DE2124994A1

DE2124994A1 - Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten

Info

Publication number: DE2124994A1
Application number: DE19712124994
Authority: DE
Inventors: Eiji Nishinomiya; Fukuda Minoru Itami; Hagiwara Yasuhiko Wakayama; Asai Yasuhiko Ibaragi; Miyoshi (Japan). P B21b 31-10
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1970-05-20
Filing date: 1971-05-19
Publication date: 1971-12-02
Also published as: GB1361977A; SE404536B; US4008103A; CA952415A; GB1361978A; DE2124994C3; DE2124994B2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung ungetemperter, starker, zähfester Stahlplatten mit ausgezeichneter Tieftemperatur-Zähfestigkeit ohne abzuschrecken, und eine Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens .

Herkömmliche ungetemperte Stahlplatten mit hoher Zugfestigkeit zur Verwendung bei Tieftemperaturen werden grob in zwei Sorten eingeteilt, nämlich (a) walzstahlähnliche Stähle und (b) angelassene Stähle. Stähle der Sorte (a) sind dadurch gekennzeichnet, daß ihre Festigkeit im Vergleich zu ihrem geringen Gehalt an Legierungselementen hoch ist, und Stähle der Sorte (b) haben den Vorteil, daß sie eine ausgezeichnete Tieftenperatur-Zähfestigkeit und eine homogene Qualität* haben. Sowohl Stähle der Sorte (a) als auch Stähle der Sorte (b) haben jedoch folgende Nachteile.

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Im allgemeinen haben Stähle der Sorte (a) geringere Tieftemperatur-Zähigkeit und Homogenität in der Stahlqualität· Daher ist eine Änderung der Eigenschaften in einer Platte ein Problem bei Stählen dieser Sorte, in manchen Fällen ist es möglich, bei Stählen der Sorte (a) eine bessere Tieftemperatur-Zähfestigkeit als bei Stählen der Sorte (b) zu erhalten, insbesondere durch Walzen unter genau gesteuert einstellbaren Bedingungen. Selbst in solch einem Pail sind jedoch der Verbesserung der Tieftemperatur-Zähfestigkeit Grenzen gesetzt. Bei Stählen der Sorte (b) ist es im allgemeinen schwierig, eine hohe Festigkeit zu erreichen. Um einen Stahl mit einer Zugfestigkeit von über 55 kg/mm und einer Streckspannung von über 40 kg/mm herzustellen, ist es notwendig, große Mengen von Legierungselementen beizugeben. Ferner wird in einem solchen Fall die Temperatur erhöht, bei der der erzeugte Stahl von dem duktilen in den brüchigen Zustand übergeht. Dieser Sachverhalt ergibt sich aus Fig. 13 auf Seite 8 der Abhandlung von K. J. Irvine über die Herstellung von starken, zähfesten Stählen (starker, zähfester Stahl: Proceedings of Joint Conference Organized by British Iron and Steel Research Association and the Iron and Steel Institute, 4-6, April 1967).

Daher liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren anzugeben, nach dem eine hoch-zugfeste Stahlplatte mit einer guten Festigkeit und einer ausgezeichneten Zähfestigkeit durch Walzen bei relativ niedrigen Temperaturen ohne Absohrecken hergestellt werden kann·

Ein Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten, die sowohl die Vorteile walzetahlähnlicher Stahlplatten als auch die Vorteile angelassener Stahlplatten haben und die jedoch frei von den Hängein dieser beiden Stahlplattenarten sind, ist gemäß einer ersten

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Ausführungsform der Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahlmaterial auf eine Temperatur im Bereich von 800° C bis 1000° C erwärmt und daß das erwärmte Stahlmaterial auf eine gewünschte Sicke mit einem Reduktionsverhältnis von nicht weniger als 30 # und bei einer Naohwalζtemperatur im Bereich von 680° C bis 850° 0 nachgewalzt wird, um eine ticke Stahlplatte mit außergewöhnlich guter Zähfestigkeit zu erhalten. Das Stahle material kann in Form einer Walzstahlplatte, einer Gußeisenplatte oder einer dicken Stahlplatte vorliegen. Gemäß einer zweiten Ausführungsform der Erfindung ist das oben angegebene Verfahren dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl auf eine Temperatur oberhalb 1000° C erwärmt und der erwärmte Stahl auf eine geeignete Dicke gewalzt wird, worauf der Walzvorgang unterbrochen wird, daß der Stahl daraufhin auf eine Temperatur unterhalb 650° C durch Luftkühlung, Besprühen mit Wasser oder ein anderes Kühlverfahren abgekühlt wird, daß der abgekühlte Stahl auf eine Temperatur im Bereich von 800° 0-bis 1000° C in einem Nachwärmeofen erneut erwärmt wird und daß der nacherwärmte Stahl auf eine gewünschte Dicke mit einem Reduktions verhältnis von nicht weniger als 30 $> und bei einer Nachwalztemperatur im Bereich von 680° 0 bis 850° G nachgewalzt wird, so daß sich eine dicke Stahlplatte mit außergewöhnlich guter Zähfestigkeit ergibt. Das Stahlmaterial kann in Form einer Walzstahlplatte oder einer Gußeisenplatte vorliegen. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren können nicht abgeschreckte, hoch-zugfeste Stahlplatten mit ausgezeichneter Zähfestigkeit hergestellt werden.

ist wesentlich, daß das verwendete Stahlmaterial 0,06 bis 0,30 f> Kohlenstoff, weniger als 1,5 i» Siliziua und 0,5 bis 4,0 i» Hangan und im Übrigen Eisen mit geringen Mengen Verunreinigungen und restlichen Deoxidationselementen enthält.

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Der Grund für diese Einschränkung des Gehalts dieser Elemente ist folgender. Bei einem Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,06 fo hat die Stahlplatte eine geringere Festigkeit und die Herstellungskosten sind hoch. Bei einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 0,30 fo hat die Stahlplatte nur eine geringe Schweißbarkeit. Obwohl Silizium als Element zum Deoxidieren und zur Verbesserung der Festigkeit notwendig ist, wird die Schweißbarkeit der Stahlplatte verschlechtert, wenn sein Gehalt 1,5 ^ übersteigt. Bei einem Hangangehalt von weniger als 0,5 9^ werden keine guten Ergebnisse bezüglich der Warmbearbeitbarkeit und der Festigkeit erzielt. Bei einem Mangangehalt von mehr als 4,0 $ wird die Schweißbarkeit der Stahlplatte reduziert, und die Herstellungskosten steigen.

Um die Festigkeit der Produkte zu erhöhen, ist es bei der Erfindung möglich, zu dem Stahlmaterial mit der oben angegebenen Zusammensetzung eines oder mehrere der sogenannten Ausseheidungshärtungs-Elemente, beispielsweise Palladium, Niob, Titan und Molybdän, zuzugeben. Daraus ergibt sich der Vorteil, daß die Festigkeit stark verbessert werden kann, während die Zähfestigkeit kaum reduziert wird. Bei nach bekannten Verfahren hergestellten Stahl hatte eine Verbesserung der Festigkeit im allgemeinen eine Verschlechterung der Tieftemperatur-Zähfestigkeit und eine abrupte Erhöhung der !Temperatur zurHge, bei der das Material vom duktilen in den brüchigen Zustand übergeht, wie noch näher dargelegt wird. Demgegenüber ist es bei der Erfindung möglich, die Festigkeit ohne Erhöhung der Duktil-Brüchig-Übergangst emperatur zu verbessern, wenn eines oder mehrere der in Tabelle 1 aufgeführten Elemente zur Ausscheidungshärtung in den in Tabelle 1 angegebenen Mengen in dem Ausgangs-Stahlmaterial enthalten sind.

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	Tabelle^	Gehalt (#)
Elemente	zur Ausscheidungshärtung	0,02 - 0,30
(ν	(Vanadium)	0,005 - 0,20
Nb	(iiiob)	0,03 - 0,20
Ii	(Titan)	0,05 - 1,0
Mo	(Molybdän)	0,02 - 0,20
Zr	(Zirkonium)	0,010 - 0,10
Ta	(Tantal)

Wenn der Gehalt der Elemente für die Ausscheidungshärtung außerhalb der in Tabelle 1 angegebenen Bereiche liegt, wird die gewünschte Festigkeit und Zähfestigkeit nicht erreicht. Ferner erhöhen sich die Herstellungskosten in unerwünschter Weise, wenn der Gehalt dieser Elemente die obere Grenze übersteigt·

Wenn ein Stahlmaterial mit einem oder mehreren der in Tabelle 1 angegebenen Elemente für die Ausscheidungshärtung dem Verfahren nach der ersten oder der zweiten Ausführungsform der Erfindung unterworfen wird, wird eine nicht abgeschreckte, starke, zähfeste Stahlplatte erzielt, die sowohl eine außergewöhnlich gute Festigkeit als auch eine außergewöhnlich gute Zähfestigkeit, beispielsweise gleichzeitig eine Streckspannung größer als 42 kg/am und eine Duktil-Brüohig-Übergangstemperatur unterhalb -60° ö aufweist«

Ausführ#ungsbeispiele der Erfindung werden nun anhand der beiliegenden Zeichnungen beschrieben. Es zeigen:

fig. 1 eine grafische Darstellung der «βchanischen Sigenschaften herkömmlicher Stahlaorten mit niedrige»

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Kohlenstoffgehalt, wobei die Übergangstemperatur gegen die Streckgrenze aufgetragen ist;

Pig. 2 eine grafische Darstellung der Eigenschaften von

Stahlproben gemäß Beispiel 1, wobei die Temperaturen, bei denen der Walzvorgang durchgeführt wird, gegen die ,(Sharp? -Übergangs tempera tür, bei der Brüche auftreten, aufgetragen ist;

Pig. 3 eine 'grafische Darstellung der Eigenschaften von Stahlproben gemäß Beispiel 1, wobei die kritische Zugspannung gegen die Arretierungstemperatur aufgetragen ist;

Pig. 4 eine grafische Darstellung der Eigenschaften von Stahlproben gemäß Beispiel 2, wobei die Streckspannung gegen die tfachbehandlungstemperatur aufgetragen ist;

Pig. 5 eine grafische Darstellung der Eigenschaften von Stahlproben gemäß Beispiel 2, wobei die öharpy Übergangstemperatur, bei der Brüche auftreten, gegen die Naohbehandlungstemperatur aufgetragen ist;

Pig. 6 ein Ausführungsbeispiel einer Vorrichtung zur Durchführung des erfindungsgemäßen Ver&hrens, bei dem ein Vorwalzwerk und ein Nachwalzwerk vorgesehen ist; und

Pig. 7 ein weiteres Ausführung* be ispiel der Vorrichtung zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahren, bei dem nur ein Walzwerk vorgesehen ist.

