Mo + 1V +

wodurch die Gefahr von Schweißrissen und einer merklichen Beeinträchtigung der Duktilität bedingt •st.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen Stahl vorzuschlagen, der eine hohe Festigkeit besitzt und seine Zähigkeit in der beim Schweißen wärmebeeinflußten Zone, insbesondere in der Schweißnaht selbst nicht verliert, selbst wenn beim automatischen Schweißen die Wärmezufuhr 50000J/cra übersteigt. Das heißt, der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl soll weniger empfindlich gegen Schweißrisse sein und bei großer Schweißwärme einer oder mehrerer Schweißlagen von über 50 000J/cm im Vergleich zu herkömmlichen schweißbarer Stählen eine ausgezeichnete Zähigkeit der Schw nßverbindung besitzen. Zur Lösung dieser Aufgabe wird erfindungsgemäß vorgeschlagen, einen Stahl der eingangs erwähnten Zusammensetzung zu verwenden, der nach dem Gießen mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von über 5^r C/min auf UOO⁰C abgeschreckt worden ist und mit einer Wärmezufuhr von mindestens 50000 J/cm geschweißt wird.

Die obere Grenze der Schweißwärme reicht bei dem vorgeschlagenen Stahl bis zu der beim Elcktro-Schlacke-Schweißen; er besitzt im allgemeinen eine Festigkeit von 50 bis 80 kp/mm² sowie eine gute Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen von —20 bis 110 C nach einem Glühen, Normalisieren und Abschrecken sowie Anlassen.

Die Erfindung wird nachfolgend an Hand der in der Zeichn"ng wiedergegebenen Darstellungen und Diagramme des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigt

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

F i g. 2 eine graphische Darstellung der Temperaturverteilung über die Zeit bei einer einzigen Schweißlage und einer Wärmezufuhr von 50000, 60 000 und 100 000 J/cm,

F i g. 3 eine graphische Darstellung der Kerbschlagzähigkeit bei 30"C einer 2-mm-V-Kerbschlagprobe einer Schweißzone in Abhängigkeit von der Wärmezufuhr aus dem Simulatorversuch,

F i g. 4 eine graphische Darstellung der Kerbschlagzähigkeil einer Probe aus der Schweißnaht einer Simulatorprobe in Abhängigkeit vom Titangehalt der TiN-Phase mit einer Korngröße unter 0,05 μ und

Fig. 5 den Zusammenhang zwischen Titan- und Stickstoffgehalt bei dem erfindun.gsgemäßen Stahl.

Erfindungsgemäß ist es erforderlich, den Stahlblock oder Strang nach dem Gießen mit einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit von über 5'C/min von der Schmelz- oder Gießtemperalur bis auf 1100 C abzukühlen, um feinkörnigere Titanverbindungen im Stahl zu erreichen als beim Abkühlen von der Gießlemperatur 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 wirrt; denn wenn die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit von der Gießtemperatur bis zum Erstarren des Blockkerns und danach bis aus UOO⁰C 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 1000° C eine besondere Bedeutung zu, wobei allerdings auch der Zusammenhang rait der Stahlzusammensetzung berücksichtigt werden muß. Es wurde nämlich überraschenderweise festgestellt, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit von große- Bedeutung ist, um eine Zusammenballung und ein übermäßiges Wachstum der im Stahl befindlichen Titanverbindungen zu stabilisieren sowie in feindisperstr 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 Ä zu den Titanverbindungen insgesamt über 50% liegt, wie sich bei der Untersuchung im Elektronenmikroskop bei zehntausendfacher Vergrößerung im einzelnen ergab. Weitet hin wurde festgestellt, daß der Abstand zwischen den feindispersverteilten Titanverbindungen unter 2 bis 5 Mikron liegt und die Zähigkeit beim Hochleislungsschweißen eines solchen Stahls außerordentlich gut ist.

Der Titangehalt in der TiN-Phase mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron beträgt vor dem Schweißen mehr als 0,004% des gesamten Titannitrides, wodurch die Zähigkeit der Schweißverbindung beim Schweißen mit großer Wärmeleistung merklich erhöhl wird, wie sich aus dem Diagramm der Fig 4 ergibt. Die Feststellung der Korngröße des Titannitrides erfolgte nach dem in »Tetsu to Hagane«, 55, Nr. ll.S. 693ff., und nachfolgend beschriebenen Verfahren.

Die obenerwähnten Bedingungen für das Ausscheiden des Titannitrides sind gegeben, wenn die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit bis zu einer Temperatur von 1100°C nach dem Gießen des Stahls über 5 C/min liegt. Andererseits liegt bei einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit unter 5 C/min das Zahlenverhäli.nis des feinkörnigen Titannilridc mit einer Korngröße unter 1000 A bei der Untersuchung unter dem Elektronenmikroskop unter 50%. so daß der Titangehall 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 Schweibwärme.

Die irr Hinblick auf eine durchschnittliche Abkühlungsgcschwindigkeit von über 5"C/min bis aul 1100 C erforderlichen Abkühlungsbedingungen lassen sich bei herkömmlichen Blöcken mit einem Gewicht von über 5(X) kg und rundem, quadratischem, flachen

oder polygonalem Querschnitt nicht erreichen. Gerade in diesen Fällen liegt die durchschnittliche Abkühlungsgeschwindigkeit bis zu einer Temperatur von 1100⁰C unter 5°C/min. Die Abkühlungsbedingungen bei Temperaturen unter 1100'³C beeinflussen dagegen den vorgeschlagenen Stahl nicht.

Beim Ermitteln der Korngröße des Titannitrides wurde das vorerwähnte Verfahren angewandt:

Eine Probe mit einem Gewicht von 1 g wurde unter Rühren 100 Minuten in 150 ml Salpetersäure (I + I) 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 erforderliche Abkühlungsgeschwindigkeit 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 höchsten 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 von der Abkühlungsgeschwindigkeit des Gußblocks.

Insbesondere wird, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit bis llOOC nach dem Gießen über 5 C/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 erfolgt. Aus den vorerwähnten Gründen sind bei dem vorgeschlagenen Stahl bestimmte Glühbedingungen einzuhalten. Die bevorzugten Glühbedingungen schwanken jedoch leicht innerhalb der oben angegebenen Grenzen in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Gießen. lasbesondere lassen sich bei einem von der Gießtemperatur mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit über 5° C/min im Kern auf 1100⁰C abgekühlten Block oder Strang gute technologische Eigenschaften erzielen, wenn nach diesem Abkühlen ein nur einmaliges Glühen über 1050⁰C erfolgt

Besondere Bedeutung kommt den Maßnahmen zu, die sicherstellen, daß die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit des Kerns im Stahlblock beim Abkühlen von der Gießtemperatur auf HOO⁰C über 5° C/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 1100° C erreicht

Weiterhin bedarf die Bedingung, daß der Stahl ohne ein Glühen über 1250⁰C und mit einmaligem Glühen bei 1050 bis 1250⁰C hergestellt werden soll, einer Erklärung. Wie bereits erwähnt, wirken sich beim her-

S kömmlichen Blockgießen die Glühtemperatur und die Glühhäufigkeit auf die Stahleigenschaften aus, so daß ein einmaliges Glühen über 125O°C dazu führt, daß die ausgezeichnete Zähigkeit der Schweißverbindung nach einem Schweißen mit großer Wärmeleistung verlorengeht.

Im Gegensatz zu Vorstehendem ist die Häufigkeit eines Glühens unter 1050 C nicht begrenzt. Das Glühen über 1050" C ist jedoch 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 vorgeschlagene Zusammensetzung besitzt. Ist diese Voraussetzung nicht erfüllt, so ergibt sich auch nicht die gewünschte Zähigkeit.

Zahlreiche Versuche haben darüber hinaus gezeigt, daß das Gewichts- oder Zahlenverhältnis des Anteils feinkörniger Tiianverbindungen unter 1000 A und insbesondere unter 0,05 Mikron sowie der Absland dei Titanverbindungen im Stahl einen großen Einfluß auf das Gefüge und die Zähigkeit der Schweißzone und der wärmebeeinflußten Ubergangszone beim Schweißen mit großer Wärmezufuhr über 50000J/cm besitzen.

Der Kohlenstoffgehalt des vorgeschlagenen 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 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 Ri^empfindlichkeit erhöht wird.

Das Silizium dient im wesentlichen der Desoxydation, wenngleich sich bei einen Siliziumgehalt untei 0,02% keine ausreichende Zähigkeit ergibt, so daß da vorgeschlagene Stahl mindestens 0,02% Silizium enthalten muß. Andererseits wird die Zähigkeit bei einen

Siliziumgehalt über 0,8% beeinträchtigt. Der vorge

schlagene Stahl enthält daher 0,02 bis 0,8% Silizium

Mangangehalte unter 0,5% verursachen eine be

trächtliche Verringerung der Festigkeit in der wärme

beeinflußten Zone und führen dort zu Trennbrucli so daß der Stahl mindestens 0,5% Mangan enthaltet muß.

übersteigt der Mangangehalt 2,0%, so wird di< Zähigkeit der Schweißverbindung berat Schweiße! mit hoher Wärmezufuhr in starkem MaBe beemtfäch tigt, so daß der Mangangehalt des vorgeschlagenen Stahls 2,0% nicht übersteigen darf. Sehr gate Zähig keiten der Schweißverbindung ergeben sich bei Man gangehalten von 1,1 bis 1,8%. Optimale Zähigkeitei

ier Schweißverbindung ergeben sich beim Schweißen mit Schweißwärmen über 50000 J/cm, wenn die folgende Bedingung erfüllt ist:

10(%Q + (%Mn)g 2,8.

Eine weitere Verbesserung der Zähigkeit ergibt sich, wenn zu- ätzlich die Bedingung

(%C) + l/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 50000 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 Grundwerkstoffs beeinträchtigt. Als obere Grenze für den Titangehalt wird daher 0,07% gesetzt. In bezug auf die Zähigkeit 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 bis 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 vorgeschlagenen Stahles. 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 (s. Fig. 5).

