DE2436419A1

DE2436419A1 - Verfahren zur verbesserung der schweissbarkeit eines stahls

Info

Publication number: DE2436419A1
Application number: DE2436419A
Authority: DE
Inventors: Rikio Chijiiwa; Hisashi Gondo; Yasuyuki Kawada; Shoichi Matsuda; Hiroo Mazuda; Hajime Nakasugi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1973-07-31
Filing date: 1974-07-29
Publication date: 1975-02-20
Also published as: GB1473934A; DE2436419B2; SE417984B; US3904447A; SE7409807L; JPS5526164B2; JPS5033920A

Description

NIPPON STEEL CORPORATION No.6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyodä-ku, Tokio, Japan

" Verfahren zur Verbesserung der Schweißbarkeit eines

Stahls "

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Verbesserung der Schweißbarkeit eines Stahls bei hohem Wärmeeinbringen.

Die Anforderungen an die Schweißbarkeit von Stahl steigen in zunehmendem Maße; dabei geht die Forderung insbesondere nach riß- und verwerfungsfreien Schweißverbindungen,, Schweißrisse treten im allgemeinen dort auf, wo mit geringem Wärmeeinbringen geschweißt wird, während sich die Gefahr eines Verziehens beim Schweißen mit zunehmendem ltfärmeeinbringen erhöht. Da es sich hier um einander widerstreitende Forderungen handelt, ergeben sich naturgemäß besondere Schwierigkeiten«, Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, die Schweißbarkeit und die Zähigkeit zu verbessercio

Eine gute Schweißbarkeit ist insbesondere dann gegeben, wenn beim Schweißen die, Zähigkeit wenig beeinflußt wird, die Härtesteigerung gering ist und sich keine Schweißrisse bilden. In besonderem Maße müssen die Härtbarkeit und Riß-

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anfälligkeit beim Schweißen mit geringem Wärmeeinbringen wie beim Haftschweißen, Aufwärtsschweißen und Horizontalschweißen geringstmöglich sein. Dabei hängt sowohl die Härtbarkeit als auch die Rissanfälligkeit in erster Linie von der Stahlzusammensetzung und dem Wärmeeinbringen ab, sofern mit artgleichem Zusatzwerkstoff geschweißt wird. Üblicherweise werden die Härtbarkeit und die Rißanfälligkeit durch das Kohlenstoff äquivalent Cäq- und den Pc-Wert bestimmt.

Die Lösung der der Erfindung zugrundeliegenden Aufgabe basiert darauf, den Kohlenstoffgehalt des Stahls und dessen Cäq-Wert niedrig zu halten, um eine geringe Härtbarkeit und Rissanfälligkeit sowie einen niedrigen Zähigkeitsverlust in der wärmebeeinflußten Zone zu gewährleisten« Tatsächlich unterliegt ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelter Stahl einem vernachlässigbar kleinen Zähigkeitsverlust, wenn das Schweißen mit einem hohen War- ' meeinbringen von maximal 350 KJ/cm erfolgt.

Es ist bekannt, daß die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone in starkem Maße vom Gefüge abhängt und die Zähigkeit erhalten bleibt, wenn das Gefüge aus einem Bainit mit geringem Kohlenstoffgehalt besteht« Um dieses bainitische Gefüge beim Schweißen zu erhalten, muß der Stahl verhältnismäßig hohe Gehalte an Legierungselementen wie Nickel und Molybdän enthalten, die eine ausre-ichende Festigkeit gewährleisten, den Bereich des Wärmeeinbringens ausdehnen und der wärmebeeinflußten Zone neben einem möglichst niedrigen Kohlenstoffgehalt ein bainitisches Gefüge verleihen. Diese Forderungen begrenzen den Einsatzbereich von Schweißstählen mit einem Gefüge aus unterem Bainit in der wärmebeeinflußten Zone aus Gründen wirtschaftlicher Überlegungen

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und der Festigkeit, da Legierungszusätze die Festigkeit erheblich erhöhen.

Die Erfindung ist daher auf einen Stahl gerichtet, der weder teure und die Festigkeit erhöhende Legierungsmittel enthält noch wegen Rißgefahr und Zähigkeitsverlust in der wärmebeeinflußten Zone einem begrenzten Wärmeeinbringen unterliegt oder für jeden einzelnen Anwendungsfall besonders ausgewählt werden muß.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und in der Zeichnung dargestellten Diagrammen des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigen:

Fig. 1 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs

zwischen Austenitkorngröße und der Kerbschlagzähigkeit der wärmebeeinflußten Zone bei 0 C nach einem Elektroschlacke-Schweißen eines erfindungsgemäßen Stahls (Kreispunkte) und eines Vergleichsstahls (volle Punkte),

Fig. 2 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen der Kerbschlagzähigkeit der wärmebeeinflußten Zone bei O⁰C nach einem Elektroschlacke-Schweißen eines 32 mm Blechs mit einem Vfärmeeinbringen von 190 KJ/cm und der Menge des feinkörnigen Titannitrids mit einer Korngröße bis 0,02lx/m vor dem Schweißen der in Tabelle II aufgeführten Stähle 210 (Kreispunkte) und 22 (volle Punkte),

Fig. 3 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs

zwischen der Kerbschlagzähigkeit in der wärme-

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beeinflußten Zone bei O⁰C und dem Wärmeeinbringen für den unter die Erfindung fallenden Stahl 210 (Kreispunkte) und den Vergleichsstahl 29 (volle Punkte) bei Anwendung unterschiedlicher Verfahren beim Schweißen eines 32 mm-Blechs,

Fig. 4 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem Verhältnis NaS TiN/N (Punkte) der unter die Erfindung fallenden Stähle 210 (Kreispunkte und offene Dreiecke und 22 (volle Punkte und Dreiecke) gemäß Tabelle II nach einem 120-minütigen Glühen bei verschiedenen Temperaturen und anschließendem Abschrecken in Wasser sowie dem Gehalt an feinkörnigem Titannitrid (Dreiecke) mit einer Korngröße bis 0,02um nach einem weiteren 120-minütigen Glühen bei 1150⁰C mit anschließendem Abschrecken in Wasser,