1QBS4S/13Ö3

Fig. 1 verdeutlicht die oben erwähnten Mängel der bekannten Stahlsorten (a) und (b). Fig. 1 entspricht im wesentlichen der Fig. 13 der angegebenen Literatureteile. Fig. zeigt deutlich, daß die Kennlinien der Tieftemperatur-Zähfestigkeit ungetemperter Stähle auch in den besten Fällen folgende Werte aufweisen: Eine Streckspannung von 40 kg/mm und eine Duktil-Brüchig-Übergangstemperatur von -90° 0; eine Streckspannung von 45 kg/mm und eine Übergangstemperatur m -65° 0; eine Streckspannung von 50 kg/mm und eine Übergangstemperatur von -50 Cj eine

Streckspannung von 60 kg/mm und eine tibergangstemperatur von -30° C· Aus Fig. 1 ist daher ersichtlich, daß eine Verbesserung der Festigkeit im allgemeinen eine Verschlechterung der Tieftemperatur-Zähfestigkeit und eine abrupte Erhöhung der !Temperatur zur Folge hat, bei der das Material von dem duktilen in den brüchigen Zustand tibergeht.

Die erste Ausführungsform der Erfindung wird nun anhand -von Beispielen näher erläutert.

Der Gehalt an Elementen, die in den Ausgangsstahlproben enthalten waren, ist in Tabelle 2 angegeben.

	Tabelle.	2	II Probe	III Probe IV
Elemente (£)	Probe I	Probe	0,12	0,11
Kohlenstoff	0,15	0,16	0,33	0,28
Silizium	0,41	0,28	1,34	1,23
Hangan	1,41	1,18	-	0,07
Vanadium	-	0,07	0,03	-
Hiob	-	-	-	0,16
Kupfer	-	-	-	0,27
Chrom	-	-

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Die Proben I, II und III werden auf 750° C, 800° C, 850° C, 900° 0, 950° C, 1000° C, 1050° G bzw. 1100° 0 erwärmt und dann auf eine Dicke von 11 mm von einer anfänglichen Dicke von 22 mm bei Temperaturen unterhalb 800° 0 nachgewalzt. Für jede Probe, die bei 700° 0 nachgewalzt wurde, ist die Beziehung zwischen den Aufheiztemperaturen und den Charpy-Temperaturen, bei denen Brüche auftreten (2 mm V-Kerbe) bei den fertigen Platten in Fig. 2 aufgetragen.

Wie sich aus Fig. 2 ergibt, wird die Verbesserung der Zähfestigkeit in zwei Stufen erreicht, in der einen Stufe bei einer Temperatur Jn dem Bereich von 900 bis 1000° C und in der zwei ten Stufe bei einer Temperatur in einem Bereich von 800 bis 900° C. Aus den in Fig. 2 gezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, daß besonders, wenn das Erwärmen bei einer Temperatur in dem Bereich von 800 bis 900° C durchgeführt wird, ein Produkt erzielt wird, das eine ausgezeichnete Duktil-Brüchig-Übergangstemperatur von -90° C hat, die bei herkömmlichen ungeteqpcten Stahlerzeugnissen mit geringem Gehalt an Legierungselementeη nicht erreicht wird.

Die St»ahlprobe W.. (Tabelle II) wurde auf eine Stahlplatte von 14 mm und 1800 mm Breite unter den in Tabelle 3 angegebenen Walzbedingungen ausgewalzt. Die Eigenschaften der Produkte sind ebenfalls dargestellt.

Die Kennwerte des in Tabelle 3 dargestellten Verfahrens A fallen in den Bereich der Erfindung und es ist ersichtlich, daß unter diesen Bedingungen ein Produkt erreicht wird, das sowohl bezüglich der Tieftemperatur-Zähfestigkeit als auch bezüglich der Festigkeit außergewöhnlich gut ist. Stahlplatten, die nach den Verfahren A, B und C hergestellt wurden, wurden einem einen Temperaturgradienten erzeugenden Doppelspannungstest unterworfen.

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An jeder Platte wurde die kritische Spannung bestimmt, "bei der das Material "brüchig wurde. Die Ergebnisse sind in Fig. 3 dargestellt.

Aus Tig. 3 ist zu ersehen, daß der erfindungsgemäß hergestellte Stahl A eine ausgezeichnete liefteraperatur-ffihfestigkeit hat, und daß die Abweichungen der Testergebnisse bei dem Stahl A außergewöhnlich gering im Vergleich zu den bei den Stählen B und C waren. Daraus ergibt sich offensichtlich, daß die erfindungsgemäß hergestellten Produkte auch bezüglich der Homogenität der Qualität außergewöhnlich gut sind*

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ο co co

Aufheiztemperatur (0°) Anfängliclie Dicke (mm) Nachbehandlungstemp. (C⁰)

Mechanische Eigenschaften

Tabelle 3 Verfahren A

920 40

Zugfestigkeit (kg/mm²5 Streckgrenze (kg/mm ) Gesamt-Längenstreckung (%) Chaxpysche Übergangstemperatur (⁰O) ( Auftreten von Brüchen ) Beim Aufschlag absorbierte Energie (kg-m) bei * 40 C⁰ in Querrichtung

Verfahren B

1100 120 790

5,6

Verfahren C

1200 220

790

	51,9	51,7	O
55,3	40,6	40,4	I
42,2	39,0	41,0
36,5	-54	-28
-86

2,7

BeiS£iel_2

Die Stahlprobe V mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,16 # und die Stahlprobe VI mit einem Vanadiumgehalt von 0,09 #» deren Zusammensetzungen in Tabelle 4 gezeigt sind, wurden (1) auf |50° 0 und (2) auf 850° C erwärmt und mit einem Reduktionsverhältnis von 50 i» nachgewalzt, während die Nachwalztemperatur in eineni Bereich von 650° C bis 900° C variiert wurde. Bei dem abschließenden Walzvorgang wurde die Plattendicke von 14 mm auf 11 mm reduziert. Die Streckspan- ' nung und die Charpy-Übergangstemperatur jeder probe ist in den Figuren 4 und 5 aufgetragen.

Wie aus den Figuren 4 und 5 zu ersehen ist, werden die Zähfestigkeit und die Festigkeit bei einer Herabsetzung der Nachwalztemperatur erheblich verbessert, wobei jedoch die Zähfestigkeit abrupt verkleinert wird, wenn die Nachwalztemperatur kleiner als 86° C gewählt wird. Es zeigt sich daher, daß zum Herstellen eines Produktes, das eine außergewöhnlich gute Zähfestigkeit hat, es notwendig ist, das Nachwalzen bei einer Temperatur im Bereich von 680° bis 850° C durchzuführen, und daß ein Produkt mit sowohl guter Festigkeit als auch guter Zähfestigkeit erhältlich ist, wenn das Nachwalzen bei einer Temperatur im Bereich von 680 bis 750° durchgeführt wird.

Aus diesen Figuren ergibt sich ferner, daß ein Walzprodukt aus der Stahlprobe VI, die 0,09 Ί» Vanadium als Aüsscheidungshärtungselement enthält, eine gegenüber dem Walzprodukt aus der Stahlprobe V, die kein Vanadium enthält, stark verbesserte Festigkeit hat, es keine Versdiechterung der Zähfestigkeit zeigt, sondern eiie stake, zähfeste Stahlplatte mit einer Streckspannung von 55 kg/mm und einer Duktil-Brüchig-tibergangstemperatur von -80 bis -100° 0 ist.

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	Tabelle 4	Probestahl VI
Gehalt ( £ )	Probestahl V	0,15 0,27 1,26 0,016 0,016 0,09
Kohlenstoff Silizium Mangan Phosphor Schwefel Vanadium	0,16 0,32 1,16 0,015 0,017
	Beispiel 3

Die in Tabelle 5 zusammengefassten Stahlproben VII, VIII, IX, X und XI wurden nach dem erfindungsgemäßen Verfahren, nach einem herkömmlichen Hochtemperatur-Walzverfahren und nach den herkömmlichen Anlassverfahreη behandelt. Die mechanischen Eigenschaften der so hergestellten Stahlplatten und die Walzbedingungen und Dicken sind in Tabelle 6 aufgeführt.

Aus den in Tabelle 6 angegebenen Ergebnissen ist zu ersehen, daß, wenn das erfindungsgemäße Verfahren entweder auf einen beruhigten oder einen haibberuhigteη Stahl angewendet wird, das erfindungsgemäße Verfahren eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften der Stahlplatten, insbesondere der Zähfestigkeit derselben, gegenüber dem herkömmlichen Hochtemperatur-Walzverfahren und dem AnIassverfahreη bringt.

Von den in Tabelle 6 gezeigten Ergebnisse ist ferner ersichtlich, daß die erfindungsgemäß erreichte Verbesserung der Zähfestigkeit im Falle einer dicken Plttte mit einer Dicke von 30 bis40 mm und auch bei einer Platte mit einer

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Dicke von weniger als 20 mm sehr erheblich ist. Ausgangsstähle, die Vanadium, Niob oder Molybdän enthalten, können nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt werden und
ergeben dann eine Stahlplatte, die nicht nur bezüglich der Zähfestigkeit, sondern auch gegenüber der Festigkeit außergewöhnlich gut ist.

