DE2407338A1

DE2407338A1 - Gewalzter, niedriglegierter, hochzugfester stahl

Info

Publication number: DE2407338A1
Application number: DE19742407338
Authority: DE
Inventors: Isao Kozasu; Tetsuya Sanpei; Gennosuke Tenmyo
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1973-02-15
Filing date: 1974-02-15
Publication date: 1974-09-05
Also published as: GB1426404A; IT1008238B; JPS5411774B2; JPS49106423A; FR2217431B1; FR2217431A1; DE2407338B2; CA1012799A

Description

Dr. F. Zumsxem sen. - Dr. E. Assmann Dr. R. Koenlgsberger - Dlpl.-Phys. R. Holzbauer - Dr. F. Zumsteln Jun.

PATENTANWÄLTE 9 Λ Π 7 T^ 8

TELEFON: SAMMEL-NR. 225341 ₈ MÜNCHEN 2, TELEX 529979 BRÄUHAUSSTRASSE 4 TELEGRAMME: ZUMPAT POSTSCHECKKONTO: MÜNCHEN 91139-809. BLZ 700100 80 BANKKONTO: BANKHAUS H. AUFHÄUSER

KTO.-NR. 397997. BLZ 70030600

3/Li
P-5029-97

Nippon Kokan Kabushiki Kaisha, Tokyo/Japan

Gewalzter, niedriglegierter, hochzugfester Stahl

Die Erfindung betrifft einen gewalzten, niedriglegierten, hochzugfesten Stahl, der insbesondere bei sehr niedrigen Temperaturen eine größere Zähigkeit aufweist, der Nb \ind'Ni in geeigneter Menge gleichzeitig enthält und bei einer relativ niedrigen Temperatur mit einem geeigneten Verformungsgrad warmgewalzt ist.

Im allgemeinen wird hochzugfester Stahl für Elemente der Klasse von 60 kg oder mehr oder höherer Klassen nach dem Zusatz von Cu, Cr, Ni, Mo und V zusätzlich zu C,Si,Mn gewalzt und einer Wärmebehandlung, beispielsweise einer Vergütung durch Abschrecken oder Normalisieren bzw. einem Spannungsfreiglühen unterworfen. Ein solcher Stahl weist bei niedrigen Temperaturen eine ausgezeichnete Zähigkeit auf und kann bei einer sehr niedrigen Temperatur verwandt werden. Beim Charpy-Test zeigen jedoch nicht viele derartige Stähle eine Bruchübergangstempera-

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tür (vTrs), die bei -8O⁰C oder darunter liegt. Um derartige Stähle weiter zu verbessern, ist die oben genannte Behandlung nach dem Zusatz von 2,5% Ni, 3,5$ Ni oder 9% Ni oder noch eine veitere komplizierte, vielstufige Wärmebehandlung erforderlich. Ein nach einem solchen Verfahren hergestellter Stahl ist naturgemäß sehr teuer. Aus diesem Grunde sind Anstrengungen unternommen worden, einen hochzugfesten Stahl zur Verwendung bei niedrigen Temperaturen zu bekommen, der lediglich warmgewalzt ist. Ein Beispiel dafür wird in der DT-OS 1 918 702 beschrieben. Selbst wenn optimal gearbeitet wird, ist es jedoch schwierig, vTrs-Werte von weniger als -80⁰C für derartige Stähle zu erhalten, und es besteht kein Zweifel, daß die Eigenschaften solcher Stähle bei weitem schlechter als die der oben genannten wärmebehandelten Stähle sind. Gleichzeitig gibt es eine Grenztemperatur, bei der dieser Stahl verwendbar ist, und die Ergebnisse sind nicht immer zufriedenstellend.

Diese.Schwierigkeiten werden erfindungsgemäß dadurch überwunden, daß der erfindungsgemäße Stahl zunächst neben der herkömmlichen Zusammensetzung gleichzeitig 0,01 bis 0,10?6 Nb und 1,4 bis 3f5$> Ni enthält und dann mit einem Gesamtverformungsgrad bei einer Temperatur von weniger als 900⁰C warmgewalzt ist, der vom Nickelgehalt abhängt und, falls notwendig, lediglich einer Vergütungsbehandlung unterworfen ist.