Flg. 5 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem Gehalt an Titannitrid mit einer Korngröße bis 0,02um (Dreiecke) und über 0,02/*m (Vierecke) der unter die Erfindung fallenden Stähle 210 (offene Dreiecke bzw. Vierecke) und 22 ( volle Dreiecke bzw. Vierecke) nach einem 600-minütigen Glühen bei 135O°C anschließendem Vorwalzen, Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 60°C/mm und abermaligem 200-minütigen Glühen bei verschiedenen Temperaturen,

Fig. 6 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwi-

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sehen dem Gehalt an feinkörnigem Titannitrid mit einer Korngröße bis 0,02^m und der Abkühlungsgeschwindigkeit nach einem 600-minütigen Glühen bei 135O°C, Vorwalzen, Abkühlen mit verschiedenen Abkühlungsgeschwindigkeiten und nochmaligem 200-minütigen Glühen bei 1150⁰C der unter die Erfindung fallenden Stähle 210 (Kreispunkte) und 22 (volle Punkte) gemäß Tabelle II,

Fig., 7 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen der Abschrecktemperatur und der Kerbschlagzähigkeit der wärmebeeinflußten Zone einer 25 mm-ES-Probe des unter die Erfindung fallenden Stahls 11 gemäß Tabelle I nach einem 600-minütigen Glühen bei 135O⁰G, Vorwalzen und Wasserabschrecken mit 80°C/min auf die Abschrecktemperatur und weiterem Abkühlen mit 0,4°C/min auf Raumtemperatur,

Fig. 8 die Lage der Probe zum Bestimmen der Kerbschlagzähigkeit bei den Versuchen der Tabellen I bis VII, wobei das Schweißgut mit 1, die Lage der Kerbe mit K und die Probendicke mit t gekennzeichnet sind.

Das Gefüge der wärmebe^influßten Zone herkömmlicher Schweißstähle besteht nicht aus niederem Bainit, sondern zumeist aus einem Gemisch aus -Martensit, unterem Bainit, höherem Bainit, Ferrit und Perlit«, Dabei hängt die Zähigkeit in starkem Maße von der Austenitkorngröße ab. Demzufolge ist es besonders wichtig, daß das Austenitkorn so klein wie mög-

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lieh ist, um einen Zähigkeitsverlust in der wärmebeeinflußten Zone zu vermeiden.

Das Diagramm der Fig. 1, dessen volle Punkte sich auf den Vergleichsstahl und dessen Kreispunkte sich auf den unter die Erfindung fallenden Stahl beziehen, macht deutlich, daß die ASTM-Austenitkorngröße mindestens 0 betragen muß, um bei einem Wärmeeinbringen von 350 KJ/cm bei O⁰C eine Kerbschlagzähigkeit von 42 J zu erreichen, wenn das Gefüge aus proeutektoidem Ferrit und oberem Bainit besteht, wie das üblicherweiße bei üblichen Schweißstählen nach einem Schweißen mit großem Wärmeeinbringen normalerweise der Fall ist.

Die Forderung, das Austenitkorn in der wärmebeeinflußten Zone so klein wie möglich zu halten, um die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone zu verbessern, macht es unerläßlich, Stähle mit ausgewählter Zusammensetzung zu verwenden. Dies ist der Grund dafür, daß der erfindungsgemäße Stahl eine bestimmte Mindestmenge Titannitrid in feindisperser Verteilung enthalte Dieser Stahl erreicht aufgrund der Anwesenheit des feindispersen Titannitrids bei 0⁰C eine Kerbschlagzähigkeit von mindestens 42 J in der wärmebeeinflußten Zone.

Bei herkömmlichen titanhaltigen Stählen scheidet sich das Titannitrid beim Erstarren des Stahlblocks aus und wächst während des Erstarrens bzw. Abkühlens, wonach es im allgemeinen nicht mehr möglich ist, die Größe und Menge der Titannitridausscheidungen zu beeinflussen. Demzufolge bestand bislang nur die Möglichkeit, Titannitridausscheidungen während des Erstarrens zu beeinflussen. Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird dagegen die Titannitridphase

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erst nach einem Glühen eingestellt bzw. wesentlich verfeinert, was bislang völlig unmöglich war.

Bei dem erfindungsgemäßen Stahl liegen die Gehalte an Titan und Stickstoff innerhalb bestimmter Gehaltsgrenzen und wird der Stahl auf eine Temperatur erwärmt, wie^ sie bei herkömmlichen Verfahren zum Lösen des während des Erstarrens und Abkühl ens ausgeschiedenen Titannitrids üblich ist. Auf diese Weise werden mindestens 0,00496 Titannitrid gelöst und anschließend feindispers mit einer Korngröße von maximal 0,OZjUm erneut ausgeschieden.

Im einzelnen besteht die Erfindung in einem Verfahren, bei dem ein Block oder eine Bramme aus einem Stahl mit der Grundanalyse 0,03 bis 0,1896 Kohlenstoff, 0,1 bis 1,096 Silizium, 0,5 bis 1,896 Mangan, höchstens 0,196 Aluminium, 0,004 bis 0,0396 Titan und 0,001 bis 0,00996 Stickstoff, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen bei 1250 bis 14OO°C geglüht wird, um mindestens 0,00496 Titannitrid zu lösen und anschließend feindispers auszuscheiden. Im Anschluß an das Glühen kann der Block oder die Bramme nach einer ersten Verfahrensvariante auch warmverformt, beispielsweise gewalzt oder ausgeschmiedet und das Walzgut dann auf eine Temperatur von höchstens 800°C rasch abgekühlt und alsdann auf eine Temperatur von höchstens 1150°C erwärmt werden, um das Titannitrid feindispers auszuscheiden. Des weiteren kann die Bramme nach einer zweiten Verfahrensvariante im Anschluß an das Lösungsglühen auch mit einer Endtemperatur von mindestens 1000°C warmverformt und das Verformungsgut anschließend auf höchstens 1150⁰C erwärmt werden, um das Titannitrid feindispers auszuscheiden.

