DE2436419B2

DE2436419B2 - Verwendung eines Stahls als Werkstoff für Schweißkonstruktionen

Info

Publication number: DE2436419B2
Application number: DE2436419A
Authority: DE
Inventors: Rikio Chijiiwa; Hisashi Gondo; Yasuyuki Kawada; Shoichi Yokohama Kanagawa 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: 1978-04-06
Also published as: JPS5033920A; DE2436419A1; SE7409807L; JPS5526164B2; GB1473934A; SE417984B; US3904447A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung eines Stahls 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, 0,001 bis 0,009% Stickstoff sowie wahlweise einzeln oder nebeneinander 0,001 bis 0,03% Seltene Erdmetalle, bis 0,05% Niob, bis 0,08% Vanadium, 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, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen für Schweißkonstruktionen.

Aus der österreichischen Patentschrift 2 45 018 ist bereits ein allenfalls niedriglegierter Stahl für Walz- und Schmiedeerzeugnisse mit höchstens 0,50% Kohlenstoff, bis 0,5% Silizium, bis 2,0% Mangan und bis 0,5% Titan, Zirkonium, Cer, Magnesium und/oder Kalzium sowie beispielsweise 0,005 bis 0,007% Stickstoff bekannt. Dieser Stahl soll eine hohe Kerbschlagzähigkeit in Längs- und Querrichtung besitzen und seine isotropen Eigenschaften dadurch erreichen, daß die Bildung bei Walztemperaturen plastischer Sulfide wie insbesondere Mangan- und Eisensulfid durch die Zugabe von hochschmelzende Sulfide bildenden Elementen wie Titan, Cer, Zirkonium, Magnesium und Kalzium verhindert wird. Ob und gegebenenfalls inwieweit sich dieser Stahl auch schweißen läßt, ist in den Ausführungen in der Patentschrift nicht zu entnehmen.

Weiterhin ist aus der deutschen Auslegeschrift 19 36 589 ein vollberuhigter Stahl bekannt, der sich als Werkstoff für geschweißte und/oder kalt umgeformte Bauteile und Konstruktionen aus Blech oder Band eignen soll. Dieser Stahl enthält 0,02 bis 0,15% Kohlenstoff, 0 bis 1% Silizium, 0,2 bis 2% Mangan, 0,01 bis 0,2% Zirkonium und 0,01 bis 0,2% Niob, jedoch kein Titan; er bedarf zur Beeinflussung einer aus Karbonnitriden, Karbiden oder Nitriden des Niobs und/oder Tantals bestehenden Ausscheidungsphase einer Wärmebehandlung, die zu einer günstigen Kombination von Festigkeit bzw. Streckgrenze und Zähigkeit führen soll. Diese Wärmebehandlung besteht aus einem dreißigminütigen Glühen bei 1200⁰C, einem anschließenden Abkühlen mit einer Mindestabkühlungsgeschwindigkeit von l°C/s bis auf eine Temperatur des Ferritgebiets um 700⁰C oder einem gesteuerten Warmverformen, um nach einem einstündigen isothermen Halten oder langsames Abkühlen bei 500 bis 700⁰C die angestrebte Nitird- und Karbidverteilung zu erreichen.

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 Wärmeeinbringen 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 verbessern.

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 die Rißanfälligkeit 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 Kohlenstoffäquivalent C₃,- und den Pc-Wert bestimmt.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, einen Stahl vorzuschlagen, der ein Schweißen mit einem hohen Wärmeeinbringen bis 350 kj/cm erlaubt und gleichwohl in der wärmebeeinflußten Zone bei 0°C noch eine Kerbschlagzähigkeit von 42 J besitzt. Die Lösung dieser Aufgabe besteht darin, hierfür einen Stahl der eingangs erwähnten Zusammensetzung zu verwenden, bei dem das Verhältnis der Gehalte arr Seltenen Erdmetallen zum Schwefelgehalt 1,0 bis 6,0 beträgt und der der Bedingung

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

genügt, sowie nach einem Lösungsglühen bei 1250 bis 1400⁰C und einem anschließenden feindispersen Aus-

scheiden von mindestens 0,004% Titannitrid eine Korngröße von höchstens 0,02 μπι besitzt.

Es ist bekannt, daß die Zähigkeit der wärmeeinflußten 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 enthr.lten, die eine ausreichende Festigkeit gewährleisten, den in Bereich des Wärmeeinbringens· ausdehnen und der wärmebeeinflußten Zone neben einem möglichst niedrigen Kohlenstoffgehalt ein bainitisches Gefüge verleihen. Diese Forderungen begrenzen den Einsatzbereich von Schweiüstählen mit einem Gefüge aus \-, unterem Bainit in der wärmebeeinflußten Zone aus Gründen wirtschaftlicher Überlegungen und der Festigkeit, da Legierungszusälze die Festigkeit erheblich erhöhen.

Die Erfindung ist daher auf die Verwendung eines :o Stahls 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 Anwendiingsfall besonders »ϊ ausgewählt werden muß.