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gjabell 5

Stahlproben

Probe VII (iialbbenihigt)

Probe VIII (halbberuhigt)

Probe IX
(beruhigt)

Probe Y
(beruhigt)

Probe XI (beruhigt)

	Gehalt C%)
O	C
(O	Si
00
-P-	Mn
(D "N.	V
CO	Nb
O	Sol.Al
ta	Mo

0,18	0,15
0,11	0,13
0,73	1,01

0,027'

0,16	0,08	0,14
0,45	0,31	0,31
1,46	1,32	1,26
-	0,08	0,06
-	0,03	-
0,017	0,025	0,027
-	—	0,13

IK»

CO

Tabelle 6

Probe Nr.	Walzverfahren	Aufhe i ζt emperatur	Herstellungsbedingungen	Plattendicke
		(C⁰)	Nachbehandlungstemp.	(mm)
		1250	(⁰C)	24
	Hocht emperatur-		740
	walzverfahren	930		24
VII	Anlaßverfahren	850	Anlassen	24
	Erfindung	1250	740 ;	40
	Hochtemperatur		740
	wal zverfahren	930		40
VIII	Anlaßverfahren	■ 850	Anlassen	40
	Erfindung	1250	740	25
	Hochtemperatur-		720
	walzverfahren	920		25
IX	Anlaßverfahren	830	Anlassen	25
	Erfindung	720

Tabelle 6 (Fortsetzung)

XI

VII

Hochtemperaturwal ζ ve rf alir e η

Anlaßverfahren Erfindung

Hochtemperaturwalzverfahren

Anlaßverfahren Erfindung

Hochteinperaturwal zve rf aiir en

Anlaßverfahren

Erfindung 1250

920 830

1250

920 930

720

Anlassen 720

700

Anlassen 700

Mechanische Eigenschaften

40

40 40 30

30

Zugfestigkeit

ο (kg/mm )

45,6

44,4 46,2

Streckspannung

ο (kg/mm. )

30,2

24,5 33,5

Charpy-Übergangstemperatur ( Auftreten von Brüchen) (⁰C)

-

-10 -35

CO CO

Tabelle 6 (Fortsetzung)

VIII

IX

Hochtemperaturwalzverfahren

Anlaßverfahren Erfindung

Hoentemperaturvral zverf ahr en

Anlaßverfahren

Erfindung

Hochtemperatur-

walzve rfahreη

Anlaßverfahren

Erfindung

Ho cht emp e r at urwalzverfahren

Anlaßverfahren Erfindung

41,8

- 6

45,1	31,0	- 28	1 -1.
49,2	40,7	- 74	ι
62,2	44,7	- 42
59,2	40,9	- 34
62,1	43,6	- 98
52,6	43,3	- 21
46,4	36,2	- 53
50,8	42,9	- 82
65,2	51,3	- 28	Λ
49,3	36,7	- 45	NJ
60,0	49,4	- 82	CO LO

-18- 212A99A

Die Gründe, warum die Aufheiztemperatur, die Nachwal ztemperatur und das Reduktionsverhältnis in der oben angegebenen Weise gemäß der Erfindung festgelegt werden, sind die folgenden:

Venn die Aufheiζtemperatür 1000° C übersteigt, ist die Struktur der gewalzten Platte rauh und bekommt eine Duplex-Struktur, wodurch die Zähfestigkeit verschlechtert wird. Wenn die Aufheiztemperatur kleiner als 800° 0 ist, geht die Homogenität der Struktur und djfe Qualität in dem gewalzten Produkt verloren und das Produkt bekommt die Struktur von Duplexstahl und eine große Korngröße. Bei einer Nachwal ztempera tür oberhalb 850° C ergibt sich eine Verschlechterung sowohl der Festigkeit als auch der Zähigkeit. Bei Nachwalztemperatureη unterhalb 680° 0 wird zwar die Festigkeit beachtlich verbessert, die Zähigkeit wird jedoch außergewöhnlich stark herabgesetzt. Aus diesem Grund ist solch eine niedrige Nachwalztemperatur nicht bevorzugt. Ein Reduktionsverhältnis von weniger als 30$ wird nicht bevorzugt, weil die gewünschte Verbesserung in der Festigkeit und der Zähigkeit bei solch niedrigen Reduktionsverhältnissen nioht erreicht werden kann.

Im folgenden wird die zweite Ausführungsform der Erfindung im einzelnen beschrieben.

Sie zweite Ausführungsform ist eine Weiterentwicklung des Verfahrens gemäß der ersten Ausführungsform mit dem Ziel, ein industriell durchführbares Verfahren zu schaffen, mit dem eine kontinuierliche Massenproduktion möglich ist. nach der zweiten Ausführungsform der Erfindung kann der Verstärkungseffekt der Elemente für die Ausscheidungshärtung gegenüber der ersten Ausführungsform noch erhöht werden. Die zweite Ausführungsform hat darüber hinaus den Vorteil, daß bei Ausgangs-Stahlmaterial, das beiapiels-

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weise die in Tabelle 1 aufgeführten Elemente zur Ausscheidungshärtung enthält, die danach hergestellten Platen eine noch bessere Festigkeit als die Platten haben, die aus demselben Ausgangsmaterial nach der ersten Ausführungsform hergestellt sind. Die Gründe dafür werden im folgenden unter Bezugnahme auf Beispiele beschrieben.

Zur Durchführung der zwei ten Ausführungsform der Erfindung wird eine unten beschriebene spezielle Walzausrüstung verwendet.

Bei einer herkömmlichen Walzeinrichtung ist ein Walzwerk, eine Kühlvorrichtung und eine Richtbank stromab von einem Ofen zum Aufheizen eines Stahl-Rohblockes oder eines Stahlstückes vorgesehen und sie sind mit einer Stahlplatten-Transportvorrichtung parallel geschaltet. Gemäß der Erfindung ist zusätzlich zu der genannten Walzstraße eine Umlauf-Nebenflußstraße stromab von dem Walzwerk vorgesehen. Auf dieser Nebenflußetraße ist ein Nachwärmeofen angeordnet, der an eine umsteuerbare Fördereinrichtung, einen Walzentisch oder dergleichen angeschlossen ist. Bei der genannten, erfindungsgemäßen Walzeinrichtung wird eine Stahlplatte, die durch ein binäres Walzwerk auf eine Zwisohendicke von 30 bis 100 mm gewalzt ist, in die Nebenflußstraße übernommen, die das chaakteristische Merkmal der vorliegenden Erfindung darstellt. Der Stahl wird sodann auf eine Temperatur unter 650° C durch Luftkühlung oder Besprühen mit Wasser abgekühlt und auf eine Temperatur im Bereich von 800 bis 1000° C in den Nachwärmeofen erneut erwärmt. Nach diesem wird der Stahl auf die herkömmliche Walzstraße zurückgeführt und einer zweiten Walzbehandlung unterzogen, so daß er zu der endgültigen Stahlplatte geformt wird.

Erfindungsgemäß wird das Nacherwärmen nur durch Anheben der Temperatur um 200 bis 300° C erreicht. Da die Zwischendicke der Stahlplatte, die nacherwärmt werden soll, klein

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ist, kann der Nachheizwirkunggrad erheblich erhöht werden. Wenn daher ein gewöhnlicher Wärmeofen für das Nacherwärmen verwendet wird, kann der Heizwirkungsgrad um 25 bis 100 $ erhöht werden.

Bei Verwendung der erfindungsgemäßen Ausrüstung kann daher das Walzgefälle des Walzwerkes gut mit dem Wärmegefälle durch entsprechende Steuerung dieser VerÄhrenssehritte synchronisiert werden. Das Walzen bei der außergewöhnlich tiefen Temperatur und das Aufheizen kann ohne Verminderung des Produktionswirkungsgrades der Walzausrüstung durchgeführt werden. Die erfindungsgemäße Ausrüstung hat noch den Vorteil, daß die Nebenflußstraße für eine andere Wärmebehandlung oder ähnliche andere Zwecke verwendet werden kann.

Mit der erfindungsgemäßen Ausrüstung ist es ferner möglich, abwechselnd gewöhnliche Stähle zu walzen und das Walzverfahren bei einer außergewöhnlich niedrigen Temperatur und das Aufheizen von Stählen für starke, zähfeste Stahlplatten durchzuführen, wobei der Unterschied zwischen dem Wirkungsgrad des Walzwerkes und dem Heizwirkungsgrad reduziert und die Abweichung in den Nachwärmebedingungen durch eine entsprechende Toleranz in dem Heizwirkungsgrad ausgeglichen werden. Besonders bei einer Walzstraße mit hohem Wirkungsgrad, die ein Vorwalzwerk und ein Nachwalzwerk aufweist, wird der Effekt der vorliegenden Erfindung wesentlich durch Anwendung des abwechselnden Walzverfahrens erhöht.

Wenn das erfindungsgemäße Verfahren unter Verwendung der genannten Ausrüstung durchgeführt wird, kann der Stahl, der aus einem primären Walzwerk stromauf von der Nebenflußstraße kommt, auf den Transportweg luftgekühlt werden. Da aber die Abkühlgeschwindigkeit, die beim Luftkühlen einer Stahlplatte mit einer Zwischendicke von 40 bis 100 mm gering ist, ist es notwendig, ein Kühlbett mit einer sehr großen Grundfläche vorzusehen, um den Kühlwirkungsgrad

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mit dem Durchsatz der neuesten Walzeinrichtungen mit hohem Wirkungsgrad, die ein Vorwalzwerk und ein Nachwalzwerk halsen, zu synchronisieren. Aus diesem Grund wird die aus dem primären Walzwerk kommende Stahlplatte durch Besprühen mit Wasser gewaltsam abgekühlt. Im allgemeinen hat eine Kühlvorrichtung mit Wasserbesprühung eine so große Kapazität, daß eine Stahlplatte mit einer Dicke von 40 bis 50 mm von etwa 950° 0 auf etwa 650° C in 2 bis 5 Minuten abgekühlt wird. Solch eine Vorrichtung kann an einer herkömmlichen Walzstraße den gewünschten Zweck erfüllen.

