DE2124994C3

DE2124994C3 - Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten

Info

Publication number: DE2124994C3
Application number: DE2124994A
Authority: DE
Inventors: Yasuhiko Ibaragi Asai; Minoru Itami Fukuda
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1970-05-20
Filing date: 1971-05-19
Publication date: 1983-03-10
Also published as: GB1361978A; CA952415A; DE2124994B2; US4008103A; GB1361977A; SE404536B; DE2124994A1

Description

Walztemperatur zu einer Verbesserung der Zähfestigkeit führt, Nach einem in der Zeitschrift »Stahl und Eisen 90«, Nr, 4, Februar 1970, veröffentlichten Aufsatz (S, 181) tritt eine solche Verbesserung jedoch nur bei Walztemperaturen im Bereich von 1350 bis t000^pC ein. Versuche der Anmelderjn haben gezeigt, daß in diesem Temperaturbereich die Zähfestigkeit proportional zur Verringerung der Waiztemperatur verbessert wird. Wenn jedoch die Temperatur auf unter 90° C verringert wird, ergibt sieb ein kompliziertes, nicht proportionales Verhalten bezüglich der Zähfestigkeit Bei geeigneten Walzbedingungen mit derart niedrigen Temperaturen kann die Zähfestigkeit wesentlich verbessert werden.

Bei einem aus der Zeitschrift »Stahl u. Eisen« 82 (1962 Nr. 17, S. 1176 bis 1186) bekannten Verfahren nach dem Oberbegriff des Patentanspruchs 1 wurden Probennach dem Vorwalzen auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend im Salzbad auf die vorgesehene Endwalztemperatur erhitzt Dabei ergaben sich für Endwalztemperaturen von 950⁰C und 900⁰C wesentlich höhere Werte für die Kerbschlagzähigkeit als für Endwalztemperaturen im Bereich unter 750⁰C

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugn^ade, ein Verfahren zur Herstellung von Stahlplatten aus walzstahlähnlichen Stählen mit verbesserter Zäh- und Zugfestigkeit zu schaffen.

Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe durch die im Kennzeichen des Patentanspruchs 1 angegebenen Merkmale gelöst

Erfolgt das Endwalzen bei Temperaturen von über 1000⁰C, erhält die fertige Stahlplatte eine Duplexstruktur, durch die die Zähfestigkeit verschlechtert wird. Bei Endwalztemperaturen oberhalb 740⁰C ergibt sich eine Verschlechterung sowohl der Festigkeit als auch der Zähigkeit Bei Endwalztemperaturen unterhalb 680⁰C wird zwar die Festigkeit beachtlich verbessert die Zähigkeit wird jedoch außergewöhnlich stark herabgesetzt Erfolgt das Walzen mit einem Reduktionsgrad von weniger als 30%, kann die angestrebte Verbesserung der Festigkeit und der Zähigkeit nicht erreicht werden.

Das erfindungsgemäße Wiedererwärmen durch Anheben der Temperatur nur um 200° C bis 300° C führt bei der geringen Dicke der wiedererwärmten Stahlplatte zu einer erheblichen Erhöhung des Nachheizwirkungsgrades. Wird für das Wiedererwärmen ein üblicher Wärmeofen verwendet, kann der Heizwirkungsgrad um 25-100% erhöht werden.

Die Abkühlung des Stahlmaterials nach dem Vorwalzen auf eine Temperatur von 500" C bis 650⁰C führt zu einer Umwandlung des Austenits in Ferrit. Das Wiedererwärmen auf 8t"5>°C bis 950⁰C bewirkt eine Umwandlung in feine austenitische Körner in der durch die Ferritb-ldung vorgegebenen Matrix. Während des Endwalzens bei Temperaturen zwischen 68O⁰C und 740⁰C liegt ein ferritisches-austenitisches Gefüge vor, das bei der Warmverformung zu einer Erhöhung der Zäh- und Zugfestigkeit führt weil das Gefüge feiner wird.

Eine vorteilhafte Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens ist im Anspruch 2 angegeben worden.

Vorteilhafte Verwendungen von Stählen sind in den Ansprüchen 3 bis 9 näher erläutert worden, für die nur im Zusammenhang mit dem erfindungsgemäßen Verfahren Schutz beansprucht wird. Bei Verwendung der näher bezeichneten Stähle ist es möglich, einen Stahl der Sorte (a) mit einer Zugfestigkeit von 40 bis lOOkp/mm² und einer Tieftemperatur-Zähigkeit von — 40°C oder darunte-, vorzugsweise sogar unter -60⁰C, zu erhalten.

Nach der Erfindung ist es möglich, die Festigkeit ohne Erhöhung der Dukttl-Brüchig-ubergangstemperatur zu verbessern, wenn eines oder mehrere der in Tabelle IA aufgeführten Elemente zur Aussdieidungshärtung in den in Tabelle IA angegebenen Mengen in dem Ausgangs-Stahlmaterial enthalten sind.

Tabelle IA

Elemente zur
Ausscheidungshärtung

Gehalt

V (Vanadium)	0.02-030
Nb (Niob)	0,005-0,20
Ti (Titan)	0,03-0,20
Mo (Molybdän)	0,05-1,0
Zr (Zirkonium)	0,02-0,20
Ta (Tantal)	0,010-0,10

Wenn ein Stahlmaterial mit einen.^der mehreren der in Tabelle IA angegebenen Elemente für die Ausscheidungshärtung dem Verfahren der Erfindung unterbrochen wird, wird eine nicht abgeschreckte, starke, zähfeste Stahlplatte erzielt die sowohl eine außergewöhnlich gute Festigkeit als auch eine außergewöhnlich gute Zähfestigkeit beispielsweise eine Streckgrenze größer als 42 kp/mm² bei einer Duktil- Brüchig-Übergangstemperatur unterhalb — 60⁰C aufweist

Wenn eine höhere mechanische Festigkeit beispielsweise eine Zugfestigkeit von über 65 kp/mm² oder eine Streckgrenze über 60 kp/mm² benötigt wird, kann das Ausgangsmaterial einen oder mehrere der in Tabelle IB aufgeführten härteverbessernden Elemente enthalten.