Der vorgeschlagene Stahl enthält Verunreinigungen wie Phosphor und Schwefel, deren Gehalt weniger als 0,035% beträgt.

Bei ausgedehnten Versuchen wurde beobachtet, daß sich bei Stahlblechen die Zähigkeit von Schweißverbindungen selbst bei Anwendung hoher Schweißhitze nicht verschlechtert. Es wurde gefunden, daß die so Bereiche, die einem simulierten Schweißen, d. h. einer Wärmebeanspruchung mit einem Temperaturmaximum von 1350 bis 1400⁰C unterworfen wurden, was der Wärmebeanspruchung einer einlagigen Schweißverbindung entspricht, eine Kerbschlagzähigkeit von mindestens 6 kgm [JE₀ g 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 1050° C nur einmal erfolgU dann ist der Wert von JE₀ 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 Wärsiebeanspruchung erreichbar.

Es ist vor allem bemerkenswert, daß, wenn die beim Schweißen zugeführte Wärme mehr als 70 000 J/cm beträgt, die Kerbschlagzähigkeit ,.E₀ (also die bei 0" C 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.

Eine Schweißverbindung kann in das niedergeschlagene Metall, eine grobkörnige, der Wärme ausgesetzte Schweißzone, eine feinkörnige, der Wärme ausgesetzte TJbergangszone 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 1400" C zu unterwerfen, die der Wärmebeanspruchung entspricht, der die Schweißzone in einem Simulator unterliegt, daraus eine Probe zu entnehmen und mit einer 2-V-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 Schweißvc bindung entnommen wird, eine Kerbe in Bereichen der versprödeten Schweißzone nahe der Verschmelzungslinie oder der feinkörnigen, wärmebeeinflußten Ubergangszone von hoher Zähigkeit erzeugt wird, so daß die Kerbschlagzähigkeit der Schweißverbindung, die nach dem ersten Verfahren bestimmt wird, häufig erhebliche Schwankunger, zeigt und auf diese Weise ein relativ hoher Durchschnittswert entsteht. Demgegenüber kann bei dem /weiten 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 Stahlsorten auf die Zähigkeit von mit ihnen hergestellten Schweißverbindungen nach dem ersten Verfahren untersucht, so beträgt JE₀ (also die bei 0⁰C bei einem 2-V-Kerbschlagversuch absorbierte Energie' 2 bis 6 kgm für eine eintägige Schweißverbindung, du mit 50000 J/cm Wärmezufuhr hergestellt worden ist Bei Anwendung des zweiten Verfahrens fällt der Wer von „E_o ausnahmslos in den Bereich von 1 bis 3 kgm Aus diesen Granden soll im Zusammenhang mit de Erfindung die Zähigkeit strikt mit der Vorrichtung zum Erzeugen eines reproduzierten Erwärmung? zyklus bestimmt werden, die relativ niedrige Zähij keiten der Schweißzone ergibt. Tatsächlich werde durch ein solches Verfahren zum Bestimmen de Zähigkeit der Schweißzone die Eigenschaften des voi geschlagenen Stahls klar erkennbar.

Der Kerbschlagversuch mit simuliertem Schweiße

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bzw. reproduziertem 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 standaHgemäßen 2-mm-V-Kerbe entnommen war, wie dies durch die JlS-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 1400"C 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 Erwärmungszyklus unterworfenen Probestück wird eine 2-m-V-Kerbschlagprobe entnommen und der Kerbschlagversuch bei verschiedenen Versuchstemperaturen durchgeführt, um die Zähigkeit der Schweißzone zu prüfen.

Die hier angegebenen Werte, die mit 2-V-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 hoher 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 Minimalwer» 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 Minimalwcrt. Bei üblichen Stählen beträgt die absorbierte Energie 1 bis 3 kgm (_PE₀ = 1 bis 3 kgm) bei OC 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 vorgeschlagenen Stahl, bei dem ate Erstanrungs- und Abkühlungsbedingungen des Gußstrangs definiert sind, mehr als 6,0 kgm (Α δ 6,0 kgm) bei 0⁰C und einem Verformungsbruch von Ober 50%. Ebenso ist beim vorgeschlagenen Stahl, wenn die Erstarrungs- und Abkühlungsbedtngungen des Gußblocks und die Bedingungen der hierauf folgenden Erwärmung begrenzt sind JE₀ S 5 kgm gewährleistet. Aus den vorstehenden Gründen sind die mit der Erfindung erzielteii Ergebnisse überraschend.

Der vorgeschlagene Stahl kann 0,0001 bis 0,006% Bor und/oder 0,02 bis 0,20% Vanadin enthalten. Dal ».h die Beigabe von 0,0005 bis 0,006% Bor und/oder 0,02 bis 0,20% Vanadin kann Gewähr dafür geschaffen werden, daß der JE₀-Wert der Schweißzone 6,0 kgm übersteigt und die Neigung zu mma Festigkeitsverlust der Schweißverbindnttg vetttdeden wird. Diese Wirktingen sind gering, wenn der Borgehalt kleiner ist als 0,005% und der Vanadingehalt kleiner als 0,02%, ι id eine Verschlechterung der Zähigkeit der Schweißverbindung 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 Vanadingchalts bei 0,02 bis 0,2%.

Der vorgeschlagene Stahl kann weniger als 5% Nickel und weniger als 2,0% Kupfer, entweder je für

ίο sich oder in Kombination, enthalten. Nickel und Kupfer 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 Zähig-

keit sowohl der Schweißzone als auch des Grundmaterials und erhöhen außerdem deren Festigkeit.

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 100000 J/cm hergestellt ist. so betragen die absorbierte Energie der Probe 1 bis 3 kgm bei 0" C und der Verformungsbruch 0 bis 9%. Wird demgegenüber die Abkühlgeschwindigkeit des Gußblocks oder -Strangs auf mehr als 5" C/min begrenzt, so gewährleistet das gleiche Testverfahren eine Kerbschlag-Zähigkeit 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 vorgeschlagenen Stahl eine Kerbschlagzähigkeit von 5,0 kgm bei -30°C, wenn man andere Normen zugrundelegt. In diesem Falle ist der Anteil des Titans der TiN-Phase mit einer Korngröße unter 0,05 Mikron größer als 0,004%. Beträgt außerdem die Erstarrungsund Abkühlungsgeschwindigkeit des Gußstrangs mehr als 5' C/min und die Erwärmungjbedingungen vor dem Walzen sind überdies so, daß ein Erwärmen über 1050° C nur einmal erfolgt, dann beträgt der ,E₀-Wert des Kerbschlagversuchs nach dem simulierten Schweißen mehr als 7,5 kgm (_CE_O ^ 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 1050 und 1250⁰C nur einmal, so ist der ,,E₀-Wert des Kerbschlagversuchs nach dem simulier-

ten Schweißen größer als 5,5 kgm (_tE₀ <; 5,5 kgm).

Demgegenüber ist bei üblichen hochfesten Stählen das Maß der Wärmezufuhr beim Schweißen durch die damit verbundene Herabsetzung der Zähigkeit det Schweißverbindung begrenzt. Dabei liegt im allge meinen die obere Grenze bei 45000 bis 50000 J/cm

Der Mechanismus der beim Schweißen des antnel

dungsgemäßen Stahls auftretenden Gefügeverände

rangen ist bisher nicht vollständig aufgeklärt. Docl

kann gesagt werden, daß bei üblichem Stahl mit zu

nehmend martensitischem Gefüge von geringem Koh tenstoffgehalt oder niedrigem bainitischem Gefüge di

Zähigkeit zunimmt, während im Gtgensatz hierz

beim vorgeschlagenen Stahl die Zähigkeit der SchweiE

- zone um so besser ist, je mehr feinkörniger Ferrit sie

6s in der Schweißzone befindet. Ausgezeichnete Zähigke wird erreicht, wenn der Ferritgehalt, wie es der bevoi zugten Zusammensetzung des Stahls entspricht, ai die Fläche bezogen 40% übersteigt.

Nach herrschender Meinung ist in einem Falle einer Stahlzusammensetzung mit Martensit von geringem Kohlenstoffgehalt oder geringem Bainit selbst bei Zufuhr großer Wärmemengen beim Schweißen die Zähigkeit der Schweißverbindung gut. In diesem Falle müssen jedoch Lcgierungselemente in großer Menge beigegeben werden. Werden Legierungselcmente in großer Menge beigegeben, so wird das sogenannte Kohlenstoff-Äquivalent beträchtlich erhöht und die Schweißbarkeit erheblich verschlechtert. Demgegenüber ist beim Schweißen des anmeldungsgemäß zu verwendenden Stahls die Zähigkeit der Schweißverbindung auch ohne größere Mengen von Lcgierungselementen ganz ausgezeichnet, da das Kohlenstoff-Äquivalent ausgeprägt niedrig und die Schweißbarkeil vorzüglich ist.

In Fi g. 4 ist dargestellt, wie sich die absorbierte Energie eines mit einer 2-mm-V-Kerbe ausgeführten Kerbschlagversuchs bei OC und bei einem Gehall 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.I/cm (maximale Heiztemperatur 1400⁰C) entspricht, durchgeführt wird. Aus Fig. 4 geht klar hervor, daß der Tilangchall der TiN-Phase kleiner als 0,05 Mikron gröiier als 0,004%. bezogen auf die Stahlzu^ammensetzung, sein muß. um sicherzustellen, daß die Kerbschlagzähigkeit der Simulatorprobe auf der Grundlage von 100 000.I/cm größer als 6 kgm ist. In F i g. 4 sind die durchschnittlichen Werte einer großen Anzahl von Versuchen aufgetragen.

Die Erfindung wird nachfolgend an Hand von Ausführungsbeispielen des näheren erläutert.

Beispiel 1

In diesem Beispiel wird von einem nach vorangegangener Wärmebehandlung bei 850 bis 950"C abgeschreckten und bei 500 bis 690 C angelassenen Blech s ausgegangen. Allgemein erfolgte das Abschrecken von 850 bis 950 C und das Anlassen bei 500 bis 690"C.