Der erfindungsgemäße niedriglegierte, hochzugfeste Stahl zeigt im gewalzten Zustand sowie nach lediglich einer Vergütungsbehandlung eine Bruchübergangstemperatur, die unter -100⁰C liegt, und eine ausreichende Energieabsorptionsfähigkeit auf.

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Anhand der zugehörigen Zeichnung werden im folgenden Beispiele der Erfindung näher erläutert:

Fig. 1 zeigt die Abhängigkeit des Nickelgehaltes von der Bruchübergangstemperätur vTrs.

Fig. 2 zeigt die Beziehung zwischen dem gesamten Verformungsgrad bei einer Warmwalztemperatur von weniger als 9OO°C und dem Nickelgehalt für eine Bruchübergangstemperatur von weniger als -10O⁰C.

Die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahles liegt in dem folgenden Bereich:

(vorzugsweise 0,01 bis 0,07%) (vorzugsweise 0,5 bis 1,7%)

C	0,01	bis	0,1 %
Si	0,1	bis	0,9 %
Mn	0,5	bis	2,0 %
Nb	0,01	bis	0,10%
Ni	1,4	bis	3,5 %
Al	0,01	bis	0,3 %

Zu dieser Zusammensetzung der Grundbestandteile werden, falls erforderlich, einzeln oder in einer Kombination von mehr als zwei, die folgenden Elemente innerhalb bestimmter Anteilsbereiche zugefügt:

Cu 0,1 bis 1,0 %

Mo 0,05 bis 0,5 %

V 0,01 bis 0,10%

Cr 0,1 bis 0,7 %

Im folgenden wird die oben aufgeführte Begrenzung der Anteilsbereiche der Bestandteile begründet.

Bei einem Anteil von weniger als 0,01% C ist es nicht leicht, die gewünschte hohe Zugfestigkeit zu bekommen, während mehr als

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0,1% C zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit und Schweißbarkeit des Stahles führt. Die Zähigkeit des Stahles variiert jedoch in Abhängigkeit vom Gleichgewicht zwischen zwei Bestandteilen, nämlich C und Mn, so daß dann, wenn der Mn-Gehalt auf 1,7 bis 2,096 ansteigt, eine zufriedenstellende Zähigkeit nicht erhalten wird. Dementsprechend liegt der bevorzugte Bereich zwischen 0,01 und 0,07%.

Es ist wünschenswert, etwa 0,3 bis 0,5% Si als zusätzliches Legierungselement zuzufügen. 1,0% Si führt zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit.

Weniger als 0,5% Mn gibt dem Stahl nicht die erforderliche Festigkeit, während mehr als 2,0% Mn nicht die gewünschte gute Zähigkeit liefert. Wie oben erwähnt, hängt die Zähigkeit vom Gleichgewicht zwischen C und Mn ab. Es ist daher schwierig, eine ausreichende Zähigkeit zu erhalten, wenn der C-Anteil auf 0,08 bis 0,10% steigt. Für Mn ist der Bereich von 0,5 bis 1,7% geeignet und bevorzugt.

Nb ist ein unentbehrliches Element für den erfindungsgemäßen Stahl und ermöglicht die hohe Festigkeit und Zähigkeit des Stahles. Ein Zusatz von mehr als 0,1% Nb hat jedoch keinen zusätzlichen Einfluß.

Ebenso wie Nb ist Ni ein unentbehrliches Element und sehr geeignet, dem Gefüge eine hohe Festigkeit und Zähigkeit zu geben. Der Ni-Anteil steht jedoch in einer engen Beziehung zum gesamten Verformungsgrad beim Warmwalzen bei weniger als 900⁰C, worauf später eingegangen wird, und ein Ni-Gehalt von weniger als 1,4% macht es selbst bei dem maximalen gesamten Verformungsgrad beim Warmwalzen von 60% bei einer Temperatur von weniger als 900⁰C, d.h. bei Werten, die bei der tatsächlichen Produktion praktisch verwandt werden, unmöglich, einen Stahl mit einem stabilen vTrs-Wert bei weniger als -100⁰C zu er-

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halten. Wenn der Ni-Gehalt J5,5% übersteigt, ist sein Einfluß erschöpft, so daß es keinen Vorteil bietet, noch mehr des sehr teuren Elementes Nickel hinzuzufügen.