Tabelle IB	Gehalt
Elemente	Pb)
	1,8-4,0
Mangan	1,0-3,0
Chrom	0,15-1,0
Molybdän	0,002-001
Bor	0,9-1,5
Silizium

Sollten andere als die oben angegebenen Eigenschaften benötigt werden, wie beispielsweise Korrosionsbeständigkeit Witterungsbeständigkeit und Beständigkeit gegen Meerwasser, kann das Ausgangsmaterial 0,2 bis 2,0% Nickel und/oder 0,2 bis 3,0% Chrom und/oder 0.2 bis 1,0% Kupfer und andere üblicherweise zur Verbesserung der vorerwähnten Eigenschaften verwendete Elemente enthalten.

Wenn der Stahi unter niedrigen Temperaturbedingungen verwendet werden soll, wie beispielsweise bei Leitungen und Lagerbehältern für flüssiges Erdgas, werden dem Auseangsmaterial vorzugsweise 0,5 bis 5,0% Nickel zugesetzt

Ausführungsbeispiele der Erfindung werden nachstehend an Hand der Zeichnung näher erläutert. Es ^eigt

F i g. 1 eine graphische Darstellung der mechanischen Eigenschaften herkömmlicher Stahlsorten mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, wobei die Übergangstemperatur gegen die Streckgrenze aufgetragen ist,

F i g. 2 ein Ausführungsbeispiel einer Vorrichtung zur

Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens, bei dem ein Vorwalzwerk und ein Nachwalzwerk vorgesehen ist und

F i g. 3 ein weiteres Ausführungsbeispiel der Vorrichtung zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens bei dem nur ein Walzwerk vorgesehen ist.

Fig. 1 verdeutlicht die obenerwähnten Mängel der bekannten Stahlsorten (a) und (b). F i g. I entspricht im wesentlichen der Fig. 13 der angegebenen Literaturstelle. Fig. 1 zeigt deutlich, daß die Kennlinien der Tieftemperatur-Zähfestigkeit ungetemperter Stähle auch in den besten Fällen folgende Werte aufweisen: eine Streckspannung von 40 kp/mm² und eine Duktil-Brüchig-Übergangstemperatur von —90° C; eine Streckspannung von 45 kp/mm² und eine Übergangstemperatur von —65°C; eine Streckspannung von 50 kp/mm² und eine Übergangstemperatur von -50°C; eine Streckspannung von 60 kp/mm^J und eine Überza.isste!T!!je.^rat".^r vnn —30"C. Aus F i E. 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 übergeht.

Bei dem herkömmlichen Hochtemperaturwalzen wird ein aus dem Aufheizofen 1 kommender Stahl zunächst durch ein Vorwalzwerk 2 (Fig.2) 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 Erfindung ausgeführt wird, wird eine Stahlplatte, die zunächst durch das Vorwalzwerk 2 vorgewalzt ist, auf eine Temperatur unterhalb 650°C durch Besprühen mit Wasser während 2 bis 3 Minuten in der Kühlvorrichtung 5 auf der Nebenschlußstraße B abgekühlt, läuft durch die Richtbank 6, wird auf 800 bis 1000°C nacherwärmt und wird bei einer Nachwalztemperatur von 680 bis 740°C durch das Nachwalzwerk 4 nachgewalzt, von dem die fertige Stahlplatte zu einer Nachbehandlung 8 weiterbefördert wird.

Bei der Erfindung können zwei Walzwerke, ein Vorwalzwerk und ein Nachwalzwerk, in der in F i g. 2 gezeigten Weise angeordnet sein. Es ist aber auch möglich, das Nach walzwerk auf der Walzstraße parallel zu dem Nachwärmeofen auf der Nebenschlußstraße « vorzusehen.

Bei der in Fig.3 gezeigten Vorrichtung wird zur Durchführung des herkömmlichen Hochtemperatur-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 Wassersprüh-Kühlvorrichtung 5, wo er durch Besprühen mit Wasser abgekühlt wird, wird in der Richtbank 6 nivelliert und zur Durchführung einer Nachbehandlung weiterbefördert.

Wenn das Tieftemperatur-Walzverfahren nach 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 nacherwärmt, in dem Walzwerk 2 bei einer Nachwalztemperatur von 680 bis 740°C nachgewalzt, läuft durch die Kühlvorrichtung 5 und die Richtbank 6 und wird dann zu einer Nachbehandlung 8 weiterbefördert.

Mit der 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 Zeichnungen nur eine Nebenschlußstraße dargestellt ist, ist es möglich, mehrere solche Nebenschlußstraßen vorzusehen.

Die Erfindung wird nun an Hand von Beispielen im einzelnen beschrieben.

Beispiel 1

Die in Tabelle 7 zusammengefaßten Stahlproben werden unter den in Tabelle 8 angegebenen Bedingungen nach einem herkömmlichen Tieftemperatur-Walzverfahren mit steuerbar auf bestimmte Werte eingestellten Bedingungen, nach dem Walzverfahren bei außerordentlich tiefen Temperaturen 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.