In Tabelle I stellen die Stähle 1 bis 8 Ausführungsbcispiele des anmeldungsgemäß zu verwendenden Stahls dar, während es sich bei den Stählen 28 bis 30

ίο um übliche gefeinte, hoc! Teste Stähle handelt. Die Stähle 9 bis 27 stellen Beispiele für Fälle dar, die dem vorgeschlagenen Zusammensetzungsbereich nicht entsprechen. Mit dem Vergleich soll gezeigt werden, wie außerhalb der Erfindung liegende Stähle als hochfeste

is Stähle versagen, wenn sie automatisch geschweißt werden, und warum die vorgeschlagene Zusammensetzung gewählt wurde.

Bei diesen Beispielen waren die Abkühlungsbcdingungen des Strangs wie folgt:

Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit auf 1100 C betrug etwa 10.7 C/min im Kern. Unterhalb von 1100" C wurde der Strang spontan in Lufi auf Raumtemperatur abgekühlt. Hierauf wurde der Block durch Ausgleichsglühen einmalig auf 1200°C erwärmt und sodann durch Warmwalzen zu einem Stahlblech verformt. Nach dem Abschrecken von 950"C und Anlassen bei 620 bis 650 C wurden die Eigenschaften der Ausgangsbleche untersucht. Der Handschweißversuch, der unter der Voraussetzung einer Wärmezufuhr von 105 0(X) J/cm durchgeführte Simulatorversuch und der Kerbschlagversuch folgten hierauf ebenso die Prüfung der Schweißverbindung auf Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit. Die Ergebnisse sind in Tabelle II wiedergegeben.

Tabelle

1%)

Si

Mn

( Ol

1%)

CO)

Erfindungsgemäß zu verwendende Stähle

2
3
4
5
6
7
8

0.07	0,17	.11	0.016	0.023
0,12	0,30	,25	0.011	0.024
0,12	0,28	,41	C024	0,022
0,10	0,30	,38	0.015	0,025
0,13	0,25	,30	0.013	0,020
0,13	0,29	,55	0,013	0027
0,12	0,32	,23	0,015	0,018
0,14	0,32	,18	0,0 IO	0,026

0.027	0.0022	0.',i)58
0,012	0.0019	0.0056
0,005	0,0021	0,0061
0,004	0,0013	0,0062
0,010	0,0015	0,0060
0,013	0,0010	0,0065
0,008	0,0028	0,0056
0,012	0,0016	0,0060

Vergleichsstähle

9
IO
11
12
Ϊ3
14
15

0,02	0,31	1,24	0,016	0.028
0,27	0,27	1,31	0,013	0,026
0,13	0,96	1,35	0,010	0,024
0,14	0,30	0,31	0,021	0,019
0,12	0,29	2,13	0,023	0,024
0,12	0,35	1,25	0,031	< 0,002
0,13	033	1,22	0,051	0,085

0,028
0,018
0,020
0,028
0,034
0,021
0,018

0,0032 0,0027 0,0021* 0,002 ί 0,0039 0,0018 0,0021

0,0062
0,0055
0,0056
0,0050
0,0057
: 0,0058
0,0057

	13	Ng1=,	B	2 1 i 6	357	V	Nb	0,0080	—	0,0094	0.0025	C	Si	"""	0,11	0,31	Ng«.	B	0,0089	0.0038	—	—	—	_	Mn	. ..	Ti	.26	0,022	I	0,025	(Fortsetzung)	V	Nb	--	—	1A	Ni	Cu	Mo	Stähle	—	—	—	—	—	—	—	...	A!,e.	I	Nj-cl	Nungcl.	0,16	0.0032	0,0057	Ni	Cu	Cr	Mo	-	—	—	—
		l%l			1%)	(%l	0,0075	—	0,0082	0.0026	(%)	1%)		0,12	0,33	(%)	1%)	0,0156	0,0033	—	—	—	_	%)	P	<%l	.24	0.018	0.019	0.028	(%|	<%)	—	_..		(%)	(%)	(%)	—	—	—	—		—	—	—	_J!'r.'_	(%)	(%)	0.032	0,0036	0,0120		<%)	<%)	(%)	-	—
				0,0082	0,0032	0,0077	0.0033			0,13	0,34		0,0025	0,0027	—	—	—		(%) j	Vergleichsstiihle	.25	0.013	0.014	0.020		0.31	--			—	—	■ —	—		—		—		0.012	0,0006	0,0019			—
	(Fortsetzung)		0,0075	—	0,0081	0,0028		0,13	0.32	0,0081	0.0087	0,04	—	—		~n	0.01	0.016	0.023		0.04	._			—	—	—	—		—		—	0.013	0.0022	0,0059
	Erfindungsgemäß zu verwendende	0,0075	—	0,0096	0.0026	0,12	0.31	0.0085	....	0,06	—	—		.23	0.021	0.024	Vergleichsstähle	0,03	—		—	—	—	—		—	-	—	0.030	0.0025	0,0060
	0,0075	0.0020	0,0076	0.0024	0,13	0.32	0.0076	._	0,07	—	—		.25	0.015	0.023		0.15		—	—	—	—	—	—		—	0.017	0.0020	0,0056
1	0,0084	0.0041	0,0082	0.0021	0,12	0.25	0.0085	0.0092	—	—	—		.30	0,028	0.025		0.03	I 14	—	—	—	—	—		—	0.021	0,0027	0,0058
2	0,0076	—		0,13	0,26		0,06	—		.25	0.031	0.023			,32	0,53	—	—		0.018	0.0023	0,0058
3			0.13	0.28			,36	0,016	0.028		,55		0.020	0,0021	0,0061
4	0,11	0.30			,35	0.015	0.025			0.021	0.0015	0.0063
5	0,11	0.28			.38	0.017	0.021		0.018	0.0016	0,005?
6	0,10	0.33			.41	0.018	0.021		0.015	0,0021	0.005?
7	0,14	0,26		— ι	.23	.._		0.020	0.0067	0,0012
8	0,15	0.30		(Fortsetzung)	,03	...		0.023	0.0070	0,0011
	0.14	0.31			,20	-	0.030	0,0073	0,0OU
9
!O		Vergleichsstähle
11
12
13
14
15
16
17
18
19	4
20
21
22
23
24
25
16
27
28
29
30
16
17
18
19
20
21
22

211635?

Fortsetzung /0

16

Ni Cu

Vergleichsstähle

23	0,0081
24	0,0090
25	0,0078
26	0,0075
27	0,0080
28	0,0079
29	0,0081
30	0,0091

0,003

0,0028

0,05

0,080 0,037

Tabelle II

Grundwerkstoff

Zugfestigkeit

(kp/cnr) [

9 10 Il 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30

Sireckgrenze

0.2"

(kp/cnr)

UT*)

I C)

Automatisches Schweißen eine Schweißlage

(105(XX) J/cnr) Simulalorprobe

Kerbidilagversuch

(kgml j <_%)

Ver-

formungshruch

Zugfestigkeit

(kp/cnr) Dehnung
1%)

Erfindungsgemäß zu verwendende Stähle

51,0	38,1
61,4	52,0
64,5	53.6
63,0	55,5
63,6	55.1
74,6	70.0
65,2	55,1
71,2	63,9

-110

-

-

-

-

-

-

-

13,8 12,4 19,0 !6,8 10,4 9,0 18,5 12,9

Vergleichsstähle

85	49,2
66	60,2
83	61,5
75	63,2
65	62,4
62	72,1
82	64,9
68	71,0

21

19

18

18

19

17

18

20

42,1 70,1 67,0 53,6 69,6 63,1 66,1 68,3 62,3 63,1 65,6 69,5 69,9 70,3 68,0 78,7 69.4 78,4 78,9 63,2 63,5 75.3

*) Obergangstemperatur

30,5 62,0 54,6 41,3 59,0 52,2 53,1 57,0 51,9 52,3

53,7

58.5

58,7

61,1

57,9

68,4

59,0

68.5

69,1

52,1

53,2

65.1 zum Sproclbruch Cr

6,3	Γ	—
	2,11	—
—	—	0,81
—	0,30	—
	0,32	0,52
0,75	—	0,55

0,75 0,63

0,28

rtandschveißen (18000 J.-cnr)

- 97	6,0	52	40,1	19
- 65	4,5	37	69,6	14
- 15	4,2	25	66,1	11
- 38	4,7	38	44,2	12
- 50	3,0	18	68,2	12
- 55	2,2	5	56,1	Π
- 11	2,9	7	64,2	13
- 37	5,5	38	67,0	12
- 37	3,2	23	61,2	12
- 40	4,2	30	62,6	13
- 60	3.5	24	63,5	12
— 22	3,1	20	68,2	11
- 40	3,0	21	68,2	11
- 25	3.5	24	69,4	12
-100	3,5	26	67,4	12
- 41	2,7	13	78,4	12
- 42	2.5	8	68,3	11
- 30	2.3	9	77,6	10
- 35	2,2	10	77,6	10
- 45	2.1	8	60,2	13
- 60	2.2	10	61,5	11
- 80	2.2	10	74.1	Il

0,26 0,34 0,35 0,36 0,36 0,38 0,39 0,40

0.24

0,48

0,36

0.21

0.51

0,37

0,33

0,36

0.35

0,36

0,35

0.85

0,36

0,35

0,51

0.36

0.50

0.52

0.51

0.37

0.42

0.53

JL

230 270 270 280 285 280 290 290

230 375 295 235 390 295 280 285 280 285

280

275

295

280

375

300

370

375

360

285

310

400

409 524/238

2 Π6357 (ι

Bei einem Vergleich der erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle 1 bis 8 mit den herkömmlichen Stählen 28 bis 30 eeigt sich, daß die erfindwngsgemäß zu verwendenden Stähle eine überraschend hohe Zähigkeit der Schweißzone nach einem automatischen S Schweißen mit einer Lage und einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm besitzen. Während die aufgenommene Schlagenergie „£„ beim 2-V-Kerbschlagversuch bei 0°C an einer Simulatorprobe entsprechend 105 000 J/cm im Falle der vorerwähnten herkömm- to liehen Stähle nur 2,1 bis Xi kgm betrug, liegt die Kerbscblagzäbigkeit der erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle über 7,5 kgm. Außerdem wurde festgestellt, daß die Kerbschlagzähigkeit ,JE₃₀ bei wiederholter Wärmebeanspruchung im Falle der erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle über 5,0 kgm lag. Dit erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle wurden zudem mit einer Lage und einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm nach dem UP-Verfahren geschweißt, wonach sich eine Kerbschlagzähigkeit ,.E₀ von 14 bis 26 kgm in der Schweißverbindung ergab.