Der oben genannte Bereich für Al ist in Hinblick auf die Be- · ruhigung beim Abziehen und auf die Fixierung mit einer Stickstoff lösung wünschenswert.

Die oben beschriebenen Bereiche zeigen die grundsätzliche Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahles. Es ist besonders wichtig, daß bei einer solchen Zusammensetzung gleichzeitig Nb und Ni innerhalb der oben genannten jeweiligen Bereiche vorhanden sein können. In diesem Fall werden die oben genannten Auswirkungen, die die einzelne Zugabe von Nb oder Ni hat, durch einen Effekt verstärkt, der von der synergethischen Wirkung der Koexistenz dieser beiden Bestandteile hervorgerufen wird. Es ergibt sich nämlich ein sehr feines Gefüge mit niedriger Ubergangstemperatur, das ausgezeichnete mechanische Eigenschaften zeigt. Derartige Effekte können durch ein Warmwalzen bei einer niedrigen Temperatur verstärkt werden, worauf später eingegangen wird, und damit können außerordentlich gute Eigenschaften erhalten werden. Erfindungsgemäß wird es möglich, die maximale Festigkeit und Zähigkeit derartiger Stähle dadurch zu erhalten, daß Nb und Ni gleichzeitig vorhanden sein können, und der Stahl bei einer niedrigen Temperatur warmgewalzt wird.

Erfindungsgemäß ist es möglich, zusätzlich zu der Grundzusammensetzung von den oben genannten Elementen eines oder mehrere zuzusetzen, um die Zähigkeit und Festigkeit des Stahles weiter zu erhöhen. In diesem Fällen ist der Bereich für den Zusatz solcher Elemente aus den folgenden Gründen begrenzt.

Die Wirkung von Cu liegt in einer Verbesserung der Festigkeit, jedoch neigt Cu zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit, wenn

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sein Gehalt 1,0% übersteigt, und es besteht die Gefahr von nicht mehr vernachlässigbaren Warmrissen.

Durch Mo kann die Festigkeit vergrößert werden, jedoch führt ein Anteil von mehr als 0,5% zu einer Beenträchtigung der Zähigkeit.

Es ist nicht erforderlich, mehr als 0,1% V hinzuzufügen, da ein höherer Anteil keine zusätzliche Steigerung der Festigkeit bewirkt.

Obwohl Cr die Festigkeit erhöht, ist sein Bereich begrenzt, da ein Gehalt von mehr als 0,7% eine starke Streuung der mechanischen Eigenschaften des Stahles hervorruft.

Der aus der oben genannten grundlegenden Zusammensetzung und den selektiv hinzugefügten Zusatzelementen bestehende Stahl wird in einem Bereich niedriger Temperatur einer nachgeschalteten Walzstufe gewalzt. Das Warmwalzen muß mit einem Gesamtverformungsgrad erfolgen, der bei weniger als 900⁰C in Abhängigkeit von dem oben genannten Nickelgehalt gewählt ist. Dadurch werden weiterhin die synergetischen Effekte verstärkt, die darauf beruhen, daß Nb und Ni gleichzeitig vorhanden sind. Der auf diese Weise warmgewalzte Stahl zeigt stabile Eigenschaften, nämlich eine Streckgrenze von mehr als 45 kg/mm , eine Zug-

festigkeit von mehr als 55 kg/mm und eine Bruchübergangstemperatur (vTrs) von weniger als -100⁰C beim Charpy-Test. Wenn der Stahl, falls erforderlich, weiter bei einer Temperatur unterhalb des Ac₁ -Punktes vergütet wird, ist es möglich, leicht eine Steigerung der Streckgrenze und der Energieabsorptionsfähigkeit bei der Kerbschlagfestigkeitsprüfung zu erhalten. Anhand der folgenden Beispiele werden diese verschiedenen Eigenschaften im einzelnen dargelegt.

Tabelle I zeigt die chemische Zusammensetzung der Prüfstähle,

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die in Laboratoriumsgröße hergestellt wurden, während die Tabelle II die mechanischen Eigenschaften der in Tabelle I angeführten Stähle zeigt, die nach einer Erhitzung auf 125O°C mit einem Gesamtverformungsgrad von 60% bei weniger als 900⁰C und einer Endwalztemperatur von 75O°C warmgewalzt wurden, und deren endgültige Plattenstärke 12 mm betrug. Diese mechanischen Eigenschaften wurden in Querrichtung bestimmt, und die in Tabelle II angeführten Kerbschlagfestigkeitswerte ergeben sich bei einem Probestück voller Größe mit einer 2 mm V-Kerbe. Die Stähle A, B, C, D und E sind zum Vergleich herangezogen, während die Stähle F bis T Stähle sind, die innerhalb des oben genannten erfindungsgemäßen Zusammensetzungsbereiches liegen.