Tabelle 7	Probe Nr.	XIII	XIV	XV	XVI	XVII	XVIII	XIX	XX
	XIl
		0,15	0,14	0,11	0,17	0,15	0,'.4	0,14	0,14
Gehalt (%)	0,17	031	03	033	032	0,28	O3O	031	0,28
C	0,07	136	132	135	1,27	1,12	1,16	131	131
Si	1,27	0,014	0,018	0,011	0,014	0,024	0,018	0,015	0,015
Mn	0,021	0,017	0,019	0,014	0,014	0,022	0,015	0,015	0,016
P	0,024	0.012	0,022	0,019	0,032	0,033	0,018	0,026	0,031
S	0,001		V	Nb	V	Ti	Zr	Nb	Ta
Sol. Al			0,07	0,022	0,07	0,09	0,04	0,035	0,03
Zusätzl.					Nb			Mo
Elemente					0,016			0,14

		beruhig	Zugaben
Bemerkungen	halb-	ter Stahl	V	Nb	V-Nb	Ti	Zr	Nb-Mo	Ta
	beruhig
	ter Stahl

Tabelle 8

Walzbedingungen

Kontrolliertes Walzen

Ausführungsform nach der Erfindung

Primärer Walzvorgang
Materialdicke (mm)
Aufheiztemperatur ("C)
Walztemperatur (⁰C)
Dicke der fertigen Platte (mm)
Kühltemperatur (⁰C)
Kühlverfahren

Nachwalzen
Aufheiztemperatur ("C)
Verweilzeit im Ofen (min)
Nachwalztemperatur ("C)
Reduktionsverhältnis (%)
Dirke der fertigen Platte (mm)
Kühlverfahren

82

11 Zimmertemperatur Luftkühlung

82

1250

850

22

600

Luftkühlung

950

700

50

11

Luftkühlung

Tabelle 9

Probe Nr. Walzverfahren

Mechanische Zugfestigkeit

(kp/mm²) Eigenschaften

Streckspannung

(kp/mm²)

Gesamtlängen- Charpy-Überausdehnung gangstemperatur

XII Kontrolliertes Walzen 53,9 erfindungsgemäße Ausführungsform 54,6

XIII Kontrolliertes Walzen 56,1 erfindungsgemäße Ausführungsform 57,5

XIV Kontrolliertes Walzen 58,5 erfindungsgemäße Ausführungsform 58,9

XV Kontrolliertes Walzen 59,5 erfindungsgemäße Ausführungsform 59,3

XVI Kontrolliertes Walzen 653 erfindungsgemäße Ausführungsform 633

XVII Kontrolliertes Walzen 62,7 erfindungsgemäße Ausführungsform 59,9

XVIII Kontrolliertes Walzen 56,4 erfindungsgemäße Ausführungsform 55,6

XIX Kontrolliertes Walzen 68,8 erfindungsgemäße Ausführungsform 66,7

XX Kontrolliertes Walzen 58,7 erfindungsgemäQe Ausfuttningrfonn . 5W 38,6 40,2

41,4 41,8

48,5 48,9

44,6 45,5

513 493

51 fi 46,3

433

55,4 55,6

45,1

40,0 38,3

39,5 38,5

38,5 36,8

38,0 383

34,5 363

31,5 333

37,0 373

29,0 293

36,2

-13 -50

-45 -96

-56 -89

-72 -110

-69 -118

-33 -78

-56 -100

-56 -131

-51 -99

Aus den in Tabelle 9 angezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, daß die Tieftemperatur-Zähfestigkeit der Stahlplatte durch das erfindungsgemäße Verfahren stark verbessert werden kann. 60

Beispiel 2

Die Stahlprobe XVI (Tabelle 7) wurde verwendet, und das Vorwalzen wurde bei einer Aufheiztemperatur von 65 1250⁰C durchgeführt Die Stahlprobe wurde durch Luftkühlung auf 600⁰C abgekühlt Der sekundäre Walzvorgang wurde bei einer Aufheiztemperatur von 900° C durchgeführt, während die Probe auf dieser Temperatur für 5, 10, 30 oder 60 Minuten gehalten wurde. Die Nachwalztemperatur wurde auf 72O°C eingestellt, und das Reduktionsverhältnis war 50%. Sodann wurde die Probe von der Nachwalztemperatur auf Zimmertemperatur durch Luftkühlung abgekühlt Die mechanischen Eigenschaften der so hergestellten Platten sind in Tabelle 10 gezeigt, wo die mechanischen Eigenschaften der Suhlplätte, die aus dem Probestahl XVI, der durch ein herkömmliches Tieftemperatur-Walzverfahren hergestellt ist ebenfalls dargestellt sind.

Tabelle 10

Wal/verfahren

Verweilzeit beim Nacherwärmen

(min) Zugfestigkeit Stn-okspannung

(kp/mm²)

Gesamtlängen- Charpyausdehnung Übergangstemperatur

(%) Γ C)

Herkömmliches
Tieftemperatur-Walzverfahren

Ausführungsform der Erfindung
Ausführungsform der Erfindung
Ausführungsform der Erfindung
Ausführungsform der Erfindung

65,5

51,8

34,5

-69

10	61,2	49,5	37,5	-98
30	59,5	47,0	39,5	-125
60	57,3	44,2	39,0	-108
5	60,7	51,3	35.2	-100

Aus den in Tabelle 10 zusammengefaßten Ergebnissen ist ersichtlich, daß nach dem erfindungsgemäßen Verfahren die Zähfcsiigkeit und Längenstreckung stark verbessert werden kann, während die Kennwerte für die Festigkeit, beispielsweise die Zugfestigkeit und die Streckspannung, auf hohen Werten gehalten werden können, wenn die Wartezeit bei dem Nachwärme-Verfahrensschritl unter 30 Minuten, insbesondere bei 15 Minuten gehalten wird. Wenn die Wartezeit bei dem Nachwärmen langer als 30 Minuten ist, wird die Festigkeit erheblich verringert.