Der hinsichtlich seines Kohlenstoffgehaltes außerhalb der Erfindung liegende Stahl 9 besaß in der Schweißverbindung beim automatischen Schweißen mit 105 000 J/cm eine geringere Festigkeit als der Grundwerkstoff. Die Analyse der Stähle 10 bis 27 liegt insgesamt außerhalb der vorgeschlagenen Grenzen: dementsprechend sind auch die Zähigkeiten der entsprechenden Schweißzonen gering. Ip 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 vorgeschlagenen Stahls.

Beispiel 2

Die Versuche wurden an einem Stahl durchgeführt, der mit einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit von 25^DC/min auf U00°C abgekühlt und vor dem Walzen zweimal auf 1250⁰C erhitzt wenden war. Beim Abschrecken von 850 bis 950⁰C und Anlassen bei 560 bis 690ⁿC ergab sich eine Zugfestigkeit von mindestens 58 kp/mm², eine Streckgrenze von mindestens 46 kp/mm² und eine Übergangstemperatur (UT) von unter —40⁰C bei einem Verformungsbruch von 50%. Die nach der vorerwähnten Wärmebehandlung erzielbaren technologischen Eigenschaften sind fiir die in Tabelle III zusammengestellten Stähle in der Tabelle IV 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 150000 J/cm nach dem U P-Verfahren, sowie die Schweißbarkeit von Hand mit einer Wärmeaufnahme von 18 000 J/cm enthält.

Tabelle III

	Si	Mn	Ti	1	0,13	0,30	.21	8	0,02	0,30	1,25	B	V	0,025	Algel.	0,031	0.0031	0.04	—	Ni	Ngel.	Nungcl.	Ngcs.
	(%)	(%)	(%)	2	0,12	0,27	,27	9	0,26	0,31	1.23		0,027	(%)	0,025		0.06	verwendende	(%l	(%)	(%)
C	Erfindungsgemaß zv	3	0,10	0,30	,45	10	0,12	0,01	1,25	0,030	verwendende	0,031				Stähle
(Vo)	4	0,12	0,30	,41	11	0,12	0,91	1,23	0,023		0,030				0,0019	0,0062	0,0081
5	0,10	0,25	,65	12	0,12	0,31	0,41	0.019		0,026				0,0013	0,0065	0,007«
6	0,13	0,31	,32	13	0.13	0,35	2,10	0,015		0,034			0,0018	0,0067	0,0085
7	0,12	0,25	,27	.14	0,13	0,37	1,27	0,022		0,031		0,0015	0,0063	0,0078
					(Fortsetzung)		0,0012	0,0060	0,0072
					0,0025	0,0056	0,0081
		Erfindungsgemaß zu I	0.0012	0,0063	0,0075
	0,030	I 2
	0,031	3	0,0026	0,0065	0,0091
	0,027	A	0.0023	0,0057	0.0080
	0,020		0,0029	0,0063	0,0092
0,025	0,0025	0,0062	0,0087
0,031	0,0024	0,0058	0,0082
0,025	0,0021	0,0059	0,0090
Vergleichsstähle	0,0028	0,0030	0,0058
0,020
0,024	Cu	Cr	Mo
0,017	Stähle
0,021
0,017
0,021		—
< 0,002

2Π6357

Fortsetzung

	0,0020	8	00032	15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27	0,12 0,12 0,13 0,13 0,12 0,12 0,13 0,12 0,13 0,12 0,11 0,10 0,10	15	Erfindungsgemäß zu	Si	0,0030	Mn	V	—	verwendende Stähle		Algd. I 0' \ I	0,029 < 0.0005 0,15 0,033 0,026 0,037 0,031 0,033 0,031 0,028 0,029 0,019 ■ 0,033 0.020	—	0,51		—		Ng«. (%)
5 I	0,003	9	0,0025	28	0,15	16	0,07	(%)	0,0033	(%)	(%)	—				0,025			—
6 7		10	0.0031	29 30	0,14 I 0,13	17	0,05		0,0041					Vereleichsstähle	0,030
	11	0,0025	1 B	18		0,33 0,30 0,36 0,34 0,30 0,31 0,33 0,28 0.28 0,31 0.32 0,25 0,31	0,0037	1,21 1,20 1,27 1.23 1,28 1,22 1,27 1,31 1,24 1,33 1,36 1,40 1,43 110		1 ~)		0,086 0,025 0,023 0,026 0,021 0,027 0,025 0,028 0.021 0.032 0.028 0,019 0.022	Ni				—	0.GO86 0,0080 0,0091 0,0153 0,0084 0,0086 0,0081 0,0090 0,0081 0,0092 0,0076 0,0074 0,0082 0.0081
	12	0,0035	J (%).	19	—	0.25	0,0085	1,Io 1 A 1	—	1,— 0,53			1%)				—	0,0082
13	0,0039		20	—	0,31 0.35		1.01 !,25		Vergleichsstähle			VergleichssUihle				—	0.0089
14	0,0035	21	—				—		Nb	—-	"""			—	Mo
	22	—			—		(Fortsetzung)	(%>	—	S i			—	\ /O f
	23	—			0,28		Ti I I		6.1			—
C	24	—		0,0093	0,07		(%) J.	-
(%)	25	—		0.003	0.04		—		(%) I	■ ~* \~
			...	—		.■__-			Nunj-d. (%l
		0,06		0.15
			0,03	0,0013 0,0018 0,0020 0,0032 0,0031 0,0025 0,0024 0,0027 0,0024 0,0031 0.0013 0.0010 0.0023 0,0071
				0,0070	0,0073 0,0062 0,0071 0,0121 0,0053 0,0061 0,0057 0,0063 OJ3O57 0.0051 0,0063 0.0064 0.0059 0.,O010
			0.0072	0,0012
			Cu	0,0017
			(%)	Cr
			(%)
		._
		_..
		___
	0.71
		„..
		0,82

21

Fortsetzung

8
9
10
U
12
13
14
15
16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30

	B	V	Nb	Ni	Cu	Vergleichsstähle	—	—	—	—	—	Tabelle IV	Grundwerkstoff	Zugfestigkeit	Streckgrenze 0.2%	( C)	Automatisches Schweißen eine Schweißlage	Kerbschlag versuch	Simula Ver formungs- bruch	torprobe Zug festigkeit	Dehnung	Cr	Mo	—	0,72
			—	—	—	—	0,32		(kp/cm2)	(kp/cm2)	(105000 J/cm2)	(kgm)	<%l	(kp/cm1)	(%)		—	0,62
26		—	0,081	—	—	—			—	—
27		—	0,035	—	—	0,31		0,53	—
28		0,0030	—	—	0,73	—	0,56	0,31
29
30		Handschweißen
		(18 000 J/cm2)
	H..
	H1

Erfindungsgemäß zu verwendende Stähle

1	61,7	52,1
2	64,3	53,8
3	63,4	55,6
4	65,5	56,0
5	75,3	70,4
6	65,3	54,9
7	68,4	57,6

42,3
71.3
63,0
67,1
52,3
69,8
63,2
63,3
60,1
68,8
62,2
65,6
69,7
69,9
70,4
68,3
68,9
69,4
79,6
79,8
63,8
63,4
75,6

31,2
61,8
52,5
55,7
41,1
58,2
52,8
53.2
50.0
57,2
51,4
54,3
58,8
58,7
61,3
57,8
58,6
59,1
68,4
69,6
52,6
51,3
64,2

- 73

- 82

- 59

- 50

- 40

- 91

- 86

- 95

- 63

- 22

- 18

- 36

- 52 ~ 57

- 16

- 17

- 43

- 32

- 59

- 23

- 41

- 26 -105

- 42

- 43

- 32

- 34

- 43

- 63

- 86

12,6 11,3 10,3 10,2

9,2 13,4 12,6

Vergleichsstähle 18,3

4,9

4,6

4,3

4,9

3,2

2,5

2,8

4,6

4,8

3,5

3,6

3,2

3,1

3,6

3,8

2,8

2,1

2,2

2,3

2,0

2,2

2,0

70	60,2
68	61.3
65	63,3
66	65.0
66	74,6
93	64,8
64	67,5

73	39,9
36	69,2
31	61,1
27	66,3
38	44,2
21	68,4
7	55,7
8	64,3
31	59,3
32	67,9
21	61,4
24	63,7
20	68,4
22	68,3
24	69,4
27	69,1
11	69,7
9	68,6
9	78,4
10	79,2
9	60,4
II	60,3
10	73,4

20
19
18
18
18
20
19

19
13
12
12
13
12
11
12
13
13
12
12
11
11
12
12
11
12
9
10
13
il
10

0,34 0,34 0,36 0,38 0,39 0,39 0,36

0,24 0,48 0,34 0,36 0,20 0,50 0,36 0,34 0,35 036 035 0,35 034 0,36 035 0,50 036 0,51 0,52 0,51 036 0,43 0,56

270 280 285 285 290 290 270

225 370 285 290 240 390 290 275 270 285 280 280 275 290 280 370 275 365 375 360 290 32C 4ÖC

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

Iff- 24

Bei einem Vergleich der erfindungsgemäU zu verwendenden Stähle 1 bis 7 mit den herkömmlichen Stählen 28 bis 30 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_o 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 erfindungsgemäß zu verwendenden Stählen bei 6 kgm und über 50%. Außerdem wurde festgestellt, daß die Kerbschlag-Zähigkeit ,,E₃₀ einer Simulatorprobe in der Schweißzone bei den erfindungsgemäß zu verwendenden Stählen mehr als 5 kgm beträgt. Bei Proben aus einer einlagigen Schweißnaht mit einer Wärmeaufnahme von 105 000 J/cm ergab sich eine Kerbschlagzähigkeit _VE_O von 13 bis 24 kgm.