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

F i g. 1 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen Austenitkorngröße und der Kerbschlagzähigkeit der wärmebeeinflußten Zone bei 0⁰C nach einem Elektroschlacke-Schweißen eines erfindungsgemäß verwendeten Stahls (Kreispunkte) und s> 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 Wärmeeinbringen von 190 kj/cm und der Menge des feinkörnigen Ti'annitrids mit einer Korngröße bis 0,02 μΐη vor dem Schweißen der in Tabelle II aufgeführten Stähle 210 (Kreispunkte) und 22 (volle Punkte),

Fig.3 eine grafische Darstellung des Zusammen- ■»"> hangs zwischen der Kerbschlag;:ähigkeit in der wärmebeeinflußten 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,

F i g. 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 120minütigen Glühen bei verschiedenen Temperaturen und anschließendem Abschrecken in Wasser sowie dem Gehalt an feinkörnigem Titannitrid (Dreiecke) mit einer Korngröße bis 0,02 μπι nach einem weiteren 120minütigen w> Glühen bei 1150⁰C mit anschließendem Abschrecken in Wasser,

F i g. 5 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem Gehalt an Titannitrid mit einer Korngröße bis 0,02 μηι (Dreiecke) und über 0,02 μπι μ (Vierecke) der unter die Erfindung fallenden Stähle 210 (offene Dreiecke bzw. Vierecke) und 22 (volle Dreiecke bzw. Vierecke) nach einem 600minütigen Glühen bei

1350⁰C anschließendem Vorwalzen, Abkühlen mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 6O°C/mm² und abermaligem 200minütigen Glühen bei verschiedenen Temperaturen,

Fig.6 eine grafische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem Gehalt an feinkörnigem Titannitrid mit einer Korngröße bis 0,02 μπι und der Abkühlungsgeschwindigkeit nach einem 600minütigen Glühen bei 135O⁰C, Vorwalzen, Abkühlen mit verschiedenen Abkühlungsgeschwindigkeiten und nochmaligem 200minütigen Glühen bei 1150° C 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 öOOminütigen Glühen bei 1350° C, Vorwalzen und Wasserabschrecken mit 80°C/min auf die Abschrecktemperatur und weiterem Abkühlen mit 0,4^oC/min auf Raumtemperatur,

F i g. 8 die Lage der Probe zum Bestimmen 'der Kerbschlagzähigkeit bei den Versuchen der Tabelle,! I bis VII, wobei das Schweißgut mit 1, die Lage der Kert>e mit K und die Probendicke mit t gekennzeichnet sind. \

Das Gefüge der wärmebeeinflußten Zone herkömmlicher Schweißstahl«; besteht nicht aus niederem Bainii, 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 möglich 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 0°C eine Kerbschlagzähigkeit von 42 ) zu erreichen, wenn das Gefüge aus proeutektoidem Ferrit und oberem Bainit besteht, wie das üblicherweise 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 enthält. Dieser Stahl erreicht aufgrund der Anwesenheit des feindispersen Titannitrids bei 0°C eine Kerbschlagzähigkeit von mindestens 42 ] 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 altgemeinen 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 erst nach einem Glühen eingestellt bzw. wesentlich verfeinert, was bislang völlig unmöglich war.

Bei dem erfindungsgemäß verwendeten 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 Abkühlens ausgeschiedenen Titannitrids üblich ist. Auf diese Weise werden mindestens 0,004% Titannitrid gelöst und anschließend feindispers mit einer Korngröße von maximal 0,02 μπι erneut ausgescheiden.

Im einzelnen besteht die Erfindung in der Verwendung eines Stahls mit der Grundanalyse 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 0,001 bis 0,009% Stickstoff, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen bei 1250 bis 1400° C geglüht wird, um mindestens 0,004% Titannitrid zu lösen und anschließend feindispers auszuscheiden. Im Anschluß an das Glühen kann der Block oder die Bramme nach einer ersten Variante 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 Variante im Anschluß an das Lösungsglühen auch mit einer Endtemperatur von mindestens 1000" C warmverformt und das Verformungsgut anschließend auf höchstens 1150°C erwärmt werden, um das Titannitrid feindispers auszuscheiden.

Eine weitere Möglichkeit besteht nach einer dritten Variante darin, daß ein Stahl mit der vorerwähnten Grundanalyse und 0,001 bis 0,03% Seltene Erdmetalle und einem Verhältnis der Gehalte an Seltenen Erdmetallen und Schwefel von 1,0 bis 6,0 bei 1250 bis 1400°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 höchstens 0,05% Niob, höchstens 0,08% Vanadin und höchstens 0,003% Bor, einzeln oder nebeneinander, enthalten und bei 1250 bis 1400°C lösungsgeglühi werden, um mindestens 0,004% Titannitrid zu .lösen und anschließend feindispers auszuscheiden. I

Andererseits kann def Stahl mit der obenerwähnten Grundanalyse nacii einer fünften Variante 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 13 edingung:

(% Cu + % N i + % W)/f> f (% Cr) + (% Mo) < 0,75%

erfüllt ist und der Stahl bei 1250 bis 1400°C lösungsgeglüht wird, um das Titannitrid anschließend feindispers auszuscheiden.

Schließlich kam: be! dem Stahl mit der erwähnten Grundanalyse nach einer sechsten Variante auch innerhalb der angeß'r.'bei^'en 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 jn feindisperser Verteilung wieder auszuscheiden.