Eine weitere Möglichkeit besteht nach einer dritten Verfahrensvariante darin, daß ein Stahl mit der vorerwähnten Grund-

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analyse und 0,001 bis 0,03% Seltene Erdmetalle und einem Verhältnis der Gehalte an SeitenenErdmetallen und Schwefel von 1,0 bis 6,0 bei 1250 bis 14OO°C lösungsgeglüht wird, um mindestens 0,004% Titannitrid zu lösen und dieses anschließend feindispers auszuscheiden.

Neben den bereits erwähnten Bestandteilen kann der Stahl nach einer vierten Variante noch hößhstens 0,05% Niob, höchstens 0,08% Vanadin und höchstens 0,003% Bor, einzeln oder nebeneinander, enthalten und bei 1250 bis 14OO°C lösungsgeglüht werden, um mindestens 0p04% Titannitrid zu lösen und anschließend feindispers auszuscheiden.

Andererseits kann der Stahl mit der oben erwähnten Grundanalyse nach einer fünften Verfahrensvariante auch noch höchstens 0,35% Chrom, höchstens 0,35% Molybdän, höchstens 0,6% Kupfer, höchstens 1,5% Nickel und höchstens 1,0% Wolfram, einzeln oder nebeneinander enthalten, sofern die Bedingung:

(%Cu + %Ni + %¥)/5 + (%Cr) + (%Mo) ^ 0,75%

erfüllt ist und der Stahl bei 1250 bis 14OO°C lösungsgeglüht wird, um das Titannitrid anschließend feindispers auszuscheiden.

Schließlich kann bei dem Stahl mit der erwähnten Grundanalyse nach einer sechsten Verfahrensvariante auch innerhalb der angegebenen Gehaltsgrenzen das Titan ganz oder teilweise durch Zirkonium und/oder Hafnium ersetzt werden, deren Nitride beim Lösungsglühen in einer Menge von mindestens 0,004% gelöst werden, um sie anschließend in feindisperser

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Verteilung wieder auszuscheiden.

Das Wesen der Erfindung besteht darin, daß beim Lösungsglühen mindestens 0,004% der beim Erstarren und Abkühlen ausgeschiedenen Nitride, insbesondere Titannitrid, in Lösung gehen und der Stahl anschließend beispielsweise warmverformt wird, um.die gelösten Nitride gegebenenfalls nach einem weiteren Glühen feindispers auszuscheiden und durch die Nitride ein Wachstum des Austenitkorns in der wärmebeeinflußten Zone zu verhindern und so einem Zähigkeitsverlust beim Schweißen entgegenzuwirken«

Enthält der Stahl zuviel Titan, dann ist es nicht möglich, mindestens 0,004% des beim Erstarren und Abkühlen grobkörnig ausgeschiedenen Titannitrids durch ein übliches Glühen in Lösung zu bringen. Aus diesem Grunde muß der Stahl 0,004 bis 0,03% Titan enthalten. Andererseits kommt es während des Glühens bei zu hohen Temperaturen zu einem sogenannten Einbrennen, weswegen die Glühtemperatur nach oben hin begrenzt ist, wenngleich die Menge des gelösten Titannitrids von der Glühtemperatur und -zeit abhängt. In manchen Fällen kommt einem etwaigen Einbrennen jedoch keine Bedeutung zu. Bei herkömmlichen Herstellungsverfahren muß der Titangehalt jedenfalls auf 0,05% begrenzt werden. Andererseits muß der Stahl mindestens 0,004% Titan enthalten, um mindestens 0_s004% Titannitrid in Lösung zu bringen, da ein Teil des Titans als Oxyd, Sulfid usw. vorliegt_o

Das in fester Lösung befindliche Titannitrid scheidet sich beim Warmverformen und anschließenden Abkühlen aus, wenngleich in Abhängigkeit von den Verformungs- und Abkühlungsbedingungen ein Teil des Titannitrids gelöst bleibt. Diese

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Restmenge wird bei einem nachfolgenden Glühen feindispers ausgeschieden, was insbesondere bei niedrigen Titangehalten von Bedeutung ist.

Um das beim Erstarren und Abkühlen grobkörnig ausgeschiedene Titannitrid während des Lösungsglühens nun sicher und wirtschaftlich in Lösung zu bringen, muß nicht nur der Titangehalt, sondern auch der Stickstoffgehalt des Stahls innerhalb bestimmter Gehaltsgrenzen liegen. Der Stahl muß mindestens 0,001% Stickstoff enthalten, um zu gewährleisten, daß beim Lösungsglühen mindestens 0,004% Titannitrid in Lösung gehen. Andererseits darf die obere Gehaltsgrenze für den Stickstoffgehalt nicht die Äquivalenzmenge des Titans überschreiten, die dadurch bestimmt ist, daß beim Lösungsglühen eine ausreichende Menge Titannitrid gelöst werden muß. Demzufolge darf der Stahl höchstens 0,009% Stickstoff enthalten, was einem Titangehalt von nur 0,003% entspricht.

Übersteigt der Gehalt an Titannitrid 0,004%, dann wird die Zähigkeit des Stahls eher beeinträchtigt als die der wärmebeeinflußten Zone; der Gehalt an Titannitrid darf daher Oy004% nicht übersteigen, was angesichts der oberen Gehaltsgrenzen für den Stickstoff nicht der Fall ist.

Liegen die Gehalte an Titan und Stickstoff innerhalb der olien angegebenen Gehaltsgrenzen, dann siuß die Glühtemperatur nach Fig. 4 mindestens 1230⁰C betragen, um mindestens Oj004% Titannitrid zu lösen* Andererseits übersteigt die GlüTitemperatur aus praktischen Erwägungen 14OO°C nicht, und zwar unabhängig von einem teilweisen Einbrennen infolge von Eisenoxyden an der Stahloberfläche.