Aufheiztemperatur beim Vorwalzen

Walztemnpratiir heim Vorwalzen Kühltemperatur Aufheiztemperatur bei dem sekundären Walzen Verweilzeit in dem Aufheiz-Verfahrensschritt Nachwalztemperatur bei dem sedundären Walzen

1250⁰C

950' 600'

900⁰C

10 Minuten

720° C

30

Beispiel 3

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

Tabelle 12 Tabelle 11

Probe Nr.

Gehalt (%) C Si

Mn

Nb

Sol · Al

35

XXI XXII XXIII XXIV

0,18 0,18 0,17 0,17

033 033 034 0,34

1,24 1,26 1,26 1,27

0,15 0,28 0,10 0,14

- 0,044

- 0,048 0,014 0,042 0,030 0,038

Probe Nr. Walzverfahren

Zugfestigkeit Streckspannung

(kp/mm²) (kp/mm²)

Gesamtlängen- Cliarpyausdehnung Obergangstemperatur

O) CC)

XXI Herkömmliches Verfahren Ausführungsform

nach der Erfindung

XXII Herkömmliches Verfahren Ausführungsform

nach der Erfindung

XXIII Herkömmliches Verfahren Ausführungsform

nach der Erfindung

XXIV Herkömmliches Verfahren Ausführungsform

nach der Erfindung

66,6
62,9

73,1
69,5

67,6
62,2

69,7
64,2

52,9 50,1

60,1 57,8

55,8 51,5

57,6 53,7

33,5 37,0

283

30,0 333

29,0 323

-16 -62

+ -95

-41 -105

+ -130

Wenn das erfindungsgemäße Verfahren bei einem Stahl mit 0,28% Vanadium durchgeführt wird, kann eine Zugfestigkeit von etwa 70 kp/mm² durch den Ausscheidungshärtungseffekt des Vanadiums ohne Ve-minderung der Zähfestigkeit oder der Längendehnung erreicht werden (Tabellen 11 und \2). 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 Dukt'üiät auf hohen Werten gehalten werden. Erfindungsgemäß wird bei dem sekundären Walzen

auf 800 bis 950°C erwärmt. Wenn das Erwärmen auf eine Temperatur von weniger als 800° C erfolgt, wird die Homogenität der Walzstruktur und die Eigenschaften der fertigen Stahlplatten herabgesetzt, mit dem Ergebnis, daß die Zähfestigkeit abrupt verschlechtert wird. Wenn bei dem sekundären Walz-Vcrfahrensschritt auf eine Temperatur von mehr als 1000°C 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 Reduktionsverhältnis von weniger als 30% durchgeführt wird, so ergibt sich eine unerwünschte Verminderung der Festigkeit und der Zähfestigkeit. Wenn die Nachwalztemperatur bei dem zweiten Walzvorgang höher als 740°C liegt, ergibt sich eine Verminderung der Festigkeit. Wenn die Nachwalztemperatur nicht über 580° C liegt, ergibt sich eine außergewöhnlich starke Verminderung der Zähfestigkeit.

Wenn das erfindungsgemäße Verfahren auf Ausgangs-Stahlproben angewendet wird, die eines oder mehrere der in Tabelle 13 gezeigten Legierungselemente zur Verbesserung der Härtbarkeit zusätzlich zu den 0,06 bis 0,30% Kohlenstoff, weniger als 1,5% Silizium und 0,5 bis 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 kp/mm² urd einer Streckspannung von mehr als 60 kp/mm² charaktrrisiert sind und eine außergewöhnlich gute Tieftemperatur-Zähfestigkeit haben.

Tabelle 13

Elemente

Gehalt

Mangan

Chrom

Molybdän

Bor

Silizium

1,8-4,0

1,0-3,0

0,15-1,0

0,002-0,01

0,9-1,5

Wenn ein Ausgangsstahlmaterial mit einem Ausscheidungshärter allein dem erfindungsgemäßen Verfahren unterzogen wird, ist es nicht möglich, eine hochfeste Stahlplatte mit einer Zugfestigkeit über 70 kp/mm² und einer Streckspannung von über 60 kp/mm² zu erhalten (Tabelle 12). Aus Fig. 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 -60⁰C zu erhalten.

Verschiedene Stahlsorten, deren Gehalt an Legierungselementen von 0 bis zu relativ großen Werten lag, wurden der ersten und der zweiten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens unterworfen, wobei sich die oben angegebenen ausgezeichneten Tieftemperatur-Festigkeitswerte ergaben.

Es wurde im einzelnen geprüft, weiche 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 angegabeüea Legierungselementen zur Verbesserung der Härtbarkeit die ^;n Tabelle 13 angegebenen unteren Grenzen übersteigenden Mengen enthalten, nach der ersten und der zweiten Ansf'ihningsform der Erfindung behandelt werden, es möglich ist, hochfeste Stahlplatten mit einer Zugfestigkeit jbcr 65 kp/mm² und einer Streckspannung über 60 kp/mm² ohne Verminderung der Tiettemperatur-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 Legierungselemente insbesondere in großen Mengen enthalten sind, sind die ökonomischen Vorteile der vorliegenden Erfindung gegenüber dem herkömmlichen Temper- und Anlaßverfahren zur Herstellung von getemperten, hochzähfesten Stahlplatten nicht so erheblich.