Beim Lösungsglühen gehen mindestens 0,004% der beim Erstarren und Abkühlen ausgeschiedenen Nitride, insbesondere Titannitrid, in Lösung und der Stahl anschließend beispielsweise warmverformt wird, um die gelösten Nitride gegebenenfalls nach einem weiteren Glühen feindispers auszuscheiden und durch die Nitrid« ein Wachstum des Austenitkorns in der wärmebeein flußten Zone zu verhindern und so einem Zähigkeitsver lust beim Schweißen entgegenzuwirken.
■-, Enthält der Stahl zuviel Titan, dann ist es nich möglich, mindestens 0,004% des beim Erstarren unc Abkühlen grobkörnig ausgeschiedenen Titannitrid; durch ein übliches Glühen in Lösung zu bringen. Au; diesem Grunde muß der Stahl 0,004 bis 0,03% Titar

ίο enthalten. Andererseits kommt es während des Glühen: bei zu hohen Temperaturen zu einem sogenannter Einbrennen, weswegen die Glühtemperatur nach ober hin begrenzt ist, wenngleich die Menge des gelöster Titannitrids von der Glühtemperatur und -zeit abhang!

ι -> In manchen Fällen kommt einem etwaigen Einbrennei jedoch keine Bedeutung zu. Bei herkömmlicher Herstellungsverfahren muß der Titangehalt jedenfall: auf 0,03% begrenzt werden. Andererseits muß der Stan mindestens 0,004% Titan enthalten, um mindesten:

>n 0,004% Titannitrid in Lösung zu bringen, da ein Teil de: Titans als Oxyd, Sulfid usw. vorliegt.

Das in fester Lösung befindliche Titannitrid scheide sich beim Warmverformen und anschließenden Abküh len aus, wenngleich in Abhängigkeit von den Verfor

2) mungs- und Abkühlungsbedingungen ein Teil de: Titannitrids gelöst bleibt. Diese Restmenge wird be einem nachfolgenden Glühen feindispers ausgeschie den, was insbesondere bei niedrigen Titangehalten vor Bedeutung ist.

in Um das beim Erstarren und Abkühlen grobkörnig ausgeschiedene Titannitrid während des Lösungsglü hens nun sicher und wirtschaftlich in Lösung zu bringen muß nicht nur der Titangehalt, sondern auch de Stickstoffgehalt des Stahls innerhalb bestimmter Ge

r> haltsgrenzen liegen. Der Stahl muß mindestens 0,001°/i Stickstoff enthalten, um zu gewährleisten, daß bein Lösungsglühen mindestens 0,004% Titannitrid in Lö sung gehen. Andererseits darf die obere Gehaltsgrenzi für den Stickstoffgehalt nicht die Äquivalenzriienge de:

4Ii Titans überschreiten, die dadurch bestimmt ist, daß bein Lösungsglühen eine ausreichende Menge Titannitri< gelöst werden muß. Demzufolge darf der Stah höchstens 0,009% Stickstoff enthalten, was einen Titangehalt von nur 0.003% entspricht.

4i Übersteigt der Gehalt an Titannitrid 0,004%, dam wird die Zähigkeit des Stahls eher beeinträchtigt üL· di< der v/ärmebeeinllußten Zone; der Gehalt an Titannitrit darf daher 0,004% nicht übersteigen, was angesichts de oberen Gehaltsjsrenzen für den Stickstoff nicht der FaI

"in ist

Liegen die Gi; halte an Titan und Stickstoff innerhall der oben angegebenen Gehaltsgrenzen, dann muß dii Glühtemperatur nach Fig.4 mindestens 1250°C betra gen, um mindestens 0,004% Titannitrid zu lösen

V) Andererseits übersteigt die Glühtemperatur aus prakti sehen Erwägungen 1400°C nicht, und zwar unabhängij von einem teilweisen Einbrennen infolge von Eisenoxy den an der Stahloberfläche.

Liegt die Temperatur beim Wiedererwärmen übe

ho 115O⁰C, dann vergröbert sich sowohl das bereit: ausgeschiedene Titannitrid als auch das sich in Anschluß an das Wiedererwärmen ausscheidend) Titannitrid und nimmt dementsprechend die Menge de: Titannitrids mit einer Korngröße von höchstens 0,02 μη

ir· ab, so daß es nicht möglich ist, eine Kornvergröberuni des Austenits in der wärmcbeinflußten Zone mit Hilfi feinkörnigen Titannitrids zu verhindern. Aus diesen Grunde darf die Glühtemperatur beim Wicdererwär

men 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 0,18%, dann bringt dies eine merkliche Erhöhung der Härte und Rißanfälligkeit mit sich, während die Zähigkeit der wärmebeeinflußten m Zone beeinträchtigt wird, weil die Härtesteigerung die Kornverfeinerung in der wärmebeeinflußten Zone überlagert.

Schweißstähle enthalten aus Gründen der Desoxydation stets Silizium; bei Siliziumgehalten unter 0,01% r> 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. 2(i

Bei mangangehalten unter 0,5% sind die Härte und Festigkeit der wärmebeeinflußten Zone sowie die Zähigkeit des Stahls insgesamt unzureichend, so daß der Stahl als Schweißstahl unbrauchbar ist. Andererseits beeinträchtigen Mangangehalte über 1,8% die Zähig- >"i keit 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 κι 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 π Schwefel als Verunreinigungen. Der unvermeidbare Phosphorgehalt liegt dabei normalerweise unter 0,4%, 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 Variante nach dem Lösungsglühen mit Hilfe von Wasser oder einem Gemisch aus Wasser und Gas bis auf eine Temperatur von höchstens 800⁰C rasch abgekühlt werden, um den Anteil des sich nach dem anschließenden Glühen bei einer Temperatur von höchstens 1150° C 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 1250 und 1400⁰C gelöste Titannitrid beim Warmverformen und anschließenden Abkühlen aus. Die Menge und Größe des sich ausscheidenden Titannitrids ^r>^r> hängen nach der grafischen Darstellung der F i g. 6 von der Abkühlungsgeschwindigkeit ab.