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. Beispiele der

Tabelle I -— Zusammensetzung (Sew.%)

• C Si Hn PS Hb Ni andere

A 0.07 0.36 1.30 0,020 0.008 «.,·-. ·,

B 0.06 0.36 i.25 0.018 0.008 - I.76 -

G O.O6 O.37 1.28 O.OI9 0.008 0.0*0 D 0.12 0.39 I.26 0.020 0.008 0.0*0 i.*3

B O.O6 0.35 2.12 0.022 0.008 0.0*3 l.*l -

	O.O6	Ο.38	ΙΟΙ	0.013	0.008	0.0^0	Ukk	-
G	3.C6	0.37	I.30	C.02	COOo	000	Ü76	-
S	O.O6	0.36	1.25	0.010	0.008	0.025	2.1*	Cu10.98
X	0.06	0.35	I.3O	O.OO7	0,010	0.028	'3.1*	CUiO.*3
J	O.OV	Q.ffl	I.36	0.01**	O.OO7	Ο.Ο39	2.15	CujQ.*8
K	O.O5	O.30	0.87	0.010	0.010	Ο.Ο23	2.1*	CujO»97
L	ο.οβ	.0.21	1.19	0.010	0.010	0.021	2.23	Cm 0.96
K	o.o6	O.3I	1.22	0*011	0.009	0.022	2.17	CujO.53
N	O.O7	0.33	0.63	0.010	0.010	Ο.Ο23	-2.1*	MOi0.2
0	0.0ό	0.3^	0.97	0.010	0.009	Ο.Ο23	2.1*	v jo.03
P	O.O3	0.^2	1.3V	0.013	0.006	0.28	2.20	CriO.5
Q	O.O3	O.3S	1.30	0.011	0.006	0.025	2.16
R	O.O6	0.3'+	1.22	0*020	0.008	*0.05**	l.*l
S	O.O6	0.35	I.30	G.013	0.008	Ο.Ο35	1.80
5?	O.O6	0.35	i.30	0.018	£.008	Ο.Ο35	1.88

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Tabelle II Mechan.Eigenschaften d.Stähle V.Tabelle I

Streck grenz βρ kg/mm	38.8	Zug festig- - keit ₂ kg/mm	Bruche - übergangs- .,· temperatur	TSnergieabsorptians- ■- -- fähigkelt bei"-8O⁰C bei;0°C . ' kg-m kg-m	I.34
A	36.6	48.5	- 50	0.5	8.4
B	47.3	555*	- 12	2.4	12.2
C	52.0	54.7	- 55	1.6	6.5
D	47.3	66.1	~ 59	2.5	7.6
JS	51.8	* 71.9	- 88	2.6	9.5
F	56.3	6^.4	-110	4Λ	8.8
α	51.8	66.7	-114	4.3	8.8
H	52.2	65.2	-120	5.8	"6.0
ϊ	53.6	# 73.2	-I23	5*0	13«'i
J	50.6	64.3	-135	9.0	10.8
K	.51.9	57.8	-121	6.5	6.6
L	50.1	* " 73.3	-110	4.6	7.8
M	49.9	65.3	-127	5.8	9.0
H	52.8	61.5	-118	5.5	8.8
O	57.4	66.5	-102	5Λ	12*8
P	5Z.6	69.2	-128	8.6	13^3
Q	49.1	63.0	-I60	10.5	10.5
R	57.3	# 68.5	-103	4.5	8.*
3	62.8	67.0	-121	4.4	8.5
T	75.5	-117	4.3

,2

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Die in der obigen Tabelle I aufgeführten Stähle H bis Q wurden einer 30 Minuten langen Vergütungsbehandlung bei jeweils 600⁰C und 65O°C unterworfen, und ihre mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle III zusammengestellt. Die Prüfrichtung war die Querrichtung und die Kerbschlagzähigkeitsprüfung erfolgte bei Proben voller Größe mit einer 2 mm V-Kerbe. Tabelle TII-