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Liegt die Temperatur beim Wiedererwärmen über 1150⁰C, dann vergröbert sich sowohl das bereits ausgeschiedene Titannitrid als auch das sich im Anschluß an das Wiedererwärmen ausscheidende Titannitrid und nimmt dementsprechend die Menge des Titannitrids mit einer Korngröße von höchstens 0,02^'m ab, so daß es nicht möglich ist, eine Kornvergröberung des Austenits in der wärmebeeinflußten Zone mithilfe feinkörnigen Titannitrids zu verhindern. Aus diesem Grunde darf die Glühtemperatur beim Wiedererwärmen 1150°C nicht übersteigen.

Der Stahl muß mindestens 0,03% Kohlenstoff enthalten, da andernfalls die Festigkeit nicht ausreichend ist und die wärmebeeinflußte Zone zu weich wird, so daß sich große Festigkeitsunterschiede zwischen der Schweißzone und dem übrigen Material beim Schweißen mit hohem Wärmeeinbringen ergeben. Übersteigt der Kohlenstoffgehalt dagegen 0,1896, dann bringt dies eine merkliche Erhöhung der Härte und Rißanfälligkeit mit sich, während die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone beeinträchtigt wird, weil die Härtesteigerung die Kornverfeinerung in der wärmebeeinflußten Hone überlagerte ' ·

Schweißstähle enthalten aus Gründen der Desoxydation stets Silizium; bei Siliziumgehalten unter 0,01% ergibt sich keine ausreichende Kerbschlagzähigkeit, während es andererseits bei Siliziumgehalten über 1,0% nicht nur zu einer Versprödung der wärmebeeinflußten Zone, sondern auch zu einer Verunreinigung des Stahls kommt.

Bei Mangangehalten unter 0,5% sind die Härte und Festigkeit der wärmebeeinflußten Zone sowie die Zähigkeit des

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Stahls insgesamt unzureichend, so daß der Stahl als Schweißstahl unbrauchbar ist. Andererseits beeinträchtigen Mangangehalte über 1,896 die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone außerordentlich und ergibt sich nach dem Warmwalzen ein Gefüge mit oberem Bainit und dementsprechend sehr schlechter Zähigkeit.

Der Stahl enthält wie alle aluminiumberuhigten Stähle Aluminium, dessen Gehalt jedoch 0,1% nicht übersteigen darf, da andererseits sowohl die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone als auch die Zähigkeit des Schweißguts beeinträchtigt werden.

Der Stahl enthält schließlich noch Phosphor und Schwefel als Verunreinigungen. Der unvermeidbare Phosphorgehalt liegt dabei normalerweise unter 0,04%, während der Schwefelgehalt unter 0,035% liegt, allerdings durch besondere metallurgische Maßnahmen bis auf etwa 0,0005% gesenkt werden kann, wodurch sich insgesamt eine bessere Zähigkeit ergibt, von der auch die wärmebeeinflußte Zone betroffen ist.

Der Stahl muß bei der ersten Verfahrensvariante nach dem Lösungsglühen mithilfe von Wasser oder einem Gemisch aus Wasser und Gas bis auf eine Temperatur von höchstenstens 800⁰C rasch abgekühlt werden, um den Anteil'des sich nach dem anschließenden Glühen bei einer Temperatur von höchstens 1150⁰C abscheidenden feinen Titannitrids zu erhöhen und damit die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone zu verbessern, ohne die anderen Eigenschaften zu beeinträchtigen.

Wie bereits erwähnt, scheidet sich das beim Glühen zwischen

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1250 und 14OO°C gelöste Titannitrid beim Warmverformen und anschließenden Abkühlen aus. Die Menge und Größe des sich ausscheidenden Titannitrids hängen nach der grafischen Darstellung der Fig_e 6 von der Abkühlungsgeschwindigkeit ab β

So scheidet sich in geringer Übersättigung befindliches Titannitrid nicht nur während des Abkühlens ab, sondern vergröbert sich auch bei verhältnismäßig geringer Abkühlungsgeschwindigkeit. Aus diesem Grund muß der Stahl nach dem Lösungsglühen rasch abgekühlt werden, um gleichzeitig auch die Menge des sich ausscheidenden Titannitrids zu begrenzen und nach einem Wiedererwärmen soviel Titannitrid mit einer Korngröße von höchstens 0,02Ipm auszuscheiden wie eben möglich. Aus diesem Grunde wird der Stahl auf höchstens 800⁰C abgeschreckt; denn oberhalb 800⁰C existiert eine Temperaturζone, die sich in starkem Maße auf die Titannitridausscheidung und die Vergröberung der Titannitridphase bei einem kontinuierlichen Abkühlen ausxtfirkto Beim Abschrecken auf Temperaturen unter 800⁰C scheidet sich dagegen nur wenig Titannitrid in feindisperser Verteilung ab₉ so daß nicht die Gefahr einer Kornvergröberung beim nachfolgenden Wieder erwärm en auf Tempera·^- turen bis 1150⁰C besteht und die Menge des Titannitrids mit einer Korngröße bis O₈02Mm nicht beeinträchtigt wird. Das rasche Abkühlen nach dem Warmverformen gewährleistet eine hohe Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone und unterdrückt eine Vergröberung des Titannitrids beim Verformen, während d*er Stahl vor dem Warmverformen bei 1250 bis 14OO°C geglüht wirdj weil· das Lösen des Titannitrids beim zweiten Glühen durch das voraufgehende Lösungsglühen und das rasche Abkühlen verbessert wird« so daß sich ein hoher Anteil an

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feindispers ausgeschiedenem Titannitrid ergibt«,

Bei der zweiten Verfahrensvariante muß das Warmverformen nach dem Lösen des zunächst grobkörnig ausgeschiedenen Titarinitrids unter bestimmten Bedingungen erfolgen«, So muß die Endtemperatur beim Warmverformen mindestens 1000⁰C betragen, um die Menge des feindispers ausgeschiedenen Titannitrids nach dem Wiedererwärmen auf eine Temperatur von höchstens 1150⁰C zu erhöhen und die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone weiter zu verbessern,,