So scheidet sich in geringer Übersättigung befindliches Titannitrid nicht nur während des Abkühlens ab, sondern vergröbert sich auch bei verhältnismäßig wi 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 M Korngröße von höchstens 0,02 μΐη auszuscheiden wie eben möglich. Aus diesem Grunde wird der Stahl auf höchstens 800⁰C abgeschreckt; denn oberhalb 800⁰C existiert eine Temperaturzone, die sich in starkem Maße auf die Titannitridausscheidung und die Vergröberung der Titannitridphase bei einem kontinuierlichen Abkühlen auswirkt. Beim Abschrecken auf Temperaturen unter 800⁰C scheidet sich dagegen nur wenig Titannitrid in feindisperser Verteilung ab, so daß nicht die Gefahr einer Kornvergröberung beim nachfolgenden Wiedererwärmen auf Temperaturen bis 115O⁰C besteht und die Menge des Titannitrids mit einer Korngröße bis 0,02 μηι 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 der Stahl vor dem Warmverformen bei 1250 bis 1400⁰C geglüht wird, 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 feindispers ausgeschiedenem Titannitrid ergibt.

Bei der zweiten Variante muß das Warmverformen nach dem Lösen des zunächst grobkörnig ausgeschiedenen Titannitrids 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 Variante zielen beide Varianten darauf ab, die Bedingungen nach dem Lösungsglühen so einzustellen, daß sich vor dem Wiedererwärmen möglichst wenig grobkörniges Titannitrid ausscheidet, um dann nach dem Wiedererwärmen möglichst viel Titannitrid mit einer Korngröße von höchstens 0,02 μπι auszuscheiden.

Die Endtemperatur beim Warmverformen beträgt mindestens 1000°C, so daß sich beim Warmverformen nur wenige Ausscheidungskeime bilden und die Menge des sich beim nachfolgenden Abkühlen ausscheidenden Titannitrids verringert und gleichzeitig das Ausscheiden groben Titannitrids unterdrückt wird. Im Ergebnis besteht daher kein Unterschied zwischen der ersten und der zweiten Variante. Selbstverständlich lassen sich auch beide Varianten gleichzeitig anwenden, um die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone weiter zu verbessern.

Bei der dritten Variante enthält der Stahl Seltene Erdmetalle, insbesondere Cer, Lanthan und Praseodym in einer Menge von 0,001 bis 0,03% und beträgt 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 Erdmetalle unter 0,001 % wirken sich praktisch nicht auf die Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone aus, während bei Gehalten über 0,03% die entsprechenden Sulfide größer werden und eine verhältnismäßig große Menge Oxysulfide entsteht, die grobe 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 Gehaltsgrcnzen 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 Variante kann der Stahl noch höchstens 0,05% 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 Schweißen 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.

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 Zähigheit 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 Variante 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

Mo)<0,75<>/o

(%Cu + % Ni-t-% W)/5+(%Cr

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

Tabelle I

nachteilig auf die Härte und Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone auswirken.

Ähnlich wie Nickel wirken sich auch Kupfer und Wolfram aus, die zusätzlich noch die Korrosionsbestän-

j digkeit 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 Bedin-

K) gung 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 Variante zusammen mit der ersten bis dritten Variante oder auch mit der vierten Variante führt zu einer wesentlichen Verbesserung der Zähigkeit der wärmebeeinflußten Zone.

Schließlich kann bei der sechsten Variante das Titan

_>o ganz oder teilweise durch Zirkonium und/oder Hafnium ersetzt werden. Alle drei Elemente gehören derselben Gruppe an und bilden stabile Nitride, die eine Austenitvergröberung in der wärmebeeinflußten Zone verhindern und damit deren Zähigkeit verbessern. Titan,

r> Zirkonium, Hafnium bzw. deren Nitride wirken somit in derselben Richtung.

Der erfindungsgemäß verwendete Stahl wird nachfolgend anhand von Versuchen des näheren erläutert, deren Daten sich aus den Tabellen I bis VII ergeben.

ίο 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

j) Kohlenstoffäquivalent

Cy, = (%) + i/6(%Mn)+'/5(%Cr) + '/4(%Mo) +
i/4o(% Ni + % Cu + % W)+i/m(% V),

der GleichungSivert
■"' Gl ='/s(% Cu + % Ni + % W)+(%Cr) + (% Mo)

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

Bei den Versuchen 57,65,610,616 und 618 wurde das Verformungsgut auf 800°C abgeschreckt.

In den Tabellen ist auch die jeweilige Wärmebehandlung angegeben, wobei »L« Luftabkühlen, »AA« ■)() Abschrecken und Anlassen sowie »N« Normalisieren bedeutet.