Vergütungs behandlung	600°C 650⁰C	X X	30min« 3ÖEiin.	Streck grenz ep kg/mm	Zugfestig keit ρ kg/mm	Bruch- über- - gangs- temp. fvTrR) ⁰C	Energieabsorp « tionsfähxgkeit b.-80°C b.O°C Jcg-m kg-m .	9.7 9.8"
K	600°C 650⁰C	X X	30rain. 30ain.	57.2	64,5 6Z.Q	-IO5 -110	6.0 6.7	5*8 6.8
I	6οο°ίί 650°c	X X	30njin.	60.5 56.5	71.9 65.9	-117 -113	5.6 5.3	12.8 I3.S
J	600⁰C 650⁵C	X X	30min.	58.3 56.7	6k Λ	-109 -105	8.0 9.0	11.2
K	6oo*c	X X	30r«in. 30nin·	51.O 53.1	56.5 58,3	-119 -111	8.0	6.9
L	6oo°e 650⁰C	X K	30min. jiOain.	64.3 55.9	71.9 69.9	-116 -116	5.0 5.1	9.3 9.2
	6oo°c	X X	3Qain. 30min.	56.4 53.2	63.6 64.7	-133 -125	6.8 6.0	9.3 10.0
»	6oo*c 650⁰C	X X	30nin. 30min.	53.8 52.9	60.2 60.0	-123	7.0 7.2	9.0 10.0
O	600⁰C 650⁰G	X X	30min. 3Oniin.	6I.7 53.I	63.2 65.6	-103	5.7 6.6	11*2 11.2
P	6oo*c 650⁰C	X X	30ain. 3Ordn.	64.9 6O.5	72.2 69.1	-101 -122	7.9 8.0	16.0
Q	56.3 54.5	63.1 62.6	-121 -140	10.6 10.0

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Aus den obigen Tabellen ergibt sich, daß Stähle mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung den Vergleichsstählen in jeder Beziehung überlegen sind. D.h., daß der Vergleichsstahl A, dessen C- und Mn-Gehalte in den erfindungsgemäßen Bereichen liegen, der jedoch kein Nb und Ni enthält, keine ausreichende Festigkeit und Zähigkeit zeigt. Der Stahl B, der nur Ni enthält, zeigt einen Anstieg in der Festigkeit gegenüber dem Stahl A, jedoch liegt seine Bruchübergangstemperatur höher und ist seine Zähigkeit nicht vergrößert. Der Stahl C, der nur Nb enthält, zeigt einen Anstieg der Festigkeit gegenüber dem Stahl A, jedoch eine nicht ausreichende Zähigkeit. Die Vergleichsstähle D und E enthalten im Gegensatz zu den oben genannten Stählen B und C gleichzeitig Nb und Ni, wobei jedoch der erste bezüglich C und der zweite bezüglich Mn außerhalb des erfindungsgemäßen Bereiches liegt. Die in der Tabelle II aufgeführten Ergebnisse zeigen, daß ihre Zähigkeit nicht ausreichend ist. Im Gegensatz dazu zeigen der Stahl F und die folgenden Stähle, deren Zusammensetzung im erfindungsgemäßen Bereich liegt, eine stärkere Verbesserung sowohl bezüglich der Festigkeit, der Bruchübergangstemperatur als auch der Energieabsorptionsfähigkeit, da die Werte für C und Mn in der oben beschriebenen Weise festgelegt sind und Nb und Ni gleichzeitig vorhanden sind. Es ist daher offensichtlich, daß der erfindungsgemäße Stahl eine ausgezeichnete Verwendbarkeit aufweist. Diese Stähle wurden nur einem Warmwalzen unterworfen. Wenn sie jedoch einer Vergütungsbehandlung unterworfen werden, zeigen sie deutlich einen Anstieg der Streckgrenze und eine Verbesserung der Energieabsorptionsfähigkeit, was aus Tabelle III zu entnehmen ist. Die der speziellen Verwendung entsprechende Auswahl der Elemente führt weiterhin zu einer Erhöhung der Brauchbarkeit des erfindungsgemäßen Stahles.