TJm eine homogene Nacherwärmung zu erreichen, wird erfindungsgemäß^ine Richtbank zwischen der Wassersprühvorrichtung und dem Nachwärmeofen nach Bedarf angeordnet, da es schwierig zu vermeiden ist, daß sich eine dicke Stahlplatte aufbiegt oder verzieht, wenn sie durch Besprühen mit Wasser gewaltsam abgekühlt wird. Aufgebogene und verzogene Stellen stören jedoch, wenn eine homogene Nacherwärmung erzielt werden soll. Das Nachrichten und Nivellieren wird an einer Stahlplatte mit einer Dicke von 30 bis 100 mm durchgeführt, während sie auf 500 bis 650° C gehalten wird. Daher kann zu diesem Zweck eine herkömmliche Heißrichtbank verwendet werden, die an einer herkömmlichen Walzstraße vorgesehen ist. Als Nachwärmeofen in der Nebenflußstraße kann ein Hochfrequenzoder Niederfrequenz-Induktionsofen oder ein Gasofen verwendet werden. Perner kann eine Vorrichtung zum Entfernen der Gußhaut nach Bedarf vor dem Walzwerk auf der Walzstraße oder der Nebenschlußstraße angeordnet werden·

Die erfindungsgemäße Vorrichtung wird nun anhand der beiliegendenJfeichnungen erläutert. Fig. 6 zeigt eine Ausführungsform der erfindungsgemäßen Vorrichtung, bei der zwei Walzwerke, d. h. ein Vorwalzwerk und ein Nach-

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walzwerk, vorgesehen sind. Pig. 7 zeigt eine andere ^Ausführungsform der erfbidungsgemäßen Vorrichtung, bei der efa Walzwerk vorgesehen ist.

Bei dem herkömmlichen Hoehtemperaturwalzen wird ein aus dem Aufheizofen 1 kommender Stahl zunächst durch ein Vorwalzwerk 2 (Fig. 6) gewalzt, läuft durch eine Fördervorrichtung 3 für Stahlplatten und wird in einem Nachwalzwerk

4 nachgewalzt, während er über die Walzstraße A läuft. Wenn das Walzen gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ausgeführt wird, wird eine Stahlplatte, die zunächst durcli das Vorwalzwerk 2 vorgewalzt ist, auf eine Temperatur unterhalb 650° 0 durch Besprühen mit Wasser während 2 bis 3 Minuten in der Kühlvorrichtung

5 auf der lebenschlußstraße B abgekühlt, läuft durch die Rieht bank 6, wird auf 800 bis 1000° G nacherwäriat und wird bei einer Machwal ztemperatur von 680 bis 800° C durch das Nachwalzwerk 4 nachgewalzt, von dein die fertige Stahlplatte zu einer Nachbehandlung 8 weiterbefördert wird.

Bei der Erfindung können zwei Walzwerke, ein Vorwalzwerk und ein Ifachwalzwerk, in der in Fig. 6 gezeigten Weise angeordnet sein. Es ist aber auch möglich, das Hachwalzwerk auf der Walzstraße parallel zu dem Naehwärmeofen auf der Hebenschlußstraße vorzusehen.

Bei der in Fig. 7 gezeigten Vorrichtung wird zur Durchführung des herkömmlichen Hochtemperaeur-Walzverfahrens ein Stahlblock auf eine vorbestimmte Temperatur in dem Aufheizofen 1 aufgeheizt, wird in dem Walzwerk 2 vorgewalzt und nachgewalzt, gelangt über eine fördervorrichtung 3 über die herkömmliche Walzstraße A in eine Wassers4prtih-Kühlvorrichtung 5, wo er durch Besprühen mit Wasser abgekühlt wird, wird in der Richtbank 6 nivelliert und zur durchführung eiiH· Nachbehandlung weiterbefördert.

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Wenn das Tieftemperatur-Walzverfahren nach der zweiten Ausführungsform der Erfindung durchgeführt werden soll, wird eine Stahlplatte in dem Walzwerk 2 vorgewalzt, läuft über die Fördervorrichtung 3 in die Kühlvorrichtung 5, wo sie durch Besprühen mit Wasser auf eine Temperatur unterhalb 650° C abgekühlt wird, wird in der Richtbank 6 nivelliert, in dem Nachwärmeofen 7 auf 800 bis 1000° C nacherwärmt, in dem Walzwerk 2 bei einer Nachwalztempera— tür von 680 bis 800° G nachgewalzt, läuft durch die Kühlvorrichtung 5 und die Richtbank 6 und wird dann zu einer Nachbehandlung 8 weiterbefördert.

Mit der erfindungsgemäßen Vorrichtung ist es daher möglich, abwechselnd das gewöhnliche Hochtemperatur-Walzverfahren und das Tieftemperatur-Walzverfahren durchzuführen, durch das eine Stahlplatte eine sehr homogene Qualität erhält und sowohl bezüglich der Festigkeit als auch der Zähfestigkeit sehr gut wird. Es ist ferner möglich, eine kontinuierliche Massenproduktion nach beiden Walzverfahren durchzuführen.

Obwohl in den fcichnungen nur eine Nebenschlußstraße dargestellt ist, ist es erfindungsgemäß möglich, mehrere solche Nebenschlußstraßen vorzusehen.

Die zweite Ausführungsform der Erfindung wird nun anhand von Beispielen im einzelnen besehrieben.

Die in Tabelle 7 zusammengefassten Stahlproben werden unter den in Tabelle 8 angegebenen Bedingungen nach einen herköoBlichen Tieftemperatur-Walzverfahren mit eteuerbar auf bestimmte Werte eingestellten Bedingungen, nach dem Walzverfahren bei außerordentlich tiefen Temperaturen

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gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung und gemäß dem Walzverfahren nach der zweiten Ausführungsform der Erfindung gewalzt. Die mechanischen Eigenschaften der so hergestellten Stahlplatten sind in Tabelle 9 aufgeführt.

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	Probe Nr.	XII	XIII	Tabelle 7	XIV	XV	XVI	XVII	Ti	XVIII	XIX	XX	I
	Gehalt (%)											PO Vn
	C	0,17	0,15	0,14	0,11	0,17	0,15	0,14	0,14	0,14	I,
	Si	0,07	0,31	0,29	0,33	0,32	0,28	0,30	0,31	0,28
	Mn	1,27	1,36	1,32	1,35	1,27	1,12	1,16	1,31	1,31
	P	0,021	0,014	0,018	0,011	0,014	0,024	0,018	0,015	0,015
	S	0,024	0,017	0,019	0,014	0,014.	0,022	0,015	0,015	0,016
	Sol.Al	0,001	0,012	0,022	0,019	0,032	0,033	0,018	0,026	0,031
O
co CX)	Zusätsl.
-P-	Elemente			V	Nb	V	Ti	Zr	Nb	Ta
				0,07	0,022	0,07	0,09	0,04	0,055	0,03
co						Nb			Mo
O						0,016			0,14
		Bemerkungen
		beruhig
		ter Stahl				Zugaben
			V	Nb	V-Nb	Zr	Nb-Mo	Ta..
	halb
	beruhigter
Stahl

Walabedingungen

Primärer Walzvorgang Materialdicke (mm) Aufheiztemperatur (⁰G) Nachwalztemperatur (⁰G) Dicke der fert. Platte (mm)

oo Kühltemperatur (⁰C) _(n Kühlverfahren

<*> Nachwalzen
ο ———————

o> Aufheiztemperatur (C) —'

Verweil zeit im. Ofen (min) liachwal zt emperatur (⁰G) Reduktionsverhältnis (%) Dicke der fert. Platte (mm) Kühlverfahren

Tabelle 8	82	Walzverfahren	1. Ausführungsform
	1250	2. Ausführungsforin	der Erfindung
Kontrolliertes	720	der Erfindung	82
Walzen	11	82	950
Zimmertemperatur	1250	750
Luftkühlung	850	11
	22	Zimmertemperatur
	600	Luftkühlung
	Luftkühlung
	950
	8
	750
	50
11
Luftkühlung

Tabelle

	Walzverfahren	Zug	53,0	Streck	Mechanische	Eigenschaften	- 13
Probe Nr·.		festigkeit	56,1	spannung	Gesamt-	Charpy -ITbergangs-	- 41
		(kg/mm )	56,0	(kg/mm²)	längenaus-	temperafcur	- 43
	Kontrolliertes Walzen	53,9	55,3	38,6	dehnung %	(⁰C)	- 45
		1. erfindungs- 53,1 gem. Ausführungs form	58,5	37,8	40,0	- 92
XII	2. erf.-gem. Au s führung s- form	56,7	39,1	39,3	- 89
	Kontr.. Walzen	58,4	41,4 .	40,5	- 56
	1. erf. AF.	59,5	41,3	39,5	- 77
XIII	2. erf. AF.	55,5	40,9	41,0	- 80
	Kontr. Walzen	57,3	48,5	40,5	- 72
	1. erf. AF.		43,3	38,5	- 95
XIV	2. erf. AF.	47,3	39,8	- 102
	Kontr. Walzen	44,6	39,5
	1-r erf. AF.	39,8	38,0 ,
XV	2. erf. AF.	44,8	40,1
	39,5

I 1 I I I

jNCOLfNOCMLfNOOOD

ν- V-I I I I I I I I

V" LfNOQvf^ ^ f

KN LfN KN CTv
^- si· et KN

LfNOJ CO LfN LfNlALTN^f

φ

•

ρ)

• *

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•

φ

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φ

3

5

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H
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A cd

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H

«Η

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W

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Fh J

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Fh Fh

Fh

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φ (

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φ φ

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Φ

φ

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Fh

O

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0 -P

• ·

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•

■ρ

•

«

O

V" C

ν OJ

OJ

0

V

OJ

ρ)

V

OJ

M

• O

ο

O

\i M

M

H
M

H
H

109849/1303

Aus den in Tabelle 9 angezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, daß die Tieftemperatur-Zähfestigkeit der Stahlplatte durch das erfindungsgemäße Verfahren stark verbessert werden kann, und daß die längenausdehnung ebenfalls verbessert wird. Insbesondere bei der zweiten Ausführungsform der Erfindung ist die Verbesserung der Festigkeit durch die Ausscheidungshärter besonders groß.