Versuch	C	Si	Mn	Ti	Al	N	Cj,	TiN bis 0,02 μίτι
	(o/o)	(%)	(%)	(%)	(%)	(%)	(Vo)	(O/o)
1	0,12	0,23	0,50	0,012	0,025	0,0048	0,203	0,0048
2	0,14	0,25	1,75	0,004	0,016	0,0051	0,432	0,0040
3	0,04	0,48	1,45	0,025	0,031	0,0036	0,282	0,0056
4	0,04	0,48	1,45	0,025	0,031	0,0036	0,282	0,0044
5	0,04	0,48	1,45	0,025	0,031	0,0036	0,282	0,0008
6	0,13	0,25	1,30	—	0,031	0,0052	0,347	—
7	0,13	0,25	1,30	—	0,031	0,0052	0,347	—
8	0,16	0,31	0,95	0,025	o;oi8	0,0062	0,318	0,0004
9	0,15	0,25	1,37	0,050	0,037	0,0102	0,378	0,0014
IO	0.15	0,25	1,37	0,050	0,037	0,0102	0,378	0,0015

11

Tabelle	I (Fortsetzung)	I. Abkühlg.	Walztemp.	Abkühlg.	Wärme-	Blech	Streck	Zugf.	Deh
Versuch	Lösungsg			b. Warmw.	beh.	dicke	grenze		nung
		(°C/mm)	(⁰C)	(°C/sec)		(mm)	(Cb)	(Cb)	(%)
	(⁰C)	1,0	1150	1,2	L	32	24,8	43,1	48
1	1350	1,0	1100	2,1	AA	25	59,0	68,3	24
2	1300	50	1150	1,2	N	32	23,6	41,8	53
3	1350	—	1350	1,2	AA	32	47,3	62,4	28
4	—		1150	1,2	AA	32	46,3	63,1	28
5		50	1150	1,2	L	32	34,0	52,1	36
6	1350	1,0	1250	2,1	AA	25	48,7	61,0	27
7	1350	1,0	1150	1,2	L	32	26,0	45,7	32
8	1200	1,0	1100	1,2	L	32	43,7	62,0	24
9	1350	1,0	1100	2,1	AA	25	51,2	64,8	26
10	1350

Tabelle I (Fortsetzung)

Versuch	vE-10	C	Si	UT	Γ	j ■	νϊ η	Max. Härte	Kerbschlagz.	Schweißverf. Wärmeeinbr. vEo	N	(kj/cm)	Cäq	(J)
		(0/0)	(0/0)		(	'j		(JISZ 3101)	Zone wärme-		(%)	220	(O/o)	101
		0,12	0,25				,38		beeinfl. (IG-		0,0036	150	0,350	86
		0,12	0,25				,38		Handschw.)		0,0036	345	0,350	118
		0,12	0,25			,38		ν Eo		0,0036	190	0,350	93
	(1)	0,!2	0,25	("C)		,38		(J)		0,0036	190	0,350	21
1	276	0,12	0,25	-20		.38	210	214	UP	0,0036	220	0,350	18
2	189	0,13	0,25	-45		,45	385	182	IG	0,0090	150	0,372	28
3	362	0,13	0,25	-65		,45	240	325	ES	0,0090	220	0,372	38
4	403	0,14	0,27	-90		,35	243	345	IG	0,0037	327	0,365	27
5	387	0,13	0,25	-85		,36	248	223	IG	0,0051	150	0,357	31
6	109	0,12	0,37	-25		,45	320	i32	UP	0,0015		0,362
7	193		-40		315	187	IG			TiN bis 0,02 μιη
8	106		0		330	102	UP			(%)
9	67		+ 5		375	120	ES			0,0100
10	193		-15		358	163	IG			0,0118
Tabelle II								0,0116
Versuch			Ti	Al	0,0081
			(0/0)	(%)	0,0042
			0,013	0,035	0,0045
22			0,013	0,035	0,0042
23			0,013	0,035	0,0033
24			0,013	0,035	—
25			0.013	0,035	0,0059
26			0,014	0,038
27		0,014	0,038
28		0,040	0,027
29		-	0,038
210		0,012	0,033

Tabelle Il (Fortsetzung)

Versuch Lösungsgi. Abkühlg.
(⁰C) rc/mm)

Abschreck- Walztemp.
temperatur

Abkühlung b. Warmw.

("C/scc)

21	1350	öO
22	1350	50
23	1350	50

100	1150
800	1150
800	1150

1.2 1,2 1.2

Wiirme-	Blech	Streck	Zugf.
bch.	dicke	grenze
	(mm)	(Cb)	(Cb)
L	32	31,3 '	47,3
L	32	33,1	48,3
AA	32	47,2	59,3

24 36 4Ί9

I-ort setzung	l.ösun»s»	I. , vbkiihiji.	Alischreck-	\V;il/icm\|i.	\ 11 k 11 h 111Π L¹	Warme-	Blech-	Si reck-	/.Uf!
Vorsuch			leni\|iei'aiin		->. Warum.	lieh.	dicke	i!i-en/c
	( C)	( (VlIlIIl]	( C)	( I)	(SCC)		(mm,ι	(eh)	(eb)
	1350	0,15		1150	1,2	L	32	31,3	46,7
24	1350	0,15	—	1250	1,2	L	32	30,6	45,3
25	1350	60	800	1150	1,2	L	32	33,0	49,8
26	1350	50	1050	1150	,2	L	32	33,8	50,2
27	1350	50	800	1150	,2	L	32	44,2	63,5
28	1350	50	800	1150	,2	L	32	34,3	50,6
29	1350	60	800	1150	,2	L	32	33,4	50,2
210

Tabelle II (Fortsetzung)