Trotz der technischen Unterschiede zwischen der ersten und der zweiten Verfahrensvariante sielen beide Varianten darauf ab, die Verfahrensbedingungen nach dem Lösungsglühen so einzustellen, daß sich vor dem Wiedererwärmen möglichst wenig grobkörniges Titannitrid ausscheidet, dann nach dem Wieder erwärmen möglichst viel Titannitrid mit einer Korngröße von höchstens 0,02/^m auszuschei den«,

Die Sndtemperatur beim Waraverformen beträgt mindestens 1000⁰C₁ -so daß sich beim Warmverformen nur wenige Ausscfoeidungskeime bilden und die Menge des sich beim nachfolgenden Abkühlen ausscheidende^- Titannitrids verringert wxi gleichzeitig das Ausscheiden groben Titanniti'ids unter- äiMett wird« Is Ergebnis besteht ciäh.sr L^iii Unterschied a^i seiieii. der ersten luid. der zweiten Yerfsiir-en&variwrite, SeItSt-■ye^stäMlich lassen sieh auch, beide Teri-afcr-eiis-yarie.nteii glsiclizeitlg aiKisnüeru ^iu die Sälilgkcit der wärfiu.-b?:eiii-

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Bei der dritten VerfahrensVariante enthalt der Stahl Seltene IS^d-aetalle, insbesondere Oer, Lanthan und Praseodym in einer

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Menge von 0,001 bis 0,03% und betragt das Verhältnis der Gehalte an Seltenen Erdmetallen und Schwefel 1,0 bis 6,0#. Dies wirkt sich, wie die Daten der Tabelle IV zeigen, äußerst vorteilhaft auf die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone aus. Gehalte der Seltenen Erdmetal- . Ie unter 0,00196 wirken sich praktisch nicht auf die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone aus, während bei Gehalten über 0,0396 die entsprechenden Sulfide größer werden und eine verhältnismäßig große Menge Oxosulfide entsteht, die gro-be Einschlüsse bilden und daher die Werkstoffzähigkeit und die Reinheit des Stahls merklich beeinflussen. Unter Berücksichtigung des Schwefelgehaltes wirkt sich ein Zusatz an Seltenen Erdmetallen innerhalb der vorerwähnten Gehaltsgrenzen dagegen äußerst günstig auf die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone und die Zähigkeit des Stahls insgesamt aus. Die gleichzeitige Anwendung aller drei Verfahrensvarianten ergibt naturgemäß eine besonders hohe Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone.

Nach der vierten Verfahrensvariante kann der Stahl noch höchstens 0,0596 Niob, höchstens 0,08% Vanadin und höchstens 0,003$ Bor einzeln oder nebeneinander enthalten, um die Festigkeit und Zähigkeit des Stahls insgesamt zu verbessern, größere Blechdicken anwenden sowie beim Schweiss en mit hohem Wärmeeinbringen eine hohe Festigkeit der Schweißverbindung erreichen zu können. Übersteigen die Gehalte jedoch die vorerwähnten Maximalwerte, dann wird die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone selbst dann beeinträchtigt, wenn sich das Titannitrid in feindisperser Verteilung befindet.

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Niobgehalte bis 0,05% wirken sich in der vorerwähnten Weise auf die technologischen Eigenschaften des Stahls ohne Beeinträchtigung der Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone aus, während Niobgehalte über 0,05% die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone merklich beeinträchtigen„ Eine ähnliche Wirkung zeigt das Vanadin, dessen obere Gehaltsgrenze' jedoch bei 0,08% liegt. Einen günstigen Einfluß übt auch das Bor aus, wenn der Stahl abgeschreckt und angelassen wird.

Enthält der Stahl jedoch über 0,003% Bor, dann bilden sich beim Schweißen mit hohem Wärmeeinbringen Borverbindungen in der wärmebeeinflußten Zone und wird deren Zähigkeit merklich beeinträchtigt.

Durch Versuche konnte nachgewiesen werden, daß die gleichzeitige Anwesenheit der Legierungselemente die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone nicht beeinträchtigen, sofern die angegebenen oberen Gehaltsgrenzen nicht überschritten werden. Bei gleichzeitiger Anwendung mit den anderen drei Verfahrensvarianten ergibt sich eine weitere Verbesserung der Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone.

Nach der fünften Verfahrensvariante kann der Stahl schließlich noch bis 0,35% Chrom, bis 0,35% Molybdän, bis 1,5% Nickel, bis 0,6% Kupfer und bis 1,0% Wolfram enthalten, wenn die Bedingung

(%Cu + %Ni + %W)/5 + (%Cr) + (%Mo) ^ 0,75%

erfüllt ist. Auf diese Weise lassen sich die Festigkeit und die Zähigkeit des Stahls verbessern sowie ohne Beeinträchti

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gung der Zähigkeit die zulässige Blechdicke erhöhen.

Chromgehalte über 0,35% erhöhen jedoch die Härte und verringern die Zähigkeit und Rißbeständigkeit der wärmebeeinflußten Zone. Molybdän wirkt sich ähnlich aus, weswegen der Höchstgehalt ebenfalls auf 0,35% begrenzt ist. Nickel verbessert die Festigkeit und Zähigkeit des Stahls ohne Erhöhung der Härte und Beeinträchtigung der Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone, wenngleich sich Nickelgehalte über 1,5% nachteilig auf die Härte und Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone auswirken.

Ähnlich wie Nickel wirken sich auch Kupfer und Wolfram aus, die zusätzlich noch die Korrosionsbeständigkeit verbessern. Allerdings führen Kupfergehalte über 0,6% zu Oberflächenrissen beim Warmverformen, während Wolframgehalte über 1,0% die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone beeinträchtigen und deren Härtbarkeit erhöhen. Ist zudem die erwähnte Bedigung für die Gehalte an Kupfer, Nickel und Wolfram nicht erfüllt, dann erhöht sich die Härte der wärmebeeinflußten Zone.merklich und treten dort Risse beim Schweißen mit geringem Wärmeeinbringen auf.