Mit den Vergleichsstählen 8 bis 27 soll gezeigt werden, welche Nachteile solche hochfesten Stähle besitzen und wie wesentlich es auf die erfindungsgemäße Zusammensetzung ankommt.

Bei den Stählen 8 und 9 liegen die Kohlenstoffgehalte außerhalb der vorgeschlagenen Gehaltsgrenzf ·\. Es überrascht daher nicht, daß der Stahl 8 schon im Grundwerkstoff, darüber hinaus aber auch in der Schweißzone nach einem Schweißen mit 105000 J/cm eine geringere Festigkeit besitzt, während der Stahl 9 eine noch geringere Zähigkeit der Schweißzone und eine unzureichende Schweißbarkeit von Hand besitzt. Die Stähle 10 und 11 liegen wegen ihres Siliziumgehaltes außerhalb der Erfindung und besitzen eine zu geringe Zähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als auch der Schweißzone. Die Stähle 12 und 13 liegen wegen ihres Mangangehaltes außerhalb der Erfindung, wobei der Stahl 12 eine geringe Zähigkeit und Festigkeit der Schweißzone und der Stahl 13 sowohl eine geringe Zähigkeit der Schweißzone als auch eine merklich verschlechterte Schweißbarkeit von Hand besitzt. Die Stähle 14 und 15 fallen hinsichtlich ihres Titangehaltes nicht unter die Erfindung und besitzen eine zu geringe Zähigkeit der Schweißzone (Stahl 14) bzw. eine zu geringe Zähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als auch der Schweißzone (Stahl 15).

Die Stähle 16 und 17 liegen hinsichtlich ihres Aluminiumgehaltes außerhalb der Erfindung, weswegen der Stahl 16 eine geringe Zähigkeit des Grundwerkstoffs und der Stahl 17 eine zu geringe Zähigkeit der Schweißzone besitzt. Der Stahl 18 liegt hinsichtlich seines Stickstoffgehaltes und der Stahl 19 hinsichtlich seines Borgehaltes außerhalb der Erfindung. Beide Stähle besitzen eine geringe Zähigkeit in der Schweißzone. Der Stahl 20 liegt hinsichtlich seines Vanadingehaltes und der Stahl 21 hinsichtlich seines Niobgehaltes außerhalb der Erfindung. Beide Stähle besitzen eine zu geringe Zähigkeit der Schweißzone, während Stahl 20 außerdem eine nur geringe Zähigkeit des Grundwerkstoffs besitzt. Der Stahl 22 liegt hinsichtlich seines Borgehaltes außerhalb der Erfindung und besitzt eine geringe Zähigkeit der Schweißzone. Schließlich fallen die Stähle 23 bis 27 wegen ihrer Gehalte an Nickel, Kupfer, Chrom und Molybdän nicht unter die Erfindung: sie besitzen eine geringe Zähigkeit in der Schweißzone nach einem Schweißen mit einer Lage.

Beispiel 3

Um die Gründe für die Festlegung der Wärmezufuhr bzw. Schweißwärme im Rahmen der Erfindung zu veranschaulichen, wurden die Stähle der Tabelle V von der Gießtemperatur mit einer mittleren AbkühlungsgeschwindigVcit von 37,5^rC/min im Kern eines Gießstrangs auf IKX)⁰C und danach in Luft weiter abgekühlt sowie bei 1150° C einem Ausgleichsglühen unterworfen und anschließend zu Blech ausgewalzt. Die Bleche wurden von 900 bis 950⁰C abgeschreckt und bei 620 bis 650° C angelassen. Blechproben wurden sodann im Simulator verschiedener Wärmezufuhr von 45 000 bis 15 000 J/cm unterworfen und crie Kerbschlagzähigkeit gemessen. Die Zusammensetzunger und technologischen Eigenschaften eines erfindungsgemäß zu verwendenden Stahls A und eines Ver gleichsstahls B sind in den nachfolgenden Tabellen \ und VI zusammengestellt.

Tabelle V

	C (%>	Si (%)	Mo (%)	Ti (%)
A B	0,12 0,14	025 0,24	UO U3	0,020

	(%)	Nunpcl. (%>	Npcs. t%)	B (%)
	0,0014 0,0073	0,0061 0,0008	0,0075 0,0081	0,0030
Alpd (%)
0,010 0,020

Tabelle VI

	Grundwerkstoff	(C)	Kerbschlagzähigkeil	(kgm)
	Zugfestigkeit (TJT)	-43	Wärmeaufnahme ,.B0	6,5
	(fcg/mw2)		(J/cm)	5,2
A	65,4		20000	18,1
			40000	17,5
			50000	15,4
			60000	143
			80006	13,8
		100000
		150000

	Grundwerkstorr	-51	Kerbschlagzähigkeit	(kgm)
	Zugfestigkeit (CT)		Wärmeaufnahme ,E0	2,7
	(kg/mitf)		(J/cm)	3,0
* B	65,8		20000	3,2
			40000	2,8
			50000	2,4
			60000	2,5
«5		80000 ,	2,2
		100 000
		150000

25

Die Daten der Tabelle VI zeigen, daß bei dem vorgeschlagenen Stahl die Zähigkeit der Schweißzonc im Falle einer Wärmeaufnahme über 50000J/cm besonders gut ist. Mithin eignet sich dieser Stahl insbesondere zum Schweißen bei einer Wärmeaufnahme oberhalb des vorerwähnten Wertes.

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

Beispiel 4

Für den erfindungsgemäß zu verwendenden 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 erfindungsgemäß zu verwendender Stahl 22 und ein herkömmlicher Stahl 23 der in Tabelle VII aufgeführten Zusammensetzung mit einer durchschnittlichen Abkühlungsgeschwindigkeit von 38"C/min irn Kern eines Gießstrangs von der Gießtemperatur auf 1100° C abgekühlt, zweimal auf 1350 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 VIII zusammengestellten Eigenschaften. Die Zähigkeiten der Schweißzonen der Simulatorproben mit einer Wärmezufuhr von 45 000, 105 000. 2000(X). 3(K)(XX), 600000 und I 500000 J/cm erueben sich ebenfalls aus Tabelle VIII.

	Si	Mn	Ti	Tabelle VII	0.0012
C	0.25	1,75	0.018		0.0075
O.I I	0,29	1.23	--	0.020
0.14			0,012

0,0061
0,0006

Ngcs.

0,0073
0.0081

< 0.0005

0.041
0.080

Absehrcck-

AnIaB-Tcmpcralnr

Tabelle VIII

Ausgangsmatcrial

( C)
950

900

620

620

/ug

festigkeit

kp mm²)
69.8

65.4

Sireckgrcn/c

kp mm'I
54.4

53.2

( O
-42

-45

Wärmeaufnahme

1.1 cm)

45 000

50000

100(XX)

200000

300000

6(X) (X)O

1500000

45 000

50000

I (Xl 000

200000

300000

600000

1500000

35

Kcrbsehlag- zähigkcil	Ver- fornumgs- briich
(kgm)	(%>
4,3	7
3,8	5
3.0	5
2,5	2
2,2	0
2,3	0
1,9	0

45

	Kcrbschkig-	Ver-	entspr. UP-Schweißen
	zähigkcu	formunss-	in einer Lage
	,5,	bruch	desgl.
	ikgm)	(%)	desgl.
22 ~	5,5	42	desgl.
			desgl.
	9,1	61	Elektroschweißen
	11,4	68	desgl.
	13,2 <	73
v· ■.	15,1 =	76
	12,1	71
	10,3 -	62

entspr. UP-Schweißen in einer Lage

desgl.

desgl.

desgl.

desgl.
Elektroschweißen

desgl.

Nach Tabelle VIII besitzt der Stahl 22 eine weitaus bessere Zähigkeit in der Schweißzone als der herkömmliche Stahl 23. Obgleich der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl bei niedriger Wärmezufuhi ?.u einer Verringerung der Zähigkeit neigt, ist seine Kerbschlagzähigkeit _rE₀ um mehr als 6 kgm und dei Verformungsbruch um mehr als 50% besser, wenn du Wärmeaufnahme über 50000 J/cm liegt.

Bei weiteren Versuchen mit dem erfindungsgemäf. zu verwendenden Stahl 22 wurden Schweißversucht unter den in Tabelle VIII angegebenen Bedingunger durchgeführt und Probestöcke aus den Schweißzonei entnommen. Die Kerbschlagzähigkeit ,Ji₀ lagen be diesen Versuchen zwischen 12 und 22 kgm. Ein andere Beispiel Mir den Zusammenhang zwischen der Kerb Schlagzähigkeit und der Wärmeaufnahme beim Simu latorversuch entsprechend dem Zustand der Schweiß verbindung beim Schweißen einer Lage ergibt sich au dem Diagramm der F i g. 3, dessen obere Kurve siel auf einen erfindungsgemäß zu verwendenden Stall und dessen untere Kurve ssch auf einen herkömm liehen Stahl bezieht.

Wie sich aus Tabelle VIII ergibt, existiert praktisc keine obere Gfenjie tür die Wärmezufuhr, so daß sie der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl zur

65

Hochleistungsschweißen mit einer großen Wärmeaufnahme über 50 000 J/cm eignet und dabei eine Kerbschlagzähigkeit von mindestens 5 kgin bei 0 C sowie einen Verformungsbruch von 50% besitzt. Das gilt auch, wenn der Simulatorversuch mit einem Tempcraturvcrlauf erfolgt, der der Sehweißzonc beim Schweißen mit einer einzigen Lage und einer Wärmezufuhr von über 50 0(X) J/cm entspricht.