Versuch	Dehnung	III	Si	vE-10	Mn	ÜT	Max. Härte	Kerbschlagz.	N	Schweiß-	Wärme-	ν Eo
		C					(JISZ 3101)	Zone wäime-		verf.	einbr.
			(o/o)		(%)			beeinfi. (IG-	(%)
		(%)	0,27		1,35			Handschw.)	0,0035
		0,12	0,27		1,35			ν Eo	0,0035
	(%)	0,12	0,27	ü)	1,35	TO		0)	0,0035		(kj/cm)	(J)
21	48	0,12	0,27	174	1,35	-15	342	193	0,0035	ES	320	139
22	43	0,12	0,27	193	1,35	-28	328	183	0,0035	ES	320	187
23	28	0,12	0,25	208	1,31	-45	350	179	0,0048	IG	190	163
24	47	0,13	182	-20	321	204	ES	320	117
25	48		133	0	335	164	ES	320	43
26	40		283	-40	390	148	ES	320	93
27	42		241	-45	386	161	ES	320	79
28	23		31	+ 15	355	104	ES	320	37
29	39		143	0	341	138	ES	320	18
210	48		283	-40	333	180	ES	320	102
Tabelle
Ver		Ti	Al	Ca₉	TiN bis	Lösungs
such					0,02 μπι	glühen
		(%)	(%)	(%)	(%)	(%)
31		0,012	0,028	0,356	0,0086	1350
32		0,012	0,028	0,356	0,0065	1350
33		0,012	0,028	0,356	0.0061	1350
34		0,012	0,028	0,356	0,0054	1350
35		0,012	0,028	0,356	0,0113	1350
36		0,043	0,026	0,358	0,0027	1350

Tabelle III (Fortsetzung)

Ver	Endlemp.	Abkühlung	Abschreck	Walztcmp.	Endtemp.	Abkühlung	Wärme-	Blech	Streck
such			temperatur			beim Warmw.	beh.	dicke	grenze
	Γ C)	(°C/mm)	CQ	CQ	CQ	(°C/sec)		(mm)	(Cb)
31	1100	1,0		1150	970	1,2	L	32	31,5
32	1050	1.0	_	1250	1050	1,2	N	32	32,1
33	1050	1,0	—	1250	1000	1,2	N	32	32,4
34	1050	1.0	—	1250	900	1,2	N	32	32,7
35	1050	50	800	1150	965	1,2	N	32	32,5
Jb	1050	1.0		1250	1050	i.2	N	32	32,6

Tabelle III (Fortsetzung)

Ver	Zugf.	Dehnung	TiN bis	vE-10	OT	Max. Härte	Kerbschlagz.	Schweiß-	S	Wärme-	ν Eo
such			0,02 μιτι			(JISZ 3101)	Zone wärme-	verf.		einbr.
			(0/0)				beeinfl. (IG-		(%)
			0,0064				Handschw.)		0,002
			0,0067				ν Eo		0,002
	(Cb)	(%)	0,0061	(J)	(°c)		(J)		0,002	(kj/cm)	(J)
31	46,9	46	0,0094	136	- 5	332	150	ES	0,002	320	123
32	47,3	47		235	-40	328	178	ES	0,004	320	112
33	47,6	47	251	-45	326	183	ES		320	107
34	47,8	45	258	-40	332	169	ES	Wärme-	320	98
35	47,5	46	263	-45	329	185	ES	beh.	320	154
36	47,9	46	259	-35	347	105	ES		320	21
Tabelle	IV							L
Ver	C	Si	Mn	Ti	Al	N	L	Seltene	Seltene
such							L	Erdmet.	Erdmet.
	CA)	(%)	(0/0)	(%)	(%)	(0/0)	L
41	0,14	0,27	1,37	0,010	0,040	0,0041	L	0	0
42	0,14	0,27	1,37	0,010	0,040	0,0041	0,002	1
43	0,14	0,27	1,37	0,010	0,040	0,0041	0,008	4
44	0,14	0,27	1,37	0,010	0,040	0,0041	0,008	4
45	0,12	0,29	1,45	-	0,038	0,0051	0,004	1
Tabelle	IV (Fortsetzung)
Ver	*~äq	Lösungs	Abkühlung	Walztcmp.	Abkühlung	Blech	Streck
such		glühen			beim Warmw.	dicke	grenze
	(0/0)	("C)	(T/mm)	CC)	(°C/sec)	(mm)	(Cb)
41	0,368	1350	0,6	1150	1,2	32	34,1
42	0,368	1350	0,6	1150	1,2	32	33,7
43	0,368	1350	0,6	1150	1,2	32	24,1
44	0,368	1350	50	1150	1,2	32	33,8
45	0,362	1350	50	1150	1,2	32	34,0

Tabelle IV (Fortsetzung)

Ver	Zugf.	C	Dehnung	vE-10	ClT	Max. Härte	Kerbschlagz.	Schweiß-	Wärme-	ν Eo
such		(%)				(JISZ 3101)	Zone wärme-	verf.	einbr.
		0,14					beeinfl. (IG-
		0,14					Handschw.)
	(Cb)	0.14	(%)	(J)	("C)		(J)		(kj/cm)	(J)
41	50,6	40	157	-20	375	173	IG	190	137
42	49,8	43	169	-30	380	183	IG	190	163
43	51,7	41	208	-30	367	162	IG	190	152
44	51,0	43	221	-30	377	173	IG	190	213
45	52,3	41	180	-25	342	108	IG	190	19
Tabelle	V
Versuch	Si	Mn	Ti	Al	N	B	V	Nb
	(%)	(0/0)	(%)	(0/0)	(O/o)	(0/0)	(%)	(%)
51	0,35	1,25	0,008	0,030	0,0025			0,03
52	0,35	1,25	0,008	0,030	0,0025	—	—	0,05
53	0.35	1.25	0.008	0,030	0,0025	—		0,08