Der Grund, warum die Wirkung der Ausscheidungshärter bei der zweiten Ausführungsform der Erfindung größer als bei der ersten Ausführungsform der Erfindung ist, wird wie folgt erklärt:

Bei dem Tieftemperatur-Heiz- und Walz-Verfahren kann, da die für die Temperaturerhöhung benötigte Zeit und die Zeit, während der die Temperatur gehalten wird, während des Aufheizens vor dem Walzvorgang größer gemacht wird, die Ausscheidung und Ballung des Ausscheidungshärtungselementes während d-er Aufheizzeit größer werden, und die Größe der Ausscheidung wächst, so daß ein Teil der Härtungswirkung der Ausscheidungshärter verloren geht. Aus diesem Grund ist es unvermeidlich, daß die Festigkeit der Platte bei der ersten Ausführungsform der Erfindung etwa im Vergleich zu dem herkömmlichen Walzverfahren mit steuerbar auf bestimmte Werte eingestellten Bedingungen reduziert ist. In der zweiten Ausführungsform der Erfindung ist die Ballung des Ausscheidungshärten klein, da die für die Temperaturerhöhung notwendige Zeit und die Zeit, während der die Temperatur gehalten wird, sehr klein ist. Daher geht die Härtungswirkung des Ausseheidungshärters kaum verloren. Dieser Sachverhalt wird im folgenden Beispiel erläutert.

Die Stahlprobe XVI (Tabelle 7) wurde verwendet und das

109849/1303

Vorwalzen, wurde bei einer Aufheiztemperatur von 1250° C und einer Hachwalztemperatur von 950° C durchgeführt. Die Stahlprobe wurde durch Luftkühlung auf 600° C abgekühlt. Der sekundäre Walzvcrgang wurde bei einer Aufheiztemperatur von 900° 0 durchgeführt, während die Probe auf dieser Temperatur für 5 Minuten, 10 Minuten, 30 Minuten oder 60 Minuten gehalten wurde. Die %chwalztemperatur wurde auf 720° 0 eingestellt, und das Reduktionsverhältnis war 50 $. Sodann wurde die Probe von der Kachwal ztemperatur auf Zimmertemperatur durch Luftkühlung abgekühlt. Die mechanischen Eigen-* schäften der so hergestellten Platten sind in Tabelle 10 gezeigt, wo die mechanischen Eigenschaften der Stahlplatte, die aus dem Probestahl XYI, der durch ein herkömmliches Tieftemperatur-Wslzverfahren hergestellt ist, ebenfalls dargestellt sind.

109849/1303

Tabelle 10

Valzverfahren

Verweilzeit beim

Nacherwärmen (min)

Zugfestigkeit

(kg/mm²)

Streckspannung

(kg/mm²)

Gesamtlängenaus dehnung

Gharpy- Übergangstemperatur

<? ⁰C)

Herkömmliches ο Tieftemperatur-

cc Walzverfahren co

65,5

51,8 . 34,5

- 69

	2.	Ausf ühnincr s	Ausf.
CO	form der Erf.	Ausf.
O		Ausf.
CO
	2.
	2.
	2.

10

60

61,2

59,5

57,3

60,7

47,0

44,2

51,3

37,5

39,5

39,0

35,2

- 98

- 125

- 108

- 100

Aus den in Tabelle 10 zusammengefassten Ergebnissen ist ersichtlich, daß nach dem afindungsgemäßen Verfahren die Zähfestigkeit und Längenatreckung stark verbessert werden kann, während die Kennwerte für die Festigkeit, beispielsweise die Zugfestigkeit und die Streckepannung, auf hohen Werten gehalten werden können, wenn die Wartezeit bei dem Nachwärme-Verfahrensschritt unter 30 Minuten, insbesondere bei 15 Minuten gehalten wird. Wenn die Wartezeit bei dem Nachwärmen länger als 30 Minuten ist, wird die Festigkeit erheblich verringert.

Beisj)iel__6

Die in Tabelle 11 zusammengefassten Stahlproben wurden getrennt nach dem herkömmlichen, genau gesteuerten Walzverfahren und nach dem Verfahren gemäß der zweiten Ausführungsform der Erfindung gewalzt. Die mechanischen Eigenschaften der fertigen Stähle sind in Tabelle 12 gezeigt. Das erfindungsgeifi3e Verfahren wurde unter folgenden Bedingungen durchgeführt:

Aufheiztemperatur beim primären Walzen: 1250° C; Nachwalztemperatur bei dem primären Walzen: 950° C; Kühltemperatur: 600° G, Aufheiztemperatur bei dem sekundären Walzen: 900° C;

Verweilzeit in dem Aufheiz-Verfahrensschritt: 10 Minuten; Nachwalztemperatur bei dem sekundären Walzen: 720° C.

	Tabelle 1	C	Si	1	,24	W	Nb	Sol .Al
		0,^18	0,33		,26	V		0,044
Erobe Nr.		0,18	0,33		,26	0,15	-	0,048
	0,17	0,34	Gehalt	,27	0,28	0,014	0,042
XXI	0,17	0,34	Mn		0,10	0,030	0,038
XXII		1	0,14
XXIII		1
XXIV	1
1

TO 9~8 4"9 / 1 3 0 3

σ co co -Ρα»

U)

	Walzve rfahreη	Tabelle	Zug	12	Gesamt	Charpy-Ub e r gang s·
Probe Nr.		festigkeit	Streck	längenaus	temperatur
		(kg/mm )	spannung	dehnung °/o	(⁰C)
	Herkömmliches Verfahren	66,6	(kg/ mm²)	33,5	- 16
XXI	2. Ausfünrungs- form	62,9	52,9	37,0	- 62
	Herk.	73,1	50,1	■ 28,5	+ 32
XXII	2. Ausf.	69,5	60,1	31,5	- 95
	Herk. 2. Ausf.	67,6 62,2	57,8	30,0 33,5	- 105
XXIII	Herk.	69,7	55,8 51,5	29,0	+ 6
YYTV	2. Ausf.	64,2	57,6	32,5	- 130
	53,7

VM VM

Ki

CO CD

-34- 212Α99Λ

Wenn das erfindungsgemäße Verfahren bei einem Stahl mit 0,28 $> Vanadium durchgeführt wird, kann eine Zugfestigkeit von etwa 70 kg/mm durch den Ausscheidungshärtungseffekt des Vanadiums ohne Verminderung der Zähfestigkeit oder der Längendehnung erreicht werden (Tabellen 11 und 12). Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren können daher Stahlplatten mit einer so hohen Festigkeit hergestellt werden, wie sie bei herkömmlichen ungetemperten Stahlplatten nicht gegeben ist, während die Zähfestigkeit und die Duktilität auf hohen Werten gehalten werden.

Erfindungsgemäß wird bei dem sekundären Walzen auf 800 bis 1000° C erwärmt. Wenn das Erwärmen auf eine Temperatur von weniger als 800° G erfolgt, wird die Homogenität der Walz— struktur und die Eigenschaften der fertigen Stahlplatten herabgesetzt, mit dem Ergebnis, daß die Zshfestigkeit abrupt verschlechtert wird. Wenn bei dem sekundären Walz-Verfahrensschritt auf eine Temperatur von mehr als 1000° 0 erwärmt wird, bekommt die fertige Stahlplatte eine Duplexstruktur, und die Zähfestigkeit wird herabgesetzt.

Der sekundäre Walzvorgang wird bei der Erfindung mit einem Reduktionsverhältnis von nicht weniger als 30 % durchgeführt. Wenn das Walzen mit einem Seduktionsverhältnis von weniger als 30 $> durchgeführt wird, so ergibt sich eine urarwünsehte Verminderung der Festigkeit und der Zähfestigkeit. Wenn die Naehwalztemperatur bei dem zweiten Walzvorgang höher als 800° C liegt, ergibt sich eine Verminderung der Festigkeit. Wenn die nachwalztemperatur nicht über 680° G liegt, ergibt sich eine außergewöhnlich starke Verminderung der Zähfestigkeit.

Wenn die erste Ausführungsform und die zweite Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens auf Ausgangs-Stahl— proben angewendet wird, die eines oder mehrere der in Tabelle 13 gezeigten Legierungselemente zur Verbesserung

109 849/1303

der Härtbarke it zusätzlich zu den 0,06 - 0,30 $> Kohlenstoff, weniger als 1,5 % Silizium und 0,5 - 4,0 $> Mangan enthalten, ist es möglich, ungetemperte, stark zähfeste Stahlplatten mit sehr hoher Festigkeit zu erhalten, die

durch eine Zugfestigkeit von mehr als 65 kg/mm und einer

ο Streckspannung von mehr als 60 kg/mm charakterisiert sind und eine außergewöhnlich gute Tieftemperatur-Zähfestigkeit haben.

	TabelleJ^	•	Gehalt (#)	4,0
Elemente	1,8 -	3,0
Mangan	1,0 -	- 1,0
Chrom	0,15	- 0,01
Molybdän	0,002	1,5
Bor	0,9 -
Silizium

Wenn ein AusgangsStahlmaterial mit einem Ausscheidungshärter allein dem erfindungsgemäßen Verfahren unterzogen wird, ist es nicht möglich, eine hoch-feste Stahlplatte mit einer Zug-

festigkeit über 70 kg/mm und einer Streckspannung von über 60 kg/mm zu erhalten (Tabelle 12). Aus Pig. 1 ist zu ersehen, daß es auch bei dem herkömmlichen Verfahren nicht möglich ist, eine ungetemperte Stahlplatte mit so hoher Festigkeit und einer Duktil-Brüchig-Übergangstemperatur von weniger als -60° C zu erhalten.