Beispiel 5

Bei diesem Versuch wurden die Ausgangsblcche lediglich gewalzt und normalisier!. Die mittlere Abkühlungsgcschwindigkeit von der Gießtemperatur

II»

auf IHK) C betrug 6.8 C min im Kern des Strangs, der nach dem Erstarren einem Ausgleichsglühen bei 1250 C unterworfen wurde und in üblicher Weise zu Blech ausgewalzt wurde. Das Blech wurde dann bei 890 bis 920 C normalisiert. Die Zusammensetzung der Versuchsstand sind in der nachfolgenden Tabelle IX. die Versuchsergebnisse in der Tabelle X zusammengestellt. Dabei zeigt sich, daß die Kerbschlagzähigkeit ,.E₀ der Simulatorprobe 1.9 ois2,9 kgm bei herkömmlichen Stühlen und bei den eri'indungsgemäß /u verwendenden Stählen 7.6 bis 9.5 kgrr beträgt, so daß letztere den herkömmlichen Stähler weit überlegen sind.

Tabelle	IX	Ti
Mn		Γο
1%)

Λ1 ucl

NgC
(V.)

Erfindunsissemäß zu verwendende Stähle

a	o.ii	0.30	1.63	0.022	V	0.014	0,0032
b	0,;2	0.33	1.55	0.028	(%)	0.017	0,0019
C	0,11	0,28	1.78	0.021	0,021	0,0021
d	0.08	0.32	1.79	0.021	0.017	0,0022
e	0.08	0.33	1.83 I 0.023	0.032	0.0030
			Vergleichsstähle
f	0.14	0,30	1.30	0.021	0.0064
g	0.15	0.32	1.00	0,020	0,0068
h	0,17	0.03	0.31		0,0066
	Nunpcl . . >"·>	Ng*.	B	Nb	Ni
			<^> .....	(%)

Erfindungsgemäß zu verwendende Stähle

a	0,0063	0,0095	-._	—	Vergleichsstähle	—	—
b	0,0066	0,0085	0,0030	—	—	0,07	—
C	0,0059	0,0082	—	0,072	—	—
d	0,0056	0,0078	—	0,065	—		—
C	0,0060	0,0090	0,0028	0,058		—
				0,03 ,
f	0,0006	0,0070
g	0,0012	0,0080
h	0,0006	0.0072

0,67

Von UP-Schweißungen mit einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm wurden Probestücke aus der Schweißz entnommen und hinsichtlich ihrer Kerbschlagzähigkeit untersucht, wol>ei sich für die erfindungsgernäß verwendenden Stähle eilte Kerbschlagzähigkeit ^E₀ von 8 bis 19 kgm und für die herkömmlichen Sti von4bis.l0kgmergab. : = -,

Tabelle X

	Av	sguMgs rrwtt	tmI	DT	Eintägige? Schweißen mit 105000 J/cm	Ver	Zugversuch	Dehnung	HandschwciDeii 18000 J/cm	H,
					KerbschUm/ahiykeil	formungs- bruch		(%)		291)
	Zustand	Zug festigkeit	Streck grenze	ι C)		(%)	Zug- festigkeit	17
				-45	.£.	65	lUpmnr)	16
		tkp mm")	Ikp mm2)	-62	Ikgm)	62	51.9
a	Walz	52,3	39,0		9,1		51,6		0,39
	zu	52,1	38,5		8,2					290
	stand,							18
	norma-			-32		66		18		320
	lisieiί			-59		63	52,1	18
b	desgl.	53,0	38,8	-23	9,5	70	51,6	17	0,39	290
		52,2	38.6	-39	8,6	65	55.1	18
C	desgl.	55,5	42,0	-27	8.3	63	55.5	17	0,42	310
		55,9	42.1	-43	7,8	60	55,5	18
d	desgl.	56,5	43.2	-30	7,8	75	54,7	18	0,39	2S1O
		55,3	41,6	-38	7,5	75	56,2	12
e	desgl.	57,5	43,1	-33	8,6	22	53,0	14	0,42	280
		53,1	41,2	-39	8,1	26	54.2	12
f	desgl.	55,0	34,2	-47	2,5	20	53,5	12	0,38	225
		54,2	35.6	-55	2,9	21	57,7	11
g	desgl.	58,0	42,1	-32	2.2	16	57,5	11	0,34
		57,1	41.0	-49	2,2	15	52,1
h	desgl.	52.3	38.5	2.0	51,6	0,22
		50,5	37,6	1.9

Beispiel 6

Bei den Versuchen wurde warmgewalztes und anschließend bei 60O⁰C 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 XI aufgeführten Zusammensetzungen sind in der sich anschließenden Tabelle XII zusammengestellt. Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit von der Gießtemperatur auf IKX)⁰C betrug 25°C/min im Kern des Strangs, der vor dem Warmwalzen zweimal auf 1250" C gebracht wurde.

Die Daten der Tabelle XII zeigen, daß die erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle im Vergleich zu den herkömmlichen Stählen eine hervorragende Zähigkeit der Schweißzone beim automatischen Einlagenschweißen mit großer Wärmezufuhr besitzen.

1%)

Tabelle XI

Si

1%)

Ti

Erfindungsgemäß zu verwendende Stähle

a	0,10	0.37	1.65	0,022	Vergleichsstähle		0,056	0,0033
b	0,12	0,35	1.57	0.031	1,28	—	0,051	0,0031
C	0.10	0.30	1.80	0,020	1,01		0,025	0,0022
d	0.08	0,33	1.80	0,019	0.31	0,020	0,0019
e	0,08	0,30	1.82	0.027	0.031	0,002:5
f	0.15	0,30	0,021	0,0070
g	0.14	0.32	0,02	0,007
h	0,17	0.03		0.0005

a
b
c
d
e

31

2 Π6

Fortsetzung

0,0063 0,0058 0,0059 0,0061 0,0070

0,0004 0,0012 0,0006

Erfindungsgemäß zu verwendende Stähle

0.0096

0,0031 0,076

0,063

0,0030 I 0,057 Vergleichsstähle

0,0074 0,0082 0,0071

0,0089 0,0081 0,0090 0,0095 0,08

0,03

Tabelle XII

Ausgangsmaterial

Zustand

Zugfcsligkcit

(Ic p/mm²)

Walzzustand normalisiert Walzzustand Walzzustand + 600⁰C normalisiert 900⁰C Walzzustand Walzzustand + 600⁰C normalisiert 900° C Walzzustand Walzzustand + 600⁰C normalisiert 900° C Walzzustand Walzzustand +600⁰C normalisiert 900⁰C Walzzustand Walzzustand + 600⁰C normalisiert 900° C Walzzustand Walzzustand + 600"C normalisiert 900" C

52,1 50,4

52,0

53,1 52,6

52,1

55,3 53,2

55,8

57,6 54,3

55,4 41,6

	OT	Einlagige
Streck grenze	( C)	Ccrbschlat
(kp/mm2)	-43 -45	(kgm)
39,0 37,6	-65	8,4 10,1
38,4	-35 -42	7,3
39,8 39,3	-58	9,6 7,4
39,6	-21 -20	8,5
41,8 40,2	-37	8,2 7,6
41,6	-28 -32	7,3
43,2 40,3	7,8 8,8

Einlagiges Schweißen mit 105000 J/cm Zugversuch

Vcr-

Zug-

formungs- _fcstil,_kcit bruch

Dehnung

5K,5

5:5,6

43,2 41,2

54,1 42,5

54,6 54,2

54,3

34,1 34,5

35,7

-43

-25 -30

-35

-32 -34

-38

63 68

60

66 62

65

71 66

64

70

75

64

75 65

70

25 24

29

52,0 50,8

52,5

52,3 52,0

51,4

55,1 53,0

55,7

56,2 54,5

55,1

57,2 54,6

53,2

54,3 53,2

53,4

18 19

17

19

17

18

18 18

17

18 18

18

18 17

17

12 11

13

0,68

Handschweißen 18 000 J/cm

H,

0,39

290

0,39

295

0.42

0,39

0,40

0,38

Fortsetzung

11

	Ausgiim	.smuieriiil	. Streek- "'grenze	DT	Eintägiges Schweißen mit 105(XX) J/cm	g/ahigkeii Ver- formungs- bruch	Zugvi Zug festigkeit	•rsuch Dehnung	Hanclschweißcn 18 000 J/cm	Hr
	Zustund	Zug festigkeit	Ikp/mnri	I CT	Kerbschli ,En	(%l	.(kp/mm'l	1%)
		Ikp/mnri	41,2	-47	(kern)	21	57,6	12		280
g	Walzzustand	58,4	40,5	-53	2,1	25	57,3	11
	Walzzustand +6000C	57,4	40,8	-64	2,3	22	57,5	12	0,34
	normalisiert 9000C	57,2	38,4	-30	2,2	17	52,1	10		220
h	Walzzustand	52,2	37,2	-32	2,0	9	51,3	9
	Walzzustand + 600 C	51,6	37,0	-47	1,9	14	51,4	Il	0,22
	normalisiert 900 C	50,3		2,1

Die Dehnung wurde auf Basis L/D = 7 gemessen.

Beispiel 7

Bei den Versuchen sollte die Wirkung der Glühbedingungen auf die Kerbschlagzähigkeil einer entsprechend einer Wärmezufuhr von 100 000 J/cm beim Einlagenschweiße'^ behandelten Simulatorprobe veranschaulicht werden. Zu diesem Zweck ist in den Tabellen XIIl und XlV einem ei'indungsgemäß zu verwendenden Stahl A ein herkömmlicher Stahl B gegenübergestellt. Die Stähle wurdeii in üblicher Weise mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeii über

5'C/min von der Gießtemperatur auf 1100⁰C abgekühlt. Um die Wirkungen eines Glühens auf das nachfolgende Walzen zr- untersuchen, wurden die Blöcke unter den verschiedenen in Tabelle XlV angegebenen Bedingungen geglüht und anschließend bis auf eine Blechdicke von 25 mm ausgewalzt. Die Bleche wurden von 950°C abgeschreckt und bei 625"C angelassen. Probeslücke der Bleche wurden dem simulierten Schweißversuch mit einer Wärmezufuhr von

100 000 J/cm und anschließend dem Kerbschlagversuch unterworfen.