I	Forlsct/ung	C	17	Si	TiN bis	Vl	C	(I)	Mn	LIT	24 36 419	Max.	Ti	18	ΛI N Ii	("'·)	B	Nh	V
j	Versuch	("<")		("/")	0,02 μιτι	(%)	12,6	("")			(JISZ	(%)		("") ("<■) ("'")	0,06	(0/0)	("'Ό	(0/0)
I		0,16	0,27	{%)	0,15	11,6	1,35				0,018	0,021 0,0042 -	0,10	—		—
	54	0,16	0,27	0,0057	0,14	18,1	1,35		Ti		0,020	0,021 0,0042 -	0,03	—	—	—
	55	0,12	0,45	0,0055	0,12	12,1	1,50		("'■)		0,014	0,040 0,0059 -	0,02	—	0,03	• —
	56	0,15	0,43	0,0052	0,16	7,5	1,60	ro	0,014		0,020	0,024 0,0060 -	—	—	0,03	—
	57	0,13	0,27	0,0052	0,17	19,3	1,37	-35	0,014	230	0,010	0,031 0,0048 0,0008	—	—	—	—
	58	0,13	0,27	0,0058	0,09	20,6	1,37	-60	0,018	240	0,014	0,031 0,0048 0,0038	0,02	—	—	—
	59	0,14	0,18	0,0053	0,09	14,8	1,27	-45	0,011	260	0,023	0,027 0,0038 0,0009		—	0,03	—
	510		V (Fortsetzung)	0,0058	0,12	10,8		-20	0,012	280	0,007		Streck	—		—
	Tabelle	Cj₁,	0,0049	0.13	18,3	Lösungs	- 0	0,012	290	0.011	Walztemp. Wärme- Blech-	grenze	—	Zugfe	—
	Ver		0,0044			glühen	-40	0,014	240	behandlg. dicke	(Cb)		stigkeit
	such	(%)	0,009!		Si	ro	-45		340	("C) (mm)	40,3		(Cb)
		0,348	V (Fortsetzung)		(%)	1300	-45	Abkühlung	370	1150 L 20	46,6		56,2
	51	0,348	Dehnung vE-10		0,15	1300	-25		375	1150 L 20	40,2	60,1
	52	0,348		0,25	1300	-60	fC/mm)	356	1150 L 20	38,0	54,3
	53	0,397		0,34	1320		0,6		1150 L 20	40,2	56,1
	54	0,405		0,30	1320	Mn	0,6	1150 L 20	39,4	57,1
	55	0,378		0,21	1350	(ο/ο)	0,6	1150 L 20	43,2	52,8
	56	0,330	(%)	0,31	1350	0,87	0,6	1150 L 20	46,1	57,6
	57	0,358	38	0,21	1350	0,87	0,6	1150 AA 25	46,9	61,8
	58	0,358	37	0,18	1350	1,20	0,6	1150 AA 25	53,1	62,1
	59	0,356	42	0.28	1370	1,15	50	1150 AA 25		64,8
	510	32			0,98	0,6		Wärme-
	Tabelle	28		0,59	0,6	Härte Kerbschlagz. Schweiß-	einbr.	ν Eo
	Versuch	39		0,67	0,6	3101) Zone wärme- verf.
		39	0,92		beeinfl. (IG-
		27	1.25	Handschw)
		22	ν Eo	(kj/em)
		27	(I)	90	(J)
		162 UP	90	107
	51	148 UP	90	68
	52	136 UP	90	36
	53	103 UP	90	81
	54	87 UP	90	29
	55	123 UP	90	67
	56	123 UP	150	67
	57	181 IG	150	143
	. 58	146 IG	150	39
	59	173 IG		112
	510
	Tabelle	Al N
	Versuch	(o/o) (O/o)
		0,012 0,0037
	61	0,022 0,0052
	62	0,027 0,0061
	63	0,043 0,0047
	64	0,011 0,0080
	65	0,021 0,0040
	66	0,045 0,0072
	67	0,013 0,0061
	68	0,043 0,0038
	69

r-oitscl/unj:	C	Si	Mn	Ii
\ LTSIIL'h	(■«.)	("■■<■)	("■■)	("'■J'
	0,07	0,31	0,98	0,019
610	0,18	0,31	0,53	0,016
611	0,11	0,17	0,92	0,020
612	0,09	0,25	0,75	0,013
613	0,07	0,21	1,30	0,017
614	0,14	0,17	1,21	0,012
615	0,13	0,27	1,40	0,011
616	0,14	0,27	1,27	0,013
617	0,13	0,21	1,31	0,021
618

0,021

0,047'

0,011

0,021

0,041

0,029

0,033

0,013 0,037

20

0,0051
0,0031
0,0047
0,0033
0,0039
0,0041

0,0051

0,0033
0,0046

0,0010

0,03
0,04

Tabelle VI (Fortsetzung)

Versuch Ni

Cu

Cr

(0/0)