Verschiedene Stahlsorten, deren Gehalt an Legierungselementen von O bis zu relativ großen Werten lag, wurden der ersten und der zweiten Ausftihrungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens unterworfen, wobei sich die oben angegebenen ausgezeichneten Tieftemperatur-Festigkeitswerte ergaben.

109849/1303

-36- 212A99A

Es wurde im einzelnen geprüft, welche Festigkeit und welche Tieftemperatur-Zähfestigkeit "bei Stahlplatten erreicht wurden, die aus diesen Ausgangs-Stahlproben mit einem Gehalt an Legierungselementen hergestellt wurden. Es hat sich gezeigt, daß, wenn Stähle mit einem oder mehreren, in Tabelle 13 angegebenen Legierungselementen zur Verbesserung der Härtbarkeit in die in Tabelle 13 angegebenen unteren Grenzen übersteigenden Mengen enthalten, nach der ersten und der zweiten Ausfuhrungsform der Erfindung behandelt werden, es möglich ist, hoch-feste Stahlplatten mit einer

Zugfestigkeit über 65 kg/mm und einer Streckspannung über 60 kg/mm ohne Verminderung der Tieftemperatur-Zähfestigkeit zu erzeugen. Die oberen in Tabelle 13 angegebenen Grenzen für diese Legierungselemente sind hauptsächlich durch wirtschaftliche Gesichtspunkte und aus Gründen der Schweißbarkeit des Stahl-Endproduktes bestimmt. Wenn diese Legierunyelemente insbesondere in großen Mengen enthalten sind, sind die ökonomischen Vorteile der vorliegenden Erfindung gegenüber dem herkömmliehen Temper- und Anlassverfahren zur Herstellung von getemperten, hoch-zähfesten Stahlplatten nicht so erheblich.

Bei herkömmlichen walzstahlähnlichen, hoch-festen Stahlplatten ändert sich mit wachsendem Gehalt an Legierungselementen die mikroskopische Struktur von der Ferritstruktur zu der Perlitstruktur und von der Perlitstruktur zu der Bainitstruktur mit dem Ergebnis, daß eine Verminderung der Zähfestigkeit nicht vermieden werden kann. Wenn Stähle, die die in Tabelle 13 angegebenen Legierungselemente in verhältnismäßig hohen Mengen enthalten, nach der ersten und zweiten Ausführungsform der Erfindung behandelt werden, wird eine sehr feine Ferrit- und Perlitstruktur direkt in eine Struktur umgewandelt, die aus feinem Ferrit und Quasi-Perlit und -Martensit zusammengesetzt ist.

1 09 849/ί 30 3

Eine höhere Bainitstruktur tritt überhaupt nicht auf. Bei der Erfindung tritt daher keine Übergangsstruktur, die einen schlechten Einfluss auf die Zähfestigkeit hat, beispielsweise höherer Bainit, nicht in der StahDsbruktur auf, sondern !Ferrit wird direkt in Martens it umgewandelt, welches eine Struktur ist, die bis zu einem gewissen Grad spontan in einen Zustand übergeht, der dem durch Anlassen erreichten ähnlich ist. Aus diesem Grund, weil die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren erzeugte Ferritstruktur sehr fein ist, ergibt sich keine Verminderung der Zähfestigkeit.

Die Herstellung solcher hoch-fester Stahlplatten nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wird nun anhand von Beispielen im eiizelnen erläutert.

BeispJ.el_j[

Jede Stahlprobe wurde in eine Platte von 30 mm Dicke, 150 mm Breite und 230 mm Länge geformt und auf 920° C während 30 Minuten aufgeheizt. Sodann wurde die Probe in 5 Durchgängen mit einem kleinen Probe-Walzwerk bei einer Haehwalztemperatur von 700° 0 auf eine Platte von 11 mm Dicke, 150 mm Breite und 600 mm Länge gewalzt. Die mechanischen Eigenschaften in der Walzrichtung jeder der so hergestellten Platten sind in Tabelle 15 zusammengefasst. Die einzelnen Walzdurchgänge wurden gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung durchgeführt.

Getrennt davon wurde jede der in Tabelle 14 aufgeführten Stahlproben in eine Platte von 82 mm Dicke, 100 ram Breite und 100 mm Länge geformt und bei 1250° 0 während 20 Minuten erwärmt. Dgnn wurde die Probe einem primären Walzvorgang bei einer Hachwalztemperatur von 900 - 1000° ö in einem kleinen Probe-Walzwerk auf eine Platte von 22 mm Dicke, 100 mm Breite und 330 mm Länge gewalzt. Sodann

109849/1303

-58- 212499A

wurde die Platte auf eine Temperatur unter 650 0, vorzugsweise 550 - 600° C während 30 Sekunden 'duroh Besprühen mit Wasser abgekühlt, worauf die Platte in einen Nachwärmeofen eingeführt und während 30 Minuten auf 900° C gehalten wurde. Danach wurde sie in einem sekundären Walzvorgang bei e iner Nachwalztemperatur von ?00° G in 4 Durchgängen gewalzt, so daß eine gewalzte PMte von 11 mm Dicke, 100 mm Breite und 700 mm Länge gebildet wurde, ttach dem sekundären Walzvorgang wurde mit Luft abgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften der so hergestellten Stahlplatten in Walzrichtung sind in Figur 16 gezeigt. Die Durchgänge werden gemäß der zweiten Ausführungsform der Erfindung durchgeführt.

Dieselben Stähle wurden dem primären Walzvorgang unter denselben Bedingungen wie oben unterworfen, bis die Dicke 24 mm betrug*. Danach wurden sie durch Luftkühlung auf 800° 0 abgekühlt. Wenn die Temperatur so groß war, wie die Walztemperatur bei dem oben genannten sekundären Walzvorgang, wurde bei einer UachwaIztemperatur von 700° 0 gewalzt, um die Dicke auf 11 mm zu reduzieren. Die mechanischen Eigenschaften der auf diese Weise hergestellten Vergleichs-Stahlplatten von 11 mm Dicke durch das genannte Walzverfahren mit steuerbar auf bestimmte Werte eingestellten Bedingungen, wobei das Erwärmen nur einmal durchgeführt wurde, sind in Tabelle 17 gezeigt«,

In den Tabellen 15, 16 und 17 sind die Werte der Streckspannung, die durch das Zeichen "x^M markiert sind, für die Elastizitätsgrenze angegeben, weil die Msssung der Streckspannung nicht möglich ist.

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Tabelle Probe Nr. Zugaben Gehalt (%) C Si Mn P S Cr Mo V Nb B Sol.Al

Vergleichsstahlproben einfacher

XXV C-Stahl 0,21 0,35 1,43 0,017 0,015 ----- 0,028

XXVI V 0,15 0,30 1,34 0,14 0,015 - - 0,06 - - 0,033

ο	Stahl mit LeRierungselementen	Mo	0,21	0,15	0,20	0,33	1,39	0,015	0,015	0	,99	33	-	-	026	0,031	K)
co		Mo-V	0,15	Mn-V-Nb 0,17		0,31	1,39	0,015	0,015	- 0	-	,16	0,07	-	020	0,032	co
co		Mo-V	0,15	Si-V		0,32	1,38	0,016	0,015	0	—	,62	0,05	-		0,029	co
■Ρ-	XXVII	Mo-Nb	0,12			0,3t	1,30	0,012	0,019	0		,32	-	o,	05	0,014
co	XXVIII		Mo-B-V-nS'⁰⁸			0,34	1,35	0,011	0,018	0		,16	0,09	o,		0,003 0,032
	XXIX		Cr-V			0,35	1,39	0,016	0,020 1		-	0,06	-		0,031
O	YYY			0,41	2,26	0',012	0,015		-	0,06	o,		0,032
co	YYYT	0,95	1,31	0,017	0,020		-	0,08	-		0,033
	YYYTT
	YYYTII
	XXXIV

	-	Stahlsorte	Zug	Tabelle 15	(	Streck-	(kg/mm )	1. Ausf ührun
	Probe Nr.	bzw» Zu	festigkeit spannung		Gesamt
		gabe	(kg/mm )	42,3	längenaus
		einfacher		46,7	dehnung (%)
	XlI."	C-Stahl	56,7	62,1^X
	XXV	V	54,8	54,6	35 .
	XXVI	Mo	82,2	72,1^X	36
	XXVII	Mo-V	67,7	62,5	24
	XXVIII	Mo-V	103,9	53,2^X	28
O (O	XXIX	Mo-Nb	71,3	70,2^X	23
co -S-*	XXX	Mo-B-V-Fb	73,1	67,3^X	28
co	XXXI	Cr-V	93,6	56,a	29
t .\	XXXII	Mn-V-Nb	96,3		22
Iv O	. XXXIII	Si-V	70,5	23
<*>	XXXIV		28

Übergangstemperatur

C⁰O ¹)

52 80 42 90

82 137 91 98 68 77

Beim Aufschlag absorbierte Energie

O⁰C

-60⁰C

24,3	8,3
22,1	20,6
15,7	3,3
15,7	13,8
10,9	8,9
15,3	12,2
11,4	10,8
8,3	6,8
7,7	5,3
13,5	11,8

Übergangstemperatur, bei der beim Aufschlag finergie absorbiert wird.