	Si	■ Mn 1%)	,%,	Tabelle XIII	ν (%)	Ti	B 1%)	Algel.	0.0090 0.0081
C	0,25 0,27	1,40 1,20	0.015 0,017	S	0,06 0,06	0.024	—	0.013 0,021
0.12 0.15			0.010 0.012

Nunpcl

0,0065

Tabelle XIV

Stahl

Abkühlung-

gcschwindipkdl

im Kern auf

1 KX) C

4.5 C/min

	Hininaliecs Glühen	Ausgang	smatcrial	UT
	tvi C			I C)
		Zugfestigkeit	-42
	1300	ikp mnr'l	-43
kalt	1260	65.4	-45
kalt	1240	64,6	-46
kalt	1200	65.2	-51
kalt	1200	63,1	-56
warm	HOO	64,6	-59
wann	1060	64.2	-67
warm	1050	63,1	-55
warm	1300	63,2
kalt	1100	64.6	-43
kalt	1300		-47
kalt	1250	65,1
kalt	63.2

Simulaliirprohe IOD (XH) J.L-m

(ktmil

4.5 5.9 6.3 6,5 7,2 7.3 9,6 12,4 5.2

5.1

5,8

24Ιθ 357

Fortsetzung

	Abkühlungs-	Ejnstttzzustuml	Einmaliges Glühen bei C	Au^ng	maicriul	DT	Simulatorprobe
Stuhl	geschwindigkeit im Kern auf			Zugfesiiykeit	I C) , .	lOQOOQJ/cm A,
	HOO C	kalt	1250	Ikp rnnvl		(kgJD)
A	4,5 C/min	kalt	1250
		kalt	1250		-52
		kalt	1100	63,6		5,9
		kalt	1100		-56
		kalt	1100	63,0		5,9
		kalt	1260		-43
	1,5° C/min	kalt	1150	63,2	-50	5,8
		kalt kalt	1300 1250	63,6	-49	7,0
		warm	1150	64,5	-51	5,0
		warm	1150	63.6		5,9
		kalt	1260		-52
B	4,5 C/min	kalt	1150	63.2	-50	2,3
		kalt	1040	63,6	-61	2,8
		kalt	1300	64,5	-48	3,1
		kalt	1250	65.8		1,7
		warm	1150		-52
		warm	1150	63,6		2,4
		kalt	1260		-53
B	1,5 C/min	kalt	1150	62,6	-55	2,9
		kalt	1040	63.4	-48	3,0
		kalt	1300	63,6	-56	3,4
		kalt	1250	64.9		1,6
		warm	1150		-49
		warm	1150	63.4		2,5

Die Daten der Tabelle XIV zeigen, daß auch bei den vorerwähnten Versuchen der erfindungsgemäß zu verwendende Stahl eine bessere KerbschlagAähigkcit in der Schweißzone besitzt. Insbesondere bei einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit des Blocks über 5' C/min im Kern und bei einmaligem Wiedererwärmen auf 1050 bis 1250 C, ohne überschreiten der oberen Temperatur, ergeben sich hervorragende Kcrbschlagzähigkeken an den Simulatorproben. Derartige Kerbschlagzähigkeilen lassen sich bei herkömmlichen Stählen nicht erreichen.

Weiterhin wurden UP-Schweißversuche mit einer Wärmezufuhr von 100000.I/cm sowie anschließend Kerbschlagversuchc mit Proben aus der Schweißzone durchgeführt. Die Absolutwerte der Kerbschlagzähigkeiten lagen um 4 bis 6 kgm über den Werten der Simulatorproben.

Beispiel 8

Bei den Versuchen wurden die Ausgangsblcchc von 850 bis 950 C abgeschreckt und bei 500 bis 690 C iinselassen. In Tabelle XV sind den erfindungsgemäß zu verwendenden Stählen 1 bis 6 die nicht unter die Erfindung fallenden Vergleiehsstähle 7 bis 28 gegenübergestellt. Durch die Versuche sollte gezeigt werden.

welche Mängel die außerhalb der Erfindung liegenden Vergleichsstähle hinsichtlich ihrer technologischen Eigenschaften beim automatischen Schweißen besitzen und wie es bei den vorgeschlagenen Stählen auf deren Zusammensetzung ankommt.

Die Blöcke wurden mit einer mit'.leren Abkü'hlungsgcschwindigkcit von 17 C/min von der Gießlemperaturauf 1 !00 C und danach direkt in Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Dann wurden die Blöcke einem einmaligen Aiisgleichsglühen bei 1150 C unterworfen und zu Blech ausgewalzt sowie von 950' C abgeschreckt und bei 620 bis 660 C angelassen. Zunächst wurden die technologischen Eigenschaften des Ausgangsmaterials untersucht und alsdann Handschweißversuche durrhgeRihrt sowie Proben dem simulierten Schweißversuch mit einer Wärmezufuhr von 105 000.1/cm unterworfen und danach die technologischen Eigenschaften mit den in der Tabelle XVI zusammengestellten Werten bestimmt.

37

Tabelle XV

2i

38

C	Si	Mn	P	Ti
0,08	0,25		0,014	0,021
0,13	0.30		0,010	0,023
0,12	0.18		0.020	0,022
0,11	0.20		0,010	0,022
0,12	0,22		0,014	0,015
0,13	0,22		0,011	0.023
0,02	0,21		0,014	0,023
0,25	0,17		0,013	0,022
0,12	0,84		0.011	0,024
0,13	0,30	,21	0.017	0,020
0,11	0,17	,24	0,016	0,023
0,12	0.24	,26	0,014	< 0.002
0,12	0,21	,28	0,012	0.074
,22
,21
.22
,26
,25
0,47
2.05
1,24
1,22

0,024
0,011
0,005
0,004
0,010
0,012
0,015
0.013
0,017
0,021
0,030
0,022
0,014

Ngel. 1%)

0,0020
0,0020
0,0021
0.0013
0,0023
0,0014
0,0030
0,0022
0,0023
0,0021
0,0029
0,0019
0.0026

(Fortsetzung)

	Ngcs.	B	V
1	0,0081
2	0,0076	—	—
3	0,0083	0,0030	—
4	0,0074	—	0,04
5	0,0084	0,0031	—
6	0,0079	—	0,05
7	0,0092	0,0025	—
8	0,0083	0,0023	—
9	0,0084	0,0031	—
10	0.0086	0,0027	—
11	0,0086	0,0031	—
12	0,0080	0,0030	—
13	0,0087	0,0032	—

(Fortsetzung)

Nun jel.

Nb	Ni	Cu	Cr
	1,30		—
i I I I I I I I	1.47	0,50	—

0,0(161 0,0(156 0,0(162 0,0(161 0,0061 0,0065 0,0062 0,0061 0,0061 0,01)65 0,0)67 0,0 361 0,0061

	C	Si	Mn	P	Ti	Altd.	Ngcl.	Nungd.
	(%)	J%)	(%)	(%)	(%)	(%)	(%)	1%)
14	0,12	0,24	1,21	0,012	0,023	0,15	0,0031	0,13056
15	0,11	0,23	1,23	0,013	0,026	0,022	0,0028	0,1)110
16	0,12	0,28	1,25	0,013	0,021	0,012	0,0006	OJX) 18
17	0,13	0,28	UO	0,011	0,022	OiIl 3	0,0022	00060
18	0,13	0,30	1,24	0,014	0,021	0,018	0,0023	0JÖ061
19	0,12	0,28	1,26	0,012	0,020	0,015	0,0020	0)0061
20	0,12	0,18	1,27	0,014	0,022	0,017	0,0023	0,0062
21	0,13	0,24	1,24	0,017	0,020	0,013	0,0023	0,0063
22	0,12	0,18	1,23	0,015	0,021	0,015	0,0020	0,0061
23	0,12	0,25	1,28	0,013	0,024	0,018	0,0015	0.0059
24	0,11	0,23	1,30	0,013	0,024	0,015	0,0016	0.0062
25	0,12	0,28	1,27	0,016	0,023	0,015	0,0018	0,0061
26	0,13	0,24	1,25	0,015	—	0,023	0,0062	OjOOIl
; 27	0,14	0,28	1,12	0,014	—	0,018	0,0071	QiOOIl
28	0,14	0,32	1,23	0,018	—	■ 0,025	0,0068	OXX)IC

39

(Forlsctzung)

40

Npev I""¹

0.0087 0.0138 0.0024 0.0082 0.0084 0,0081 0,0085 0.0086 0,0081 0,0074 0.0078 0,0079 0.0073 0,0082 0,0084

0.0035 0,0033 0.0029 0,0086

0.0083 0,003

0.0021

0,25

0.035

0.027

0,04

0,075 0,032

Ni

6.2

Cn

0.73

2.32

0.34 0.31

Tabelle XVl

Ausgangsmatcrial

Zugfestigkeit

Jkpjiinrl

Strcckgrcn/c

ΠΤ

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 U 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28

50.8 61.2 64,2 63,1 65,8 71,0 41,7 70,0 67,2 53,4 69,7 63,2 67,3 67,9 62,1

63,3

65,7

69,7

69,8

70,1

68,2

76,5

69,3

79,2

, 78,6 624 64,1 78,1

(kp'mrn²) I LQ-J-

37,4 52,1 53.1 54.3 54,7 63,7 30,2 61,6 55,2 41,6 59,8 52,3 53,8 56,8 52,0 52,5 53,4 58,7 58,9 62,3 58,0 68,1 59,6 68,8 69,3 53₄6 ■ 66,7

-108 -75 -81 -56 -86 -85 -98 -62 -18 -35 -55 -53 -12 -35 -36 -40 -55 -21 -36 -23 -96 -37 -41 -32 -32 -47 -56 -76

Einlageiischwcißcn 105 (XX) Jem

Kerbsch!ag7ähigkeil

Ver-

formungsbiiich

Otgm)