Die gleichzeitige Anwendung der fünften VerfahrensVariante zusammen mit der ersten bis dritten Verfahrensvariante oder auch mit der vierten Verfahrensvariante führt zu einer wesentlichen Verbesserung der Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone.

Schließlich kann bei der sechsten Verfahrensvariante das Titan ganz oder teilweise durch Zirkonium und/oder Hafnium ersetzt werden. Alle drei Elemente gehören derselben

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Gruppe an und bilden stabile Nitride, die eine Austenitvergröberung in der wärmebeeinflußten Zone verhindern und damit deren Zähigkeit verbessern. Titan, Zirkonium, Hafnium bzw. deren Nitride wirken somit in derselben Richtung.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Versuchen des näheren erläutert, deren Daten sich aus den Tabellen I bis VII ergeben. Dabei fallen die Versuche 1 bis 4, 21 bis 27 und 210, 31 bis 35, 41 bis 44, 51, 52, 54 und 56 bis 58 und 510 sowie 61 bis 615, 617 und 618, 71 bis 74 sowie 75 und 76 unter die Erfindung, während es sich im übrigen um Vergleichsversuche handelt. In den Tabellen sind auch das Kohlenstoffäquivalent

Cäq = (96) + 1/6 (96Mn) + 1/5 (%Cr) + 1/4 (%Mo) + 1/40 (96Ni + % Cu + 96W) + 1/14 (%V),

der Gleichungswert

Gl =1/5 (96Cu + % Ni + %W) + (96Cr) + (96Mo)

die Titannitridgehalte vor dem Schweißen und die einzelnen Schweißverfahren, und zwar UP-Schweißen (UP), Inertgasschweißen (IG) und Elektroschlackeschwexßen (ES) angegeben.

Bei den Versuchen 57, 65, 610, 616 und 618 wurde das Verformungsgut auf 800⁰C abgeschreckt.

In den Tabellen ist auch die jeweilige Wärmebehandlung angegeben, wobei "L" Luftabkühlen, "AA" Abschrecken und Anlassen sowie "N" Normalisieren bedeutet.

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ORIGINAL INSPECTED

Tabelle I - Fortsetzung -

2",

Ui Τι

	Versuch	Lösungsgi.	Abkühlg.	-	50	Walztemp.	Abkühlg. b.Warmw.	Wär- me- beh.	⁾	L	Blech-Streck dicke grenze	(cb)	Zugf.	Dehnung
		(⁰C)	(°C/mm)		1.0	(⁰C)	(°C/sec.	AA	(mm)	24.8	(cb)	(*)
	1	1350	1.0	-	1.0	1150 ,	1.2	N	32	59.0	43.1	48
	2	1300	1.0	1.0	1100	2.1	AA	25	23.6	68.3	24
	3	1350	50	1.0	1150	1.2		32	47.3	41.8	53
	4	-		1350	1.2	AA	32		62.4	28
50980					L		46.3
OO	5	—	1150	1.2	AA	32	34.0	63.1	28
O «ο	6	1350	1150	1.2	L	32	48.7	52.1	36
CO	7	1350	1250	2.1	L	25	26.0	61.0	27
	8	1200	1150	1.2	AA	32	43.7 ,	45.7	32
	9	1350	1100	1.2		32	51.2	62.0	24
	10	1350	1100	2.1		25		64.8	26

CD -£>

cn

Tabelle I - Fortsetzung -

Versuch vE -10

(J) (⁰C)

max..Härte Kerbschlagz.Zone Schweiß- Wärmeeinbr. vEo (JISZ 3101) wärmebeeinfl» verf_e (KJ/cm) (IG-Handschw.)
vEo

(J)

	on O	1	276	-20	210	214	UP	220	101
	co	2	189	-45	385	182	IG	150	86
	ο	3	362	-65	240	325	ES	345	118
	OO "•«ν	4	403	-90	243	345	IG	190	93
	ο »«a
	OO co
		5	387	-85	248	223	IG	190	21
		6	109	-25	320	132	UP	220	18
		7	193	-40	315	187	IG	15Q	28
		8	106	0	330	102	UP -	220	38
		9 ·	67	+ 5	375	120	ES	327 '	27
O	10	193	-15	358	163	IG	150	31
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5 09808/0789

ORIGINAL INSPECTED

Tabelle II - Fortsetzung -

Versuch Lösungsgi,Abkülilg.Abschreck-Walz-AbkühTWärme-Blech-Streck-Zugf .Deh-vE-10 ÜT

tempera- temp.lung b.beh. dicke grenze nung tür . Warmw.

(⁰C)' (°C/mm) (⁰C) (⁰C) (⁰C/ (mm) (cb) (cb) (Ji) (J) (⁰C)

see.)

31.3 47.3 48 174 -15

33.1 48.3 43 193 -»28

47.2 59.3 28 208 -45

31.3 46.7 47 182 -20
30.6 45.3 48 133 0
33.0 49.8 40 283 -4Ö

S 27 1350 50 1050 1150 1.2 L 32 33.8 50.2 42 241 -45

44.2 63.5 23 31 +15

34.3 50.6 39 143 0

33.4 50.2 48 283 -40

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.21	1350	60	«15	1100	'1150	1.2	L	32
22	1350	50	.15	800	1150	1.2	L	; 32
23	1350	50		800	1150	1.2	AA	32
24	, 1350	0			1150	1.2	L	32
25	1350	0		-	1250	1.2	L	32
26	1350	60		800	1150	1.2	L	32
27	1350	50		1050	1150	1.2	L	32
28	1350	50	800	1150	3,2	L	32
29	1350	50	800	1150	1.2	L	32
210	1350	60	800	1150	1.2	L	32