Bei herkömmlichen walzstahlähnlichen, hochfesten Stahlplatten ändert sich mit wachsendem Gehalt an

Lp^lSr'jn'-'Selementer! die rnilrrrVclfnmcoh*¹ ^trnj/tiir ynn

der Ferritstruktur und Perlitstruktur zu der Bainitstruktur mit deai 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 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.

Eine höh°re 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 Stahlstrukiur auf, sondern Ferrit wird direkt in Martensit 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 hochfester Stahiplatten nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wird nun an Hand von Beispielen im einzelnen erläutert.

Beispiel 4

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 Nachwalztemperatur von 700° C 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 Erfindung durchgeführt

Getrennt davon wurde jede der in Tabelle 14 aufgeführten Stahlproben in eine Platte von 82 mm Dicke, 100 mm Breite und 100 mm Länge geformt und bei 1250°C während 20 Minuten erwärmt Dann wurde die Probe einem Verwalzen bei einer Walztemperatur von 900 bis 1000°C in einem kleinen Probe-Walzwerk auf eine Platte von 22 mm Dicke, 100 mm Breite und 330 mm Länge gewalzt Sodann wurde die Platte auf eine Temperatur unter 650° C, vorzugsweise 550 bis 600° C, während 30 Sekunden durch 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 einer Nachwalztemperatur von 700° C in 4 Durchgängen gewalzt, so daß eine gewalzte Platte von Il mm Dicke, 100 mm Breite und 700 mm Länge gebildet wurde. Nach dem sekundären Walzvorgang wurde mit Luft abgekühlt Die mechanischen Eigenschaften der so hergestellten Stahlplatten in Walzrichtung sind in Tabelle 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° C abgekühlt Wenn die Tempera-

TabeUe 14

10

tür so groß war wie die Walztemperatur bei dem obengenannten sekundären Walzvorgang, wurde bei einer Nachwalztemperatur von 700°C gewalzt, um die Dicke auf 11 mm zu reduzieren. Die mechanischen Eigenschaften der auf diese Weise hergestellten Vergleichs-StaWpIatten von 11 mm Dicke durch das genannte Wateverfahren mit steuerbar auf bestimmte Werte eingestellten Bedingungen, wobei das Erwärmen nur einmal durchgeführt wurde, sind in Tabelle 17 gezeigt

In den Tabelle 16 und 17 sind die Werte der Streckspannung, die durch das Zeichen »x« markiert sind, für die Elastizitätsgrenze angegeben, weil die Messung der Streckspannung nicht möglich ist

Probe Nr.

Zugaben

einfacher C-Stahl

Mo

Stahlsorte bzw.

Gehalt (%)

Si

Mn

P

S

Cr Mo

V

temperatur

Nb

B SoI-AI

-WC

V

Mo-V

Zugaben

C

rq>)

Vergleielisstahlproben

Stahl mit Legierungselementen

Mo-V

035

1,43

0,017

0,015

— —

—

- 0,028

XXV

XXVII

Mo-Nb

0,21

030

134

0,14

0,015

— —

0,06

—

- 0,033

XXVI

XXVIII

Mo-B-V-Nb

0,15

XXIX

Cr-V

033

139

0,015

— 030

—

- 0,031

XXX

Mn-V-Nb

0,21

031

139

0,015

- 0,16

0,07

—

- 0,032

XXXI

Si-V

0,15

032

138

0,016

0,015

- 0,62

0,06

—

- 0,029

XXXH

0,15

031

130

0,012

0,019

- 032

—

0,026

- 0,014

XXXIII

(Ausführungsform der Erfindung)

0,12

034

135

0,011

0,018

- 0,16

0,09

0,020

0,003 0,032

XXXIV

Probe Nr.

0,08

035

139

0,016

0,020

139 —

0,06

—

- 0,031

Tabelle 16

0,15

0,41

226

0,012

0,015

— —

0,06

0,05

- 0,032

0,17

035

131

0,017

0,020

— —

0,08

—

- 0,033

0,20

Zugfestigkeit

Streck

Gesamtlängen- Obergangs

Beim Aufschlag

spannung

ausdehnung

absorbierte Energie

(kp/mm²)

(%:

(kpm)

(kp/mm²)

0°C

I

XXVII

XXVIH

XXIX

XXXI

XXXII

XXXIII

XXXIV

einfacher C-Stahl 59,1

Mo

Mo-V

Mo-Nb

Mo-B-V-Nb

Cr-V

Mn-V-Nb

Si-V

573 75,0 70,1 108,6 91,4 82,9 98,1 893

42,6 493 543»

763'

60,7' 703» 66,4» 58,8

36,0 34,0 24,0 27,0 20,0 223 233 203 203 293

■ 50

■ 90

■ 44 ■111 ■157 -124 -145 -140

- 80

- 81

163

21,6 63

142 53 63 8,1 73 6,4

12,0

43 12,4 4,0 9,7 43 63 7,4 62 43 10,4

') Obergangstemperatur, bei der beim Aufschlag Energie absorbiert wird.