11,6 10,3 16,8 14,2 15,4 9,9 6,0 4,3 3,4 6,1 3,1 2,1 Z6 5,2 2,9 4,3 3,1 2,8 3,1 3,0 5,3 3,6 3,2 2,8 2,2 2,2 2,3 2,6 67 65 72 69 70 63 52 36 24 51 22 6 7 37 21 32 20 18 21 22 35 28 22 17 10 9 11 14

Zugfestigkeit Dehnung

(kp mm ι

50.2

60,3

61.7

62.4

64,6

71.2

40,6

69,4

66,0

45,3

69,3

55,9

65,3

67,1

61,0

62,4

63,1

69,1

68,3

69,6

67,8

79,1

68,2

77,5

76,8

613

62,1

72,3

Cr

Mo

0,52

0,50 0.53

0.57 0.51

0.26

Handscliwcißcn 18000 J cm

23	0,29	235
20	0,35	265
19	0,34	265
19	0,33	260
18	0,37	280
21	0,38	285
20	0,23	220
15	0,47	370
12	0,36	290
12	0,22	240
13	0,46	350
U	0,34	290
12	033	275
13	033	270
12	0,33	275
12	0,34	27i
13	0,33	28C
12	037	28!
12	0,34	27(
Il	034	281
13	0,50	371
12	034	29«
12	0,45	37
11	0,48	36
11	0,47	35
!2	035 -i	i. 27
12	0,43	-μ-33
12	0->n

Ein Vergleich der erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle 1 bis 6 mit den herkömmlichen Stählen 26 bis 28 zeigt deutlich, daß die ersteren eine überraschend gute Zähigkeit der Schweißzone aus dem •utomatischen Schweißen einer Lage mit einer Wärmezufuhr von 105 0OU J/cm besitzen. Während die Kerbschlagzähigkeit E₀ der Schweißzone bei den herkömmlichen Stühlen gemäß der Simulatorprobe entsprechend einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm nur 2,2 bis 2,6 kgm beträgt, liegen die entsprechenden Kerbschlagzähigkeiten der erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle deutlich über 6 kgm. Außerdem wurde festgestellt, daß die Kerbschlagzähigkeil ,.E₃₀ der Schweißzone bei den erfindungsgemäß zu verwendenden Stählen gemäß der Simulatorprobe über 4,5 kgm liegt. An den erfindungsgemäß zu verwendenden Stählen wurden überdies UP-Schwcißungen mit einer Lage und einer Wärmezufuhr von 105 000 J/cm durchgeführt und anschließend beim Kerbschlagversuch eine Kerbschlagzähigkeit ,.E₀ von 8 bis 18 kgm in der Schweißnaht ermittelt.

Der Stahl 7, 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 8 bis 25 fallen hinsichtlich ihrer Einzelbestandteile sämtlich nicht unter die Erfindung und besitzen eine mangelhafte Zähigkeit in der Schweißzone. Außerdem waren in einigen Fäfon auch die Zähigkeit des Ausgangsmaterials, die Festigkeit der Schweißverbindung und die Schweißbarkeit von Hand unzureichend. Mithin zeigen die vorerwähnten Versuche, daß die erfindungsgemäß zu verwendenden Stähle ausgezeichnete technologische Eigenschaften besitzen.

Beispiel 9

Die Versuche sollen die Bedeutung der Wärmezufuhr, insbesondere des Mindestwertes veranschaulichen; sie wurden an einem erfindungsgemäß zu verwendenden Stahl A und einem herkömmlichen Stahl B der in der nachfolgenden Tabelle XVII aufgeführten Zusammensetzung durchgeführt, deren Blöcke vöh der Gießtemperatur mit einer mittleren Geschwindigkeit von 19°C/min im Blockkern auf 110O⁰C abgekühlt wurden. Die Blöcke wurden unterhalb 1100⁰C in Luft abgekühlt und dann einmal bei 1150⁰C einem Ausgleichsglühen unterworfen sowie anschließend zu Blech ausgewalzt. Die Bleche wurden von 900 bis 950⁰C abgeschreckt und bei 620 bis 650⁰C atigelassen. Proben aus den Blechen wurden dem simulierten Schweißversuch mit einer Wärmezufuhr von 45000 bis 150 000 J/cm unterworfen. Die dabei ermittelten Daten sind in der Tabelle XVIII zusammengestellt.

A
B

0,12
0,15

0.15
0,27

Tabelle XVlII

	Tabelle XVII	Algd. (%)	Ngcl (%)	Nungcl. (%)	Ngcs (%)
Mn <%)	Ti (%)	0,011 0,017	0,0015 0,0070	0,0063 0,0008	0,0078 0,0078
1,20 1,27	0,017

Aiisgangsmalcrial

Zugfestigkeil
(kp/mm²)

64,8

66,2

CT

-45

-43

Simulatorprobe

Wärmezufuhr

JJ/cm)

20000

40000

50000

60000

80000

100000

150000

20000

40000

50000

60000

80000

100000

150000

Kerbschlag-

(kgm)

5,9

4,8

10,2

10,3

8,6

7,2

6,5

4,3 3,2 2,6 2,4 2,3 2,5 2,4

Die Daten der Tabelle XVIII Teigen, daß die Zähigkeit der Schweißzöne bei den erfindungsgemäß zu verwendenden Stählen besonders gut ist, wenn die Wärmezufuhr über 50000 J/cm liegt, weswegen diese Stähle 0,0030

mit entsprechend hoher Wärmezufuhr geschweißt werden.

An den Stählen der Tabelle XVII wurden auch UP-Schweißversuche mit jeweils einer Wärmezufuhr entsprechend Tabelle XVIII durchgeführt und Kerbschlagproben aus den Schweißverbindungen ent- nommen. 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 Simulatorproben.

Beispiel 10

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

Die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit im Blockkern von der Gießtemperatur auf 1100⁰C lag be 21°C/min. Die Blöcke wurden nach einem Ausgleichs glühen bei 1200⁰C in üblicher Weise ausgewalzt Da! Walzprodukt wurde bei 890 bis 920⁰C normalisiert Kerbschlagversuche zeigten, daß die Kerbschlag Zähigkeiten JE₀ bei den Simulatorproben 2,0 bi

6s 2^5 kgm im Falle der herkömmlichen Stähle und 6, bis 8,6 kgm im Falle der erfindungsgemäß zu verwen denden Stähle betrugen, die damit den herkömmliche Stählen erbeblich überlegen sind. Weiterhin wurde

44

UiP-Schweißversuche mit den vorerwähnten Stählen bei einer Wärmezufuhr von 100000 J/cm sowie anschließend Kerbschlagversuche an aus der Schweißverbindung stammenden Proben durchgerührt, wobei sich Kerbschlagzähigkeitcn ,.E₀ von 8 his 12 kgm bei den erfindungsgemäß zu verwendenden Stählen und von 4 bis 8 kgm bei den herkömmlichen Stählen ergaben.

Tabelle XIX

Si

Mn

( 'It)

	Al gel.	π	Nungcl.
Ti		I Ngcl.	1%)
.„.._(%)	L Co)

Erfindungsgemäß zu verwendende Stähle

a	a	0,13	b
b		0,12	C
C	0,12	d
d	0,14	e
e	0,15	f
r	0,17

0.30
0.33
0.21

0.28
0.24
0,06

1.43 0.020

1.45 0,021

1.46 0,022

Vergleichsstähle 1,34
1.34
1.10

0,013
0.021
0,015

0,0025
0.0013
0.0017

0,0063 0,0061 0,0064

0,021	0,0058	0,0007
0.023	0,0069	0,0013
	0,0043	0.0005

	B	V	Nb Co)	Ni
0,0088				_
0,0074	0.0027	—	—
0,0081	—	0,061	■ —
0,0065	—	—		—
0,0082	—	0.06		0,55
0,0048	—	.....	0.03	—

Tabelle XX

Ausgnngsmaterial

Zustand

Walzzustand
normalisiert

desgl.
desgl.
desgl.
desgl.
desgl.

Zug festigkeit (kpmnr)	Streck grenze (kp/miTT)
51,2 5i,8	34,1 35,6
53.1 52.7	35,1 35,0
55,6 56,8	38,5 38,3
55,2 54,6	33,1 33,0
58,4 57,0	41,8 40,7
53,2 51,1	38,7 37,7

Einlagigcs Schweißen mit 105 OiKl J cm

Kcrbschk	gzfihigkcil	Zugversuch	Dehnung
,£,	Ver formungs- bruch	Zug festigkeit	C'o)
lkgm)	1%)	lkpmm!)	18 17
8.6 7,3	62 58	50.6 51.0	19 17
7,2 6.9	59 60	52,6 51.3	17 18
6,8 6,5	58 55	54.8 54,1	Ul U)
2,3 2,5	21 25	54.6 53,2	U> U)
2,1 2,3	20 21	57,5 56,6	12 12
2,1 2,0	17 16	52.1 50.8

Handschweißen 000 J/cm

0.38
0,38
0,38
0.37 0,40
0,35

Hg 280

295 290 285 32C 28C

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims (6)

Patentansprüche:

1. Verwendung eines Stahls, 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 der Anteil feinkörniger Titanverbindungen mit einer Korngröße unter 1000 A an den Titanverbindungen über 50% liegt, 0,0005 bis 0,10% gelöstes Aluminium, 0,003 bis 0,012% GesamtstickstofT, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, der nach dem Gießen mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von über 5°C/min auf 110O⁰C abgeschreckt worden ist, als Werkstoff für hochfeste Gegenstände, die mit einer Wärmezufuhr von mindestens 50 000 J/cm geschweißt werden.

2. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1, der jedoch einzeln oder nebeneinander 0,0001 bis 0,006% Bor, 0,02 bis 0,2% Vanadin, unter 5,0% Nickel UEvi unter 2,0% Kupfer enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

3. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 2, der jedoch mindestens 0,0005% Bor enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

4. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1 bis 3, der jedoch 0,06 bis 0,15% Kohlenstoff enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

5. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, der jedoch 1,1 bis 1,8% Mangan enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

6. Verwendung eines Si \hls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5, dessen Gehalte an Kohlenstoff und Mangan _,cdoch der Beziehung