Wie oben erläutert, soll der Stahl Nb und Ni gleichzeitig enthalten und einem Warmwalzen bei einer niedrigen Temperatur unterworfen werden, um die Wirksamkeit der Koexistenz von

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Nb und Ni weiter zu verstärken. Erfindungsgemäß wird der gesamte Verformungsgrad beim Warmwalzen bei weniger als 900⁰C aus einem optimalen Bereich gewählt, der dem Ni-Gehalt entspricht. In Fig. 1 ist die Beziehung des Ni-Gehaltes und der Bruchübergangstemperatur dargestellt, wobei der gesamte Verformungsgrad beim Warmwalzen bei weniger als 900⁰C 60% beträgt. Die in dieser Figur angeführten Stähle umfassen den Vergleichsstahl C, die erfindungsgemäßen Stähle F,G,H,K und I aus Tabelle I₁ den Stahl U, dessen Elemente alle außer des Nickelgehaltes, der 0,05% beträgt, im erfindungsgemäßen Bereich liegen, und den Stahl V, der dem Stahl U ähnlich ist und 1,0% Ni enthält. Das in Fig. 1 dargestellte Diagramm zeigt, daß eine Bruchübergangstemperatur von -100⁰C oder darunter dann erhalten wird, wenn Ni mit einem Gehalt von wenigstens 1,2% und mehr oder wenn eine Stabilität bezweckt wird, von etwa 1,4% und mehr enthalten ist, während der oben genannte Verformungsgrad beim Warmwalzen 60% beträgt.

Fig. 2 zeigt die Beziehung des Nickelgehaltes zu dem oben genannten Verformungsgrad beim Warmwalzen, um eine Bruchübergangstemperatur von weniger als -100⁰C zu erhalten. Die bei den Versuchen für diese Darstellung verwandten Stähle fallen alle in den Bereich der erfindungsgemäßen Zusammensetzung. Die in dieser Darstellung mit "0" bezeichneten Stähle, deren vTrs-Werte unter -100⁰C liegen, wurden in der Weise eingetragen, daß ihr Ni-Gehalt mit dem gesamten Verformungsgrad beim Warmwalzen bei einer Temperatur unter 900⁰C kombiniert wurde. Die Fälle, in denen der Wert unter -100⁰C liegt, sind nicht angezeigt. Die erhaltene Linie abc zeigt die kritischen Werte, dieser Beziehung. D.h., daß im Flächenbereich oberhalb der Linie abc die oben genannten vorgeschriebenen vTrs-Werte stabil erhalten werden, was im Flächenbereich unterhalb dieser Linie nicht möglich ist. Fig. 2 zeigt daher die Änderung des verwandten gesamten Verformungsgrades beim Warmwalzen in Abhängigkeit vom Ni-Gehalt. Fig. 2 zeigt auch, daß von dem

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Punkt an, an dem der Ni-Gehalt 2,096 beträgt, der Verformungsgrad verschieden sein sollte. D.h., daß es bei einem Ni-Gehalt über 2,0% möglich ist, die vTrs-Werte stabil bei einem Verformungsgrad von etwa 30% oder mehr, unabhängig vom Prozentsatz des Nickelgehaltes, zu erhalten. Bei einem Ni-Gehalt unter 2,0% sollte der Verformungsgrad jedoch mit abnehmendem Ni-Gehalt ansteigen. Verschiedene Untersuchungen haben ergeben, daß der kleinste gesamte Verformungsgrad in diesem Fall durch die Gleichung {90 - 30 χ (Ni%)fJ% bestimmt ist. Das ist die Neigung der Linie abc für den Verformungsgrad, wenn der Ni-Gehalt zwischen 1,4 und etwa 2,0% liegt.