Tabelle 17

(Herkömmliches kontrolliertes Walzverfahren)

Probe Nr.	Stahlsorte bzw.	Zugfestigkeit	Streck	Gesamtlängen	Überganga-	Beim Aufschlag	-60° C
	Zugaben		spannung	ausdehnung	temperaiur	absorbierte Energie	4,3
		(kp/mm²)	(kp/mm²)	(%)	('Cf)	(kpm)	1.4
						0⁰C	1.4
XXV	einfacher C-Stahl	58,7	42.0	36,0	-44	15,3	1,2
XXVI	V	61,8	503	27,0	-48	20,0	1,0
XXVII	Mo	76,5	55,1'	21,0	-14	6,8	1,1
XXVIII	Mo-V	67.5	48,8'	27,0	-28	11,0
XXIX	Mo-V	82,8	58,9'	21.0	+ 4	3,4
XXX	Mo-Nb	84,7	63,1'	20,0	-20	3,9

Fortsetzung

XXXIII

xxxrv

Probe Nr,	Stahlsorte bzw.	Zugfestigkeit	Streclc-	Gesamtlängen	Obergangs	Beim Aufschlag
	Zugaben		spannung	ausdehnung	temperatur	absorbierte Energie
		(kp/mm²)	(kp/mm²)	*()**	("Qi)	(kpm)
						0⁰C -60⁰C

Mo-B-V-Nb Cr-V Mn-V-Nb Si-V

80,6

109,5

91,4

673

54,4»
87,2*
55,4»
51,7

20,0 19,0 23,0 38,5

¹J Obergangstemperatur, bei der beim Aufschlag Energie absorbiert wird.

+ 7
-42
-20
-35

2a

7.2

3.9

19,7

03 0,8 0,6 1,8

Aus den in den Tabellen 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 kp/mm² und mehr wird bei dem herkömmlichen Verfahren entweder die Übergangstemperatur erhöht oder die beim Aufschlag absorbierte Energie beim Anstieg der Festigkeit erheblich reduziert, und die Zähfestigkeit wird außergewöhnlich stark erniedrigt Bei nach dem erfindungsgemäßen Verfahren verarbeiteten Stählen dieser Art wird die Übergangstemperatur kaum geändert und die beim Aufschlag absorbierte Energie nur geringfügig erniedrigt, und zwar auf ein Maß, das der Verminderung der Duktilität entspricht, die sich auf Grund der Erhöhung der Festigkeit natürlich ergeben soll. Es ist daher ersichtlich, daß eine walzstahlähnliche, hochfeste Stahlplatte, die nach dem erfinvTungsgemäßen Verfahren hergestellt ist, eine genügend hohe Zähfestigkeit hat

Im Beispiel 4 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 mit wachsender Plattendicke nicht wie bei dem herkömmlichen Temper- oder Anlaßverfahren erheblich verschlechtert werden. Daher

können Stahlplatten mit einer Dicke von 30 oder 40 mm 45

und mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähfestigkeit Kohlenstoff

mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lediglich da- Silizium

durch erreicht werden, daß die Zugabe an Legierungs- Mangan

elementen in gewissen Grenzen erhöht wird. Vanadium

Es ist jedoch aus den Ergebnissen der Tabellen 15 und 50 Molybdän 16 zu ersehen, daß die hochfeste Stahlplatte, die nach Sol · Aluminium

dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt ist, etwas schlechter bezüglich der Duktilität im Vergleich zu der herkömmlichen getemperten Stahlplatte od. dgl. ist. Dieser Nachteil kann jedoch dadurch überwunden werden, daß die walzstahlähnliche, erfindungsgemäße Stahlplatte einer Temperung bei 500 bis 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 Gesamtlän- eo genausdehnung und die beim Aufschlag absorbierte Energie gekennzeichnet ist, kann bis auf ein Maß verbessert werden, das mit den herkömmlichen abgeschreckten und getemperten Stählen vergleichbar ist, obwohl die Zugfestigkeit geringfügig vermindert ist (dritte Ausführungsform). Es hat sich gezeigt, daß es möglich ist, Stahlplatten mit ausgezeichneter Festigkeit, Zugfestigkeit 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 bis 650° C und die Temperzeit auf 20 Minuten 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

Beispiel 5

Ein Stahl der folgenden Zusammensetzung wurde durch Schmelzen in einem 100-kp-Hochfrequenzschmelzofen hergestellt und als Stahlprobe XXXV in diesem Beispiel verwendet

Anteil der Probe XXXV

0,16 031 135 0,06 Ö30 0,030

Der Probestahl wurde in eine Platte von 58 mm Dicke, 82 mm Breite und 140 mm Länge geformt. Sodann wurde er auf 900⁰C während 30 Minuten erwärmt und bei einer Nachwafctemperatur 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 500,600 oder 650⁰C gehalten. Die mechanischen Eigenschaften in Walzrichtung der auf diese Weise getemperten Stahlplatte sind ebenfalls in Tabelle 18 gezeigt.

Tabelle 18 Temper-Becjingungen

Zugfestigkeit Streckspsnrmng

Oesamt-

läiigen-

ausdehnung

Obergangs' temperatur, bei der Broche auftreten

Beim Aufschlag absorbierte Energie

(kp/jnm²) (%)

(kpm)

0°C -60°C

Ungetemperte walzstahlähnliche Platte 85,3 58,0

1 Std tempern bei 500⁰C und luftgekühlt 72£

1 Std tempern bei 600⁰C und luftgekühlt 69,9 64,7

1 Std. tempern bei 650° C und luftgekühlt 654 60J

22,0
26,0

304

-153 -157 -142 ■142

10,1 14,8 16,2 17,9

8.1 12,6 12,8 12,8

Aus den in Tabelle 18 gezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, daß ein Stahl mit einem Gehalt von 030% Molybdän nach der Erfindung gewalzt wurde. Die Walzplatte wird dann bei 500 bis 650⁰C getempert Dadurch kann eine hochzähfeste Stahlplatte mit ausgezeichneter Duktiiität hergestellt werden, die durch eine Zugfestigkeit von mehr als 65kp/mm², eine Streckspannung von mehr als 60 kp/mm², eine Brüchig-Duktil-Ubergangstemperatur von weniger als — 6O⁰C, einer Gesamtlängenausdehnung von mehr als 26% und einer beim Aufschlag absorbierte^ Energie bei 0⁰C von mehr als 14 kpm gekennzeichnet ist