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509808/0789

ORIGINAL INSPECTEO

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9808/0 78

ORIGINAL INSPECTED

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136	QiZ	251	258	263	259
UD		£	IA <!·	$	$
46.9	47.3	47.6	47.8	LA 4	47.9
31.5	32.1	32.4	32.7	LA 0 CM ro	32.6
CM ro	CM ro	CM ro	CM ro	CM ro	CM ro

CM CM CM CM CM CM

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509808/0789

ORIGINAL iNSPECTED

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5 0 9 8 0 8/0789

ORIGINAL INSPECTED

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	C	Si	Mn	(	Ti	Al	Tabelle	IV	S	Seltene	Seltene
				0.						Erdmet.	Erdmet.
Versuch	(90	(#)	(90	0.	:*)	00	N	(96)
	0.14	0.27	1.37	0.	010	0.040		0.002	0	0
	0.14	0.27	1.37	0.	010	0.040	00	0.002	0,	1
41	0.14	0.27	1.37		010	0.040	0.0041	0.002	0.	4
42	0.14	0.27	1.37		010	0.040	0.0041	0.002	0.	4
43	0.12	0.29	1.45	-	0.038	0.0041	0.004	0«	1
44					0.0041
45		0.0051
		.002
.008
.008
.004

	O	41	^Cäq	TiN bis 0.02LVm
	OO	42	(%)	(%)
	CO	43	0.368	0.0064
		44	0.368	0.0067
_o		45	0.368	0.0061
O T		0.368	0.0094
IAL INS		0.362	-

ro

00

ro

CO

CD

CO

Tabelle IV - Fortsetzung -

ω •α m

Versuch Lösungs-Abküh-Walz- Abküh- Wärme- Blech-Streck-Zugf.Deh- vE-10 ÜT glühen lung temp, lung beh. dicke grenze nung

.'...., - beim

„ . ...Warmw.

(⁰C) (⁰C/ (⁰C) (°C/sec) (mm) (cb) (cb)(K) (J) (⁰C) mm)

•	508	41	. 1350	, 0	.6	1150 .	1.2 .	L	32	34.1	50.6	40	157	-20
1808/	42 43	1350 1350	O 0	.6 .6	1150 .1150	1.2	L L	32 32	33.7 24.1	49.8 51.7	43 41	169 208	-30 -30
0789	44	1350	50		1150	1.2	L	32	33.8	51.0	43	221	-30
45	1350	50		1150	1.2	L	32	34„Ö	52.3	41	180	-25

OJ

co CO

Tabelle IV - Fortsetzung -

	tn	Versuch	max.Härte (JISZ 3101)	Kerbschlagz.Zone wärmebeeinfl. (IG-Handschw) (J)	Schweißverf.	Wärmeeinbr. (KJ/cm)	vEo (J)
	O U)	41	375	173	IG	190	137
	808/	42	380	183	IG	190	163
	0789	43	367	162	IG	190	152
		44	377	173	IG	190	213
ORIGINAL	45	342	108	IG	190	19
INSPECTED

243 641 £

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OfWGINAL INSPECTED Tabelle V - Fortsetzung -

Ver- Lösungs- Abkühsuch glühen lung

(⁰C) (°C/mm)

Walztemp. Wärme- Blech- Streck- Zugfestig- Dehnung vE-10 ÜT behandig, dicke grenze keit

(⁰C) (mm) (cb) (cb) {%) (J) (⁰C)

	cn	51	1300	0,6	1150	L
	σ co	52	1300	0,6	1150	L
	OO σ	53	1300	0,6	1150	L
	OO	54	1320	0,6	1150	L
	O	55	1320	0,6	1150	L
	■«J 00	56	1350	0,6	1150	L
	CD	57	1350	50	1150	L
		58	1350	0,6	1150	AA
		59	1350	0,6	1150	AA
	510	1370	0,6	1150	AA
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20 20 20 20 20 20 20 25 25 25

40,3	56,2	38	12,6	-35
46,6	60,1	37	18,1	-45
40,2	54,3	42	11,6	-60
38,0	56,1	32	12,1	-20
40,2	57,1	28	7,5	- 0
39,4	52,8	39	19,3	-40
43,2	57,6	39	20,6	-45
46,1	61,8	27	14,8	-45
46,9	62,1	22	10,8	-25
53,1	64,8	27	18,3	-60

ro

CO

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243641S

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ORIGINAL INSPECTED

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Versuch	0	.15	0.15	0.87	Ti 00	0.012	0.0037
61	0	.14	0.25	0.87	0.018	0.022	0.0052
62	0	.12	0.34	1.20	0.020	0.027	0.0061
63	0	.16	0.30	1.15	0.014	0.043	0.0047
64	0,	.17	0.21	0.98	0.020	0.011	0.0080
65	0,	.09	0.31	0.59	0.010	0.021	0.0040
66	0,	.09	0.21	0.67	0.014	0.045	0.0072
67	0.	,12	0.18	0.92	0.023	0.013	0.0061
68	0.	,13	0.28	1.25	0.007	0.043	0.0038
69	0.	,07	0.31	0.98	0.011	0.021	0.0051
610		,18	0.31	0.53	0.019	0.047	0.0031
611			0.016

612 0.11 0.17 0.92 0.020 0.011 0.0047

613 0.09 0.25 0.75 0.013 0.021 0.0033

614 0.07 0.21 1.30 0.017 0.041 0.0039

615 0.14 0.17 1.21 0.012 0.029 0.0041

616 0.13 0.27 1.40 0.011 0.033 0.0051

617 0.14 0.27 1.27 0.013 0.013 0.0033 - 0.03

618 0.13 0.21 1.31 0.021 0.037 0.0046 0.0010 0.04

509808/07 8 9

ORIGINAL INSPECTED

243641 £

Tabelle VI - Fortsetzung -

Versuch Ni Cu Cr' Mo ¥ C_äq · Gl.