Neben den oben genannten Untersuchungen wurden weitere Versuche durchgeführt. Darunter einer, bei dem der Ni-Gehalt 2,1% und der Verformungsgrad 10% betrugen. In diesem Fall lag der vTrs-Wert lediglich bei -60°C. Wenn der Ni-Gehalt 3,0% und der Verformungsgrad 20% betrugen, blieb der vTrs-Wert bei -73⁰C Obwohl diese Versuche nicht graphisch in den Figuren dargestellt sind, zeigen sie, daß selbst bei einem Ni-Gehalt zwischen 2,0 und 3,5% nur dann die gewünschte Zähigkeit erhalten wird, wenn ein Verformungsgrad von mehr als 30% verwandt wird. Es wurden ebenfalls Versuche durchgeführt, bei denen der Ni-Gehalt unterhalb des erfindungsgemäßen Bereiches lag. Es ergab sich tatsächlich ein großer Unterschied zwischen den Stellen, bei denen Ni 1,0% und 1,4% jeweils betrugt, wie es in Fig. 1 dargestellt ist. Gemäß der oben genannten Gleichung sollte ein vTrs-Wert von -100⁰C erhalten werden, wenn der Ni-Gehalt 1,0% und der Verformungsgrad 60% betragen. Der tatsächlich erhaltene Wert lag jedoch lediglich bei -90⁰C. Diese Tatsache zeigt, daß die obige Gleichung nur dann verwandt werden kann, wenn der Ni-Gehalt im Bereich von 1,4% bis 2,0% liegt. Auf diese Weise ist es einfach, vTrs-Werte von weniger als -100⁰C mit dem notwendigen kleinsten Verformungsgrad beim Warmwalzen zu erhalten.

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Erfindungsgemäß ist es möglich, leicht und stabil einen niedriglegierten, hochzugfesten Stahl zu erhalten, der nur warmgewalzt ist oder nur einer Vergütungsbehandlung unterworfen ist, für niedrige Temperaturen verwendbar ist und eine Streckgrenze von mehr als 45 kg/mm , eine Zugfestigkeit von mehr als 55 kg/mm und eine Bruchübergangstemperatur beim Charpy-Test von weniger als -10O⁰C zeigt.

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Claims

Patentansprüche

1. Gewalzter, niedriglegierter, hochzugfester Stahl zur Verwendung bei niedrigen Temperaturen, dadurch gekennzeichnet, daß er aus 0,01 bis 0,10% C, 0,5 bis' 2,0% Mn, 1,4 bis 3,5% Ni, 0,1 bis 0,9% Si, 0,01 bis 0,10% Nb, 0,01 bis 0,30% Al,unvermeidlichen Verunreinigungen und dem Rest Fe zusammengesetzt ist und mit einem Gesamtverformungsgrad von [^90 - 30 χ (Ni%)J % und mehr bei einer Temperatur von weniger als 900⁰C warmgewalzt ist, wenn der Ni-Gehalt im Bereich von 1,4 bis 2,0% liegt, und mit einem Verformungsgrad von 30% oder mehr warmgewalzt ist, wenn der Ni-Gehalt im Bereich zwischen 2,0 und 3,5% liegt.

2. Gewalzter, niedriglegierter, hochzugfester Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß 0,1 bis 1,0% Cu und/oder 0,01 bis 0,10% V und/oder 0,05 bis 0,5% Mo und/oder 0,1 bis 0,7% Cr zugefügt sind.

3. Gewalzter, niedriglegierter, hochzugfester Stahl zur Ver-, Wendung bei niedrigen Temperaturen, dadurch gekennzeichnet, daß er aus 0,01 bis 0,10% C, 0,5 bis 2,0% Mn, 1,4 bis 3,5% Ni, 0,1 bis 0,9% Si, 0,01 bis 0,10% Nb, 0,01 bis 0,30% Al, unvermeidlichenVerunreinigungen und dem Rest Fe zusammengesetzt ist und mit einem gesamten Verformungsgrad von ^90 - 30 χ (Ni%)J % und mehr bei einer Walztemperatur von weniger als 900⁰C warmgewalzt ist, wenn der Ni-Gehalt im Bereich von 1,4 bis 2,0% liegt,und mit einem Verformungsgrad von 30%oder mehr warmgewalzt ist,wem der.Ni-GebaLtzwischen 2,0 und 3,5% liegt, und anschließend bei einer Temperatur unterhalb des Ac«.-Punktes einer Ver-

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" gütungsbehandlung untei*worfen ist.

4. Gewalzter, niedriglegierter, hochzugfester Stahl nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß 0,1 bis 1,0% Cu und/oder 0,01 bis 0,10% V und/oder 0,05 bis 0,5% Mo und/oder 0,1 bis 0,7% Cr zugesetzt sind.

5. Gewalzter, niedrigliegerter, hochzugfester Stahl nach Anspruch 1,2,3 oder 4, gekennzeichnet durch eine Bruchübergangstemperatur von weniger als -100⁰C beim Charpy-Test.

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