	Probe Nr.	Tabelle 16	Zug	Streck	)	■	Beim Aufschlag	-60⁰C
		(2· Ausführungsform der Erfindung	festigkeit	spannung	Gesamt		absorbierte Energie
		Stahlsorte	(kg/mm )	(kg/mm )	längenaus	Übergangs	(kg-m)	4,3
		bzw. Zu			dehnung ,(%)	temperatur	O⁰G	1,4
		gabe				(⁰O) ¹)		1,4
	XXV		58,7	42,0			15,3	1,2
	XXVI	einfacher	61,8	50,3	36,0		20,0	1,0
I—>	XXVII	C-Stahl	76,5	55,1^X	27,0	. - 44	6,8	1,1
CO - .-:	XXVIII	V	67,5	48,8^X	21,0	- 48	11,0	0,9
CO	XXIX	Mo	82,8	58,9^X	27,0	- 14	3,4	0,8
CO ·.: ,;	XXX	Mo-V	84,7	63,1^X	21,0	- 28	3,9	0,6
^^* * „S —*	XXXI	Mo-V	80,6	54,4^X	20,0	+ 4	2,2	1,8
to ,■■-.	XXXII	Mo-Nb	109,5	87,2^X	20,0	- 20	7,2
	XXXIII	Mo-B-V-Nb	91,4	55,4^X	19,0	+ ' 7	3,9
	XXXIV	Cr-V	67,9	51,7	23,0	- 42	19,7
		Mn-V-Nb		38,5	- 20
	Si-V	- 35

Ί lsi

) Übergangstemperatur, bei der beim Aufprall __Λ Energie absorbiert wird.

Tabelle 17

( Herkömmliches unter bestimmten Bedingungen erfolgendes Walzen
cUh* kontrolliertes Waisen )

	Probe Nr.	Stahlsorte	Zug	Streck	Gesamt	Übergangs	Beim Aufschlag	-60⁰O
		bzw. Zu	festigkeit	spannung	längenaus	temperatur	absorbierte Energie
		gaben	(kg/mm²)	(kg/mm )	dehnung (%)	(⁰O) ¹)	(kg-m)	4,5
							O⁰G	12,4
		Ai η f λ f* Vi ρ» τ*						4,0
	XXV	C JuXJJU Ca w JJlCS₁J. σ-itahl	59,1	42,6	36,0	- 50	16,9	9,7
co»	XXVI	ν	57,3	49,8	34,0	- 90	21,6	4,9
	XXVII .	Mo	75,0	54,9^X	.24,0	- 44		6,3
	XXVIII	Mo-V	70,1	58,8^X	27,0	- 111	14,2	7,4
	YYTY	Mo-V	108,6	76,5^X	20,0	. - 157	5,5	■6,2
O	XXX	MoNb	91,4	75,2^X	22,5	- 124	6,5	• 4,9
ω	XXXI	Mo-B-Y-Nb	82,9	60,7^X	23,5	- 145	9,1	. 10,4
	XXXII	Or-Y 9ft	, 98,1	70,3^X	20,$5	- 140	7,3 !
	XXXIII	Mn-V-Nb	89,3	66,4^X	20,5	- 80	6,4
	XXXIY	Si-V	71,2	58,8	29,65	- 81	12,0 ,

) tlbergangstemperatur, bei der beim Aufschlag Energie
absorbiert wird. ■ :,

Aus den in den Tabellen 15, 16 und 17 zusammengefassten Ergebnissen ist ersichtlich, daß bei jedem Ausgangs-Stahlmaterial eine außergewöhnlich gute Zähfestigkeit mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erzielt werden kann. Insbesondere bei Stählen mit einer Zugfestigkeit von 60 kg/mm und mehr wird bei dem herkömmlichen Verfahren entweder die Übergangstemperatür erhöht oder die beim Aufschlag absorbierte Energie beim Anstieg der Festigkeit erheblich reduziert, und die Zähfestigkeit wird außergewöhnlich stark erniedrigt. Bei nach dem erfindungsgemäß*n Verfahren verarbeiteten Stählen dieser Art wird die Übergangstemperatur kaum geändert und die beim Aufschlag absorbierte Energie nur geringfügig erniedrigt, und zwar auf ein Naß, das der Verminderung der Duktilität entspricht, die sich auf Grund der Erhöhung der Festigkeit natürlich ergeben soll. Es ist daher ersichtlich, daß eine iralzstahlähnliche, hochfeste Stahlplatte, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt ist, eine genügend hohe Zähfestigkeit hat.

In Beispiel 7 wurden die Auswirkungen der Erfindung insbesondere bei einer Stahlplatte mit einer Dicke von 11 mm erläutert. Auch im Falle von Stahlplatten mit größerer Dicke ist das erfindungsgemäße Verfahren vorteilhafter als das herkömmliche Temper- oder Anlass-Verfahren, da die mechanischen Eigenschaften der Platten «it wachsender Plattendicke nicht wie bei den herkömmlichen Temper- oder Anlassverfahren erheblich verschlechtert werden. Daher können Stahlplatten mit einer Dicke von 30 mm oder 40 mm und mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähfestigkeit mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lediglich dadurch erreicht werden, daß die Zugabe an Legierungselementen in gewissen Grenzen erhöht wird.

Es let jedoch aus den Ergebnissen der Tabellen 15 und 16 zu ersehen, daß die hoch-feste Stahlplatte, die nach den

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erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt ist, etwas schlechter bezüglich der Duktilität im Vergleich zu der herkömmlichen getemperten Stahlplatte oder dergleichen ist. Dieser Nachteil kann jedoch dadurch überwunden werden, daß die ifalzstahlähnliche, erfindungsgemäße Stahlplatte einer Temperung bei 500 - 650° C während 20 Minuten bis 2 Stunden in herkömmlicher Weise wie bei dem bekannten Abschrecken und Tempern unterworfen wird. Die Duktilität, die durch die Gesamtlängenausdehnung und die beim Aufschlag absorbierte Energie gekennzeichnet ist, kann bis auf ein WrQ verbessert werden, das mit den herkömmlichen abgeschreckten und getemperten SHhlen vergleichbar ist, obwohl die Zugfestigkeit geringfügig vermindert ist. Es hat sich gezeigt, daß es möglich ist, Stahlplatten mit ausgezeichneter Festigkeit, Zugfesti-gkeit und Duktilität herzustellen, wenn die nach der Erfindung hergestellte, walzstahlähnliche Platte getempert wird.

Der Grund, warum bei der Erfindung die Temperatur für das Tempern auf 500 - 650° 0 und die Temperzeit auf 20 Minutei bis 2 Stunden begrenzt ist, sind folgende:

Das Tempern wird zur Wiederherstellung der Duktilität in dem gewalzten Stahl durchgeführt. Wenn das Tempern bei einer Temperatur unterhalb 500° C durchgeführt wird, ist die Wiederherstellung der Duktilität nicht ausreichend. Wenn die Temper-Temperatur 650° C übersteigt, wird die Festigkeit vermindert. Wenn kürzer als 20 Minuten getempert wird, wird die Duktilität nur in ungenügendem Maße wieder hergestellt. Wenn die Temperzeit 2 Stunden übersteigt, wird durch diese Verlängerung der Temperzeit eine besondere Wirkung erzielt. Daher wird aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten die Temperzeit nicht über 2 Stunden ausgedehnt.

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Ein Stahl der folgenden Zusammensetzung wurde durch Schmelzen in einem lOO-kg-Hochfrequenzschmelzofen hergestellt und als Stahlprobe XXXY in diesem Beispiel verwendet.

Anteile (56) der Probe XXXV

Kohlenstoff	0,16
Silizium	0,51
Mangan	1,55
Vanadium	0,06
Molybdän	0,50
/aSuminium	0,050

Der Probestahl wurde in eine Platte von 58 mm Dicke, 82 mm Breite und 140 mm Länge geformt. Sodann wurde er auf 900° 0 während 30 Minuten erwärmt und bei einer Nachwalztemperatur von 700° C und mit einem Reduktionsverhältnis von 81 $ gewalzt, so daß eine Stahlplatte mit einer Dicke von 11 mm gebildet wurde. Danach wurde die Platte auf Zimmertemperatur abgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften der walzstahlähnlichen Platte in Walzrichtung sind in Tabelle 18 gezeigt.

Dann wurde die walzstahlähnliche Stahlplatte nach dem Luftkühlen während einer Stunde auf 500° C, 600° 0 oder 650° C gehalten. Die mechanischen Eigenschaften in Walzrichtung der auf diese Weise getemperten Stahlplatte sind ebenfalls in Tabelle 18 gezeigt.

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Temper-Bedingungen

Tabelle 18

Zug- Streck- Gesamt- tibergangst emperatur

festigkeit spannung längenaus- bei der Brüche auf-

(kg/mm ) (kg/mm ) dehnung (%) treten (⁰G)

Beim Aufschlag absorbierte Energie (kg~m)

J.60°C

_^ ungetcmperte ο wälzst ahlähnliche

oo Platte

^1Std. tempern

bei 50O⁰C und luftgekühlt

85,3

72,9

58,0 22,0

65,3 26,0

- 153

- 157

10,1 8,1

14,8 12,6

1 Std. tempern bei 600⁰C und luftgekühlt

69,9

64,7 37,5

- 142

16,2 12,8

1 Std. tempern bei 650⁰O und luftgekühlt

65,5

60,7 30,5

- 142

17,9 12,8

Aus den in Tabelle 18 gezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, daß ein Stahl mit einem Gehalt von 0,30 % Molybdän nach der ersten Ausführungsform der Erfindung gewalzt wurde. Die Walzplatte wird dann bei 500 bis 650° C getempert. Dadurch kann eine hoch-zähfeste Stahlplatte mit ausgezeichneter Duktilität hergestellt werden, die durch eine Zug*festigkeit von mehr als 65 kg/mm , eine Streckspannung von mehr als

60 kg/mm , eine Brüchig-Duktil-Übergangstemperatür von weniger als -60° C, einer Gesamtlängenausdehnung von mehr als 26 # und einer beim Aufschlag absorbierten Energie bei 0° G von mehr als H kg-m gekennzeichnet ist.