₆₁ _ - ■0.34' - ■-- 0.363:0.340

₆₂ - - -. 0.30 ■-■ 0.360 0.300

63 1.30 ■-·-■ - - - 0.352 0.260

64 - 0.50 _·.-..- 0.364 0.100

65 _ - -""■ - Ό.40 0.343 0.080

66 - - - 0.25 0.13 - 0.272 0,380

67 0.81 - 0.31. - - 0,284 0.472

68 - 0.31 0.21 - - 0,333 0,272

69 - - 0.12 - 0.40 0.372 0.210 O₁O - - - 0.31 0.50 0.320 0.410

- 0.30 - 0.10 - 0.301 0.150

1.30 - -' - 0.09 "■-. 0.317 0.35 613' 0.80 0.20 - 0.15 - 0.278 0.35 - 0.18 0.20 0.10 0.40 0.366 0.416

0.25 — · - 0.10 0.30 0.370 0.21

1.25 £■"■ 0.31 0.28 · - 0.526 0.84

0.80 - - — 0.10 - 0.404 0.26

0.20 - '-■' ^r -^r Ö.15 -· 0.390 0.19

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TiN Ms 0.02 UJB W	0051
0.	0052
0.	0070
0.	0049
O.	0048
Oo	0059
0.	0053
0.	,0052
0.	,0071
0.	,0096
0.	,0067
0.	,0044
0,	.0079
0.	.0050
O₁	.0071
0,	.0067
0,	.0116
0	.0080
0

00980 8707 8 9 ORiGINAL INSPECTED

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νονονονονονονονονο 509808/0789

OPfQINAL INSPECTED

Tabelle VI - Fortsetzxmg -

Versuch vE -10 UT

(J) (⁰C)

max.Härte (JISZ 3101)

Kerbschlagz.Zone
wärmebeeinfl.
(IG-Handschw.)

Schweißverfahren

Wärmeeinbr. (KJ/cm)

vEo

(J)

O CO OO O Op

-J

<x>

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62

63

64

66

67

68

610

611

612

613 614

615 616

617 618

.12,1	-40
9,8	-15
17,6	-90
12,7	-25
19,2	-20
29,3	-40
30,6	-60
19,3	-25
20,9	-35
38,0	-80
26,3	-45
19,7	-50
18,7	-50
26,3	-65
19,3	-65
12,3	-80
18,3	-45
14,6	-80

325 378 316

323 314 265 235 301 352 241 340 295 270 298 350 422 408 392

121
98
172
179
132
206

243
162
182
206
96
171
234
227
143
106

99
131

UP UP UP UP UP IG IG UP UP IG IG IG IG IG IG IG IG IG

90

150

90

90 150 150 150 150 150 150 150 150 150

92 75 149 123 142 101 104

187 114 108

90 147

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ORIGINAL INSPECTEO

Tabelle VII - Fortsetzung -

cw

co

OO

co

Lösungs- -Abküh- Walz- Abküh- Wärmebe- Blech- Streck- Zugfestig- Den- vE-10 ÜT such glühen lung temp, lung b. handlung dicke grenze keit nung "· · Warm

walzen

(⁰C) (°C/mm) (⁰C) (°C/sec) °

(mm)

(cb)'

(cb)

(J) (⁰C)

7"1~	1380	1,0	11.50	• 2,1	AA	25	50,8	63,5	26	203,	-40.	V»
72	1380	60	1.150	1,2	L	32	30,6	47,0	47	158·	-15	VD I
73	'Ϊ350	"" 60	1150	1,2	L	32	33,9	50,4	45	176	-20
74	1380. .	60	1150	2,1	AA	25	57,5	68,1	24	221	-45
75	1380	60	1150	2,1	AA	25	51,5	64,3	25	186	-25
76;	1380 .	60	1150	2,1	' AA	25	59,3'	69,7	23	195	-35

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ITN VO IS C-

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ORIGINAL INSPECTED

Claims

Patentansprüche;

1. Verfahren zur Verbesserung der Schweißbarkeit eines Stahls bei hohem Wärmeeinbringen, dadurch gekennzeichnet, daß bei einem Block oder einer Bramme aus einem Stahl mit 0,03 bis 0,18% Kohlenstoff, 0,1 bis 1,0% Silizium, 0,5 bis 1,8% Mangan, höchstens 0,1% Aluminium, 0,004 bis 0,03% Titan und/oder Zirkonium und/oder Hafnium, 0,001 bis 0,009% Stickstoff sowie wahlweise einzeln oder nebeneinander 0,001 bis 0,03% Seltene Erdmetalle bei einem Verhältnis der Gehalte an Seltenen Erdmetallen zum Schwefelgehalt von 1,0 bis 6,0, bis 0,05% Niob, bis 0,08% Vanadin, bis 0,003% Bor, bis 0,35% Chrom, bis 0,35% Molybdän, bis 0,6% Kupfer, bis 1,5% Nickel und bis 1,0% Wolfram unter der Bedingung (%Cu + %Ni + %W)/5 + (%Cr) + (%Mo) ^ Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen durch ein Lösungsglühen bei 1250 bis 14OO°C mindestens 0,004% Nitride gelöst und alsdann feindispers ausgeschieden werden.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Nitrid durch ein Warmverformen im Anschluß an das Lösungsglühen ausgeschieden wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekenn-

509808/078 9 O_{fflGlNAL )NSPECTE0}

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zeichnet, daß das Nitrid nach einem Wiedererwärmen auf höchstens 115O⁰C ausgeschieden wird.

4. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet , daß der Stahl warmgewalzt oder geschmiedet wird.

5. Verfahren nach den Ansprüchen 1 und 4, dadurch

gekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Warmverformen auf eine Temperatur von höchstens 800 C abgeschreckt und alsdann auf eine Temperatur von höchstens 1150⁰C wiedererwärmt und das Nitrid feindispers ausgeschieden wird.

6. Verfahren nach den Ansprüchen 1 und 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mit einer Endtemperatur von höchstens 100O⁰C warmverformt, auf eine Temperatur von höchstens 1150⁰C wiedererwärmt und das Nitrid feindispers ausgeschieden wird.

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ORfGJNAL INSPECTED