Bei hochzugfesten Stählen werden häufig andere als die erwähnten Eigenschaften, beispielsweise Korrosionsbeständigkeit Wetterbeständigkeit und Widerstandsfähigkeit gegenüber Seekorrosion, verlangt Es wurden bereits Stähle qntwiclfJt, die für solche Verwendungszwecke bestirnmt sind, wo beispielsweise hochzähfeste, korrosionsbeständig? 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 bis 2,0%), Chrom (0,2 bis 3,0%), Kupfer (0,2 bis 1,0%) und anderen Elementen erheblich verbessert werden können. Wenn Stähle mit diesen Zugabeelementen zur Verbesserung der Korrosions·Widerstandsfähigkeit, der Witterungsfestigkeit und der Seekorrosions-Festigkeit den Verfah- ren gemäß der Erfindung unterworfen werden, können Stahlplatten hergestellt werden, die bezüglich dieser Festigkeitseigenschaften außergewöhnlich gut sind und gleichzeitig die ausgezeichnete Festigkeit und Tieftemperatur-Zähfestigkeit behalten, d. ti, weder die Festig- keit noch die Zähfestigkeit lassen in irgendeiner Weise nach. Dies wird an Hand des folgenden Beispiels erläutert.

Beispiel 6

Bei diesem Beispiel wurden die Stahlproben XXXVI bis XXXIX 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 1250⁰C während 20 Minuten erwärmt und bei 900⁰C gewalzt um eine Platte mit einer Dicke von 30 mm herzustellen. Die auf diese Weise einem primären Waizvorgang unterworfene Platte wurde auf eine Temperatur unterhalb 650⁰C 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 Nachwalztemperatur von 700⁰C 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 Walzrichtung jeder der auf diese Weise hergestellten Platten sind in Tabelle 20 gezeigt

Aus den Ergebnissen in Tabelle 20 ist ersichtlich, daß die erfindungsgemäß hergestellten Stahlplatten eine außergewöhnlich gute Festigkeit und Zähfestigkeit Unabhängig von der Zugabe von Elementen aufweisen, die die Korrosionsbeständigkeit, die Witterungsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen Seekorrosion, beispielsweise Nickel, Chrom und Kupfer, verbessern.

55

Tabelle 19	Probe Nr.	XXXVII	XXXVIII	XXXIX
Chemische Zu
sammensetzung	XXXVI	0,14	0,13	0,15
in Gewichts		033	0,28	0,29
prozent	0,16	I32	1,22	1.22
Kohlenstoff	0,26	0,014	0,017	0,012
Silizium	135	0,014	0,018	0,014
Mangan	0,016	0,13	0,12	031
Phosphor	0,014	0,06	0,04	0,05
Schwefel	0,06	0,28	—	—
Molybdän	0,04	—	—	045
Vanadium	030	—	1,03	_
Kupfer	035
Nickel	0,41
Chrom

	19	Zugabe-	21 24 994	spannung	GesamtlBngen-	27,2	20	Beim Aufschlag absorbierte	bei -60° C
		Element		(kp/mm²)	awstlehnung	21,0		Energie	173
Tabelle 20				(%)	Elastizitätsgrenze	Obergangs	(kpm)	114
Probe Nr.		Zugfestigkeit Streck-	51,8		Hierzu 2 Blatt Zeichnungen	temperatur	bei O³C
	Cu, Ni, Cr		58,1	34,0		(⁰C)	20,2	10,0
	Cu	(lcp/rnm^J)		*2&a*		14,1	7,8
				Elastizitätsgrenze	-92
XXXVI	Cr	63,0	50,3	-88	15^
XXXVII	Ni	69,7	66.2		9,8
			-77
XXXVIII		68,3	-99
XXXIX		84,3

Claims

Patentansprüche;

I₁ Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten aus einein Stahl mit 0,06-0,30% Kohlenstoff, weniger als 1,5W Silicium, 0,5-4,0% Mangan, bis zu 3% Chrom und/oder bis zu 5% Nickel und im übrigen im wesentlichen Eisen durch Erwärmen des Stahlmaterials auf eine Temperatur oberhalb lO0O^eC und anschließendem Vorwalzen auf eine vorbestimmte Dicke, Unterbrechen des Walzvorgangs und Abkühlen des Stahls auf eine Temperatur unterhalb 650⁰C, Wiedererwärmen und Endwalzen bei einer Temperatur zwischen 680⁰C und 740⁰C mit einem Reduktionsgrad von mindestens 30%, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlmaterial nach dem Vorwalzen auf eine Temperatur von 500°— 650⁰C abgekühlt und das Wiedererwärmen durch Anheben der Temperatur um 200°— 300⁰C auf eine Temperatur von 800° -950⁰C erfolgt
2. Vertagen nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die nachgewalzte Platte bei einem Temperaturbereich von 500° -650⁰C während 20 Minuten bis zwei Stunden getempert wird.
3. Stahl zur Ausübung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06-0,30% Kohlenstoff, weniger als 1,5% Silicium, 0,5-4,0% Mangan und 0,02-030% Vanadium, 0,05-1,0% Molybdän, 0,005-0,20% Niob, 0,03-0,20% Titan, 0,02-0,20% Zirkonium und 0,01 -0,10% Tantal und im übrigen Eisen.
4. Stahl zur Ausübung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 bis 0^0% Kohlenstoff, weniger als 1,5% Silizium, 0,5 bis 4,0% Morgan, und 0,2 bis 3,0% Chrom und 0,002 bis 0,01% Bor und im übrigen Eisen.
5. Stahl zur Ausübung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 bis 030% Kohlenstoff, weniger als 1,5% Silizium, 03 bis 4,0% Mangan, und 0,2 bis 1,0% Kupfer, 0,2 bis 2,0% Nickel und 0,2 bis 3,0% Chrom und im übrigen Eisen.
6. Stahl zur Ausübung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 bis 030% Kohlenstoff, Weniger als 14% Silizium, 03 bis 4,0% Mangan, und 0,02 bis 3.0% Vanadium, 0,05 bis 1,0% Molybdän, 0,005 bis 0,20% Niob, 0,03 bis 0,20% Titan, 0,02 bis 0,20% Zirkonium und 0,01 bis 0,10% Tantal, zusammen mit 0,2 bis 3,0% Chrom und/oder 0,002 bis 0,1% Bor als zusätzliche Elemente und im Übrigen Eisen.
7. Stahl zur Ausübung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 bis 030% Kohlenstoff, weniger als 13% Silizium, 03 bis 4,0% Mangan, und 0,02 bis 3,0% Vanadium, 0,05 bis 1,0% Molybdän, 0,005 bis 0,20% Niob, 0,03 bis 0,20% Titan, 0,02 bis 0,20% Zirkonium und 0,01 bis 0,10% Tantal zusammen mit 0,2 bis 1,0% Kupfer und/oder 0,2 bis 2,0% Nicket und/oder 0,2 bis 3,0% Chrom als zusätzliche Elemente, und im übrigen Eisen.
8. Stahl zur Ausübung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 bis 030% Kohlenstoff, weniger als 13% Silizium, 03 bis 4,0% Mangan, und 0,2 bis 3,0% Chrom und 0,002 bis 0,1% Bor, zusammen mit 0,2 bis 1.0% Kupfer und/oder 0,2 bis 2,0% Nickel als