Bei hoch-zugfesten Stählen werden häufig andere als die erwähnten Eigenschaften, beispielsweise Korrosionsbeständigkeit, Wetterbeständigkeit und Widerstandsfähigkeit gegenüber Seekorrosion, verlangt. Es wurden bereits Stähle entwickelt, die für solche Verwendungszwecke bestimmt sind, wo beispielsweise hoch-zähfeste, korrosionsbeständige Stähle, wetterbeständige Stähle und Stähle mit einer hohen Widerstandsfähigkeit gegen Seekorrosion benötigt werden. Im allgemeinen geht man davon aus, daß diese Widerstandseigenschaften durch Zugabe von einem oder mehreren der Elemente Nickel (0,2 - 2,0 #), Chrom (0,2 - 3,0 #), Kupfer (0,2 - 1₉0 ^) und anderen Elenenten erheblich verbessert werden können. Wenn Stähle mit diesen Zugabeelementen zur Verbesserung der Korrosions-Widerstandsfähigkeit, der Witterungsfestigkeit und der Seekorrosions-Festigkeit den Verfahren gemäß der ersten und der zweiten Ausführungsform der Erfindung unterworfen werden, können Stahlplatten hergestellt werden, die bezüglich dieser Fes tigke its eigenschaften außergewöhnlich gut sind und gleichzeitig die ausgezeichnete Festigkeit und Tieftemperatur-Zähfestigkeit behalten, d. h. weder die Festigkeit noch die Zähfestigkeit lassen in irgendeiner Weise nach. Dies wird anhand des folgenden Beispiels erläutert.

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Bei diesem Beispiel wurden die Stahlproben XXXVI bis XXXH verwendet, die in Tabelle 19 zusammengefasst sind. Jede Stahlprobe wurde in eine Platte von 82 mm Dicke, 100 mm Breite und 260 mm Länge geformt. Sodann wurde sie bei einer Temperatur von 1250° C während 20 Minuten erwärmt und bei 900° 0 nachgewal zt, um eine Platte mit einer Dicke von 30 mm herzustellen. Die auf diese Weise einen primären Walzvorgang unterworfene Platte wurde auf eine Temperatur unterhalb 650° C während einer Zeitdauer von 60 Sekunden durch Besprühen mit Wasser abgekühlt und sofort auf 900° C während 20 Minuten nacherwärmt. Danach wurde sie einem sekundären Walzvorgang bei einer Nachwalztemperatür von 700° 0 in 6 Durchgängen unterworfen, um eine Walzplatte mit 11 mm Dicke, 100 mm Breite und 650 mm Länge zu erhalten. Die auf diese Weise hergestellte Platte wurde luftgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften in Walzriohtung jeder der auf diese Weise hergestellten Platten sind in Tabelle 20 gezeigt.

Aus den Ergebnissen in Tabelle 2o ist ersichtlich, daß die

e me

erfindungsgemäß hergestellten Stahlplatten/außergewöhnlich gute Festigkeit und Zähfestigkeit unabhängig von der Zugabe von Elementen aufweisen, die die Korrosionsbeständigkeit, die Witterungsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen Seekorrosion, beispielsweise Wickel, Chrom und Kupfer, verbessern.

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Chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent

Kohlenstoff

Silizium

Mangan

Phosphor

Schwefel

Molybdän

Vanadium

Kupfer

Nickel

Chrom

Probe Nr.
XXXVI XXXVII XXXVIII XXXIX

0,16 0,26

1,35

0,016

0,014

0,06

0,04

0,30

0,35

0,41 0,14

0,33

1,32

0,014

0,13

0,06

0,28

0,13
0,28
1,22

0,017
0,018
0,12
0,04

1,03

0,15

0,29

1,22

0,012

0,014

0,31

0,05

0,55

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Tabelle 20

	Probe Nr.	Zugabe-	Zug	Streck-	Gesarat-	27,2	Ubergangs-	Beim Aufschlag	I VJi O
		Element	festigkeit	spannung	längenaus-		temperatur	absorbierte	I
			(kg/mm )	(kg/mm )	dehnung %	21,0	(⁰C)	Energie (kg-m)
						Elastizitätsgrenze		bei O⁰C/ bei-60°C
ο co	XXXVI	Cu,Ni,er	65,0	51,8	34,0	- 92	20,2 17,3
co
■Ρ- co	XXZVII	Cu	69,7	58,1	28,2	- 88	14,1 11,5
				Elastizitätsgrenze
OO O	XXXYIII	Cr	68,3	50,3	- 77	15,5 10,0
ca
	XXXIX	Ni	84,3	66,2	- 99	9,8 7,8

Claims

Patentansprüche

ί 1.)Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahl- ^-^ platten, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahlmaterial auf eine Temperatur im Bereich von 800° C bis 1000° C erwärmt wird, und daß das erwärmte Stahlmaterial auf eine gewünschte Dicke mit einem Reduktionsverhältnis von nicht weniger als 30 $> und bei einer Nachwalzteraperatur im Bereich von 680° C bis 850° C nachgewalzt wird;
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl auf eine Temperatur oberhalb 1000° C erwärmt und der erwärmte Stahl auf eine geeignete Dicke gewalzt wird, worauf der Walzvorgang unterbrochen wird, daß der Stahl daraufhin auf eine Temperatur unterhalb 650° C durch Luftkühlung, Besprühen mit Wasser oder ein anderes Kühlverfahreη abgekühlt wird, daß der abgekühlte Stahl auf eine Temperatur im Bereich von 800° C bis 1000° C in einem Naohwärmeofen erneut erwärmt wird und daß der nacherwärmte Stahl auf eine gewünschte Dicke mit einem Reduktionsverhältnis von nicht weniger als 30 i» und einer %chwal ζ temperatur im Bereich von 680° C bis 850° C nachgewalzt wird·
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die nachgewalzte Platte bei einer Temperatur in Bereich von 500° C bis 650° C während 20 Minuten bis 2 Stunden getempert wird.
4· Vervendung eines Stahls bei den Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 i» Kohlenstoff, weniger als 1,5 # Silizium und 0,5 - 4,0 i» Mangan und im übrigen in wesentlichen Eisen·

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5. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 0,30 $> Kohlenstoff, weniger als 1,5 1» Silizium, 0,5 4,0 fo Mangan, wahlweise und/oder 0,02 - 0,30 fo Vanadium, 0,05 - 1,0 ^ Molybdän, 0,005- 0,20 fo Niob, 0,03 0,20 1° Titan, 0,02 - 0,20 fo Zirkonium und 0,01 - 0,10 fo Tantal und im übrigen Eisen.
6. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekenazeichnet durch den Gehalt von 0,06 0,30 fo Kohlenstoff, weniger als 1,5 fo Silizium, 0,5 4,0 fo Mangan, wahlweise und/oder 0,2 - 3,0 $> Chrom und 0,002 - 0,01 fo Bor und im übrigen Eisen.
7. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch

1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 fo Kohlenstoff, weniger als 1,5 fo Silizium, 0,5 - 4,0 f> Mangan, wahlweise und/oder 0,2 - .1,0 $ Kupfer, 0,2 2,0 fo Nickel und 0,2 - 3,0 fo Chrom und im übrigen Eisen.
8. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 fo Kohlenstoff, weniger als 1,5 fo Silizium, 0,5 - 4,0 fo Mangan, wahlweise und/oder 0,02 - 3,0 f> Vanadium, 0,05 1,0 fo Molybdän, 0,005 - 0,20 fo Niob, 0,03 - 0,20 f> Titan, 0,02 - 0,20 fo Zirkonium und 0,01 - 0,10 $> Tantal, zusammen mit wahlweise und/oder 0,2 - 3,0 fo Chrom und 0,002 - 0,1 fo Bor als zusätzliche Elemente und im übrigen Eisen.
9. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 f> Kohlenstoff, weniger als 1,5 f> Silizium, 0,5 - 4,0 f> Mangan, wahlweise und/oder 0,02 - 3,0 f> Vanadium,

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0,05 - 1,0 ^ Molybdän, 0,005 - 0,20 </<> Niob, 0,03 0,20 $ Titan, 0,02 - O,2o $ Zirkonium und 0,01 - 0,10 ^cß> Tantal zusammen mit wahlweise und/oder 0,2 - 1,0 fo Kupfer, 0,2 - 2,0 io Nickel und 0,2 - 3,0 % Chrom als zusätzliche Elemente, und im übrigen Eisen,
10. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 ⁰J₀ Kohlenstoff, weniger als 1,5 $> Silizium, 0,5 - 4,0 $> Mangan, wahlweise und/oder 0,2 - 3,0 ^.Chrom und 0,002

- 0,1 # Bor, zusammen mit wahlweise und/oder 0,2 1,0 $> Kupfer und 0,2 - 2,0 # Nickel als Zusatzelemente und im übrigen Eisen.
11.Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 % Kohlenstoff, weniger als 1,5 $ Silizium, 0,5 - 4,0 # Mangan, wahlweise und/oder 0,02 - 3,0 % Vanadium, 0,05

- 1,0 # Molybdän, 0,005 - 0,20 % Nibo, 0,03 - 0,20 # Titan, 0,02 - 0,2 ^ Zirkonium und 0_?01 - 0,10 # Tantal, zusammen mit wahlweise und/oder 0,2 - 3,0 $> Chrom und 0,002 - 0,1 i> Bor als ZusEfczelemente, wahlweise und/oder 0,2 - 1,0 % Kupfer und 0,2 - 2,0 # Nickel als weitere Zusatzelemente und im übrigen Eisen.
12. Walzvorrichtung zur Durchführung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten, mit einem Wärmeofen, einem Walzwerk und einer Produktionsstraße, wobei der Wärmeofen, das Walzwerk und die Produktionsstraße prallel geschaltet sind, gekennzeichnet durch eine Umlauf-Nebenschlußstraße mit einem Nachwärmeofen, die vor oder nach dem Walzwerk angeordnet ist.

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