und im übrigen Eisen, 9, Stahl zur Ausübung des Verfahrens nach Anspruch I oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 bis 030% Kohlenstoff, weniger als 13% Silizium, 03 bis 4,0% Mangan, und 0,02 bis 3,0% Vanadium, 0,05 bis 1,0% Molybdän, 0,005 bis 0,20% Niob, 0,03 bis 0,20% Titan, 0,02 bis 0,20% Zirkonium und 0,01 bis 0,10% Tantal, zusammen mit 0,2 bis 3,0% Chrom und/oder 0,002 bis 0,1% Bor als Zusatzelemente, wahlweise 0,2 bis 1,0% Kupfer und/oder 02 bis 2,0% Nickel als weitere Zusatzelemente und im übrigen Eisen.

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten nach dem Oberbegriff des Patentanspruchs 1.

Herkömmliche starke, ungetemperte Stahlplatten zur Verwendung bei Tieftemperaturen werden in zwei Sorten eingeteilt, nämlich (a) durch Walzen fertiggestellte Stähle und(b) durch Normalisieren fertiggestellte Stähle. Stähle der Sorte (a) haben im Verhältnis zu ihrem geringen Gehalt an Legierungselementen eine gute Festigkeit, und Stähle der Sorte (b) besitzen eine ausgezeichnete Tieftemperatur-Zähfestigkeit und eine homogene Qualität Sowohl Stähle der Sorte (a) als auch Stähle der Sorte (b) weisen Nachteile auf. Im allgemeinen haben Stähle der Sorte (a) eine geringere Tieftemperatur-Zähigkeit und Homogenität in ihrer Qualität Es wurde daher schon vorgeschlagen, das Walzen bei einer verhältnismäßig niedrigen Fertigstellungstemperatur durch ein sogenanntes »reguliertes Walzverfahren« durchzuführen. Stähle der Sorte (b) haben im allgemeinen eine schlechtere Festigkeit

Um einen solchen Stahl mit einer Zugfestigkeit von über 55kp/mm² und einer Streckgrenze von über 40 kp/mm² herzustellen, ist es notwendig, verhältnismäßig große Mengen von Legierungselementen beizugeben, welche aber die Tieitemperatur-Zähigkeit verschlechtern. Dieser Sachverhalt ergibt sich aus Fig. 13 auf S. 18 der Abhandlung von K. J. Irvine über die Herstellung von starken, zähfesen Stählen (Proceedings of Joint Conference Organized by British Iron and Steel Research Association and the Iron and Steel Institute, 4. bis 6. April 1967). Diese Fig. 13 der Abhandlung ist in F i g. 1 der Zeichnung wiedergegeben worden. Diese Figur zeigt daß auch im günstigsten Fall ungetemperte Stähle folgende Tief temperaturwerte aufweisen: Streckgrenze 40 kp/mm² und Duktil-Brüchig-Übergangstemperatur -90"C; Streckgrenze 45 kp/mm² und Ubergangstemperatur -65" C; Streckgrenze 50 kp/ mm² und Ubergangstemperatur — 50°C; Streckgrenze 60 kp/mm² und Übergangstemperatur -30⁰C.

Man ging daher bisher davon aus, daß eine Verbesserung der Festigkeit des durch Walzen fertiggestellten Stahls zwangsläufig mit einer Verschlechterung der Zähfestigkeit verbunden sein müsse. Bei Untersuchungen des Zusammenhangs zwischen Herstellungsbedingungen und mechanischen Eigenschaften von Stählen hat sich herausgestellt, daß die Verbesserung der Zähfestigkeit weitgehend von der Walztemperatur beeinflußt wird. Bei Vorliegen geeigneter und aufeinander abgestimmter Walztemperaturen und -bedingungen kann eine weitaus bessere Zähfestigkeit für Stähle der Sorte (a) ohne eine wesentliche Beeinträchtigung der Festigkeit erzielt werden, als es früher der Fall war. Es ist bereits bekannt, daß eine Verringerung der