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	—	—	—	—	0,40	0,343	0,980
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
610	—	—	—	0,31	0,50	0,320	0,410
611	—	0,30	—	0,10	—	0,301	0,150
612	1,30	—	—	0,09	_	0,317	0,35
613	0,80	0,20	—	0,15	—	0,278	0,35
614	—	0,18	0,20	0,10	0,40	0,366	0,416
615	0,25	—	—	0,10	0,30	0,370	0,21
616	1,25	—	0,31	0,28	—	0,526	0,84
617	0,80	—	—	0,10	_	0,404	0,26
618	0,20	—	—	0,15		0,390	0,19

TiN bis 0,02 μπι

0,0051 0,0052 0,0070 0,0049 0,0048 0,0059 0,0053 0,0052 0,0071 0,0096 0,0067 0,0044 0,0079 0,0050 0,0071 0,0067 0,0116 0,0080

Tabelle VI (Fortsetzung)

Versuch	Lösungs	Abkühlung Walztemp.	"C)	Wärme	Blech	Streck	Zug-	Deh
	glühen		150	behandlung	dicke	grenze	festigk.	nung
	("C)	(^oC/mm) (	150		(mm)	(Cb)	(Cb)	(%)
61	1350	1,0	150	L	25	28,0	44,3	46
62	1350	1,0	150	L	25	30,2	47,6	32
63	1350	50	150	N	25	39,3	52,4	39
64	1350	1,0	150	L	25	32,4	50,1	40
65	1350	50	150	L	25	30,0	47,2	39
66	1350	1,0	150	N	25	22,7	40,8	47
67	1350	1,0	150	N	25	23,0	44,1	48
68	1350	1,0	150	L	25	28,3	42,0	46
69	1350	1,0	150	N	25	32,0	47,3	42
610	1350	50	150	AA	25	47,0	56,9	28
611	1350	1,0	150	AA	25	42,6	54,3	27
612	1350	1,0	150	N	25	33,0	50,7	42
613	1350	1,0	150	N	25	33,2	51,0	43
614	1350	1,0	150	AA	25	52,3	63.1	24
615	1350	1,0	150	AA	25	54,3	64.5	22
616	1350	50	150	AA	25	63,2	75,3	22
617	1350	50	AA	25	60,2	71,3	21
618	1350	50	AA	25	64.8	77.4	20

	21	Vl (Fortsetzung)	VII	Si	Ni	UT	Mn	24 36	419	Hf	22	Schweiß	(°/o)	dicke	Al	Wärmceinbr.	N	ν Eo
	vE-10	C	(Ο/ο)	(%)		(Ο/Ο)			(O/o)		verfahren	0,359	(mm)	(%)		(0/0)
Tabelle		(%)	0,28			1,36					0,359	25	0,029		0,0018
Versuch		0,12	0,28	—		1,36	Max. Härte		—		0,358	32	0,029		0,0018
		0,12	0,26	—	("C)	1,35	(JISZ 3101)		—		0,367	32	0,031	(kj/cm)	0,0044	(I)
	(I)	0,12	0,30	0,35	-40	1,25				UP	0,362	25	0,040	90	0,0015	92
	12,1	0,13	0,24	—	-15	1,33		Kerbschlagz.		UP	0,382	25	0,031	90	0,0023	75
	9,8	0,13	0,27	0,31	-90	1,35		Zone wärme-		UP		25	0,035	90	0,0031	149
61	17,6	0,13	VII (Fortsetzung)	VII (Fortsetzung)	-25		325	beeinfl. (IG-		UP				90		123
62	12,7		Nb	Lösungs	-20	Cu	378	Handschw.)	UP			Gl	90	TiN bis	142
63	19,2		(%)	glühen	-40	(Ο/Ο)	316	(I)	IG			(%)	150	(o/o)	101
64	29,3			("C)	-60		323	121	IG			0	150	0,006	104
65	30,6		—	1380	-25	—	314	98	UP			0	90	0,008	150
66	19,3		—	1380	-35	—	265	172	UP			0	90	0,013	187
67	20,9		—	1350	-80	0,28	235	179	IG			0,126	150	0,006	114
68	38,0		—	1380	-45	—	.301	132	IG			0	150	0,002	108
69	26,3		—	1380	-50	0,31	.352	206	IG			0,124	150	0,002	90
610	19,7		1380	-50		241	243	IG				150		147
611	18,7			-65	Wal/tcmp.	340	162	IG	Wärmcbe- Blcch-		Streck	150	Zug	82
612	26,3			-65		295	182	IG	handlung		grenze	150	festigkeit	133
613	19,3			-80	("C)	270	206	IG			(Cb)	150	(Cb)	43
614	12,3		-45	1150	298	96	IG	AA		50,8	150	63,5	106
615	18,3		-80	1150	350	171	IG	L		30,6	150	47,0	127
616	14,6			1150	422	234		L		33,9		50,4
617			1150	408	227		AA		57,5	68,1	V
618			1150	392	143		AA		51,5	64,3	(O/O)
Tabelle			1150		106		AA		59,3	69,7
Versuch			Ti	99					—
			(ο/ο)	131					0,03
71					0,009				-
72			—	Zr	—		—
73			0,008	(0/0)			-
74			0,003	0,011	0,043
75		_	0,011			0,02 μπι
76		—	0,010
Tabelle			-
Versuch		0,040
		—
71
72		(Ti + Zr + Hi)
73		(ο/ο)
74		0,011
75	Abkühlung	0,011	Deh
76		0,018	nung
Tabelle		0,012	(%)
Versuch	(°C7tnm)	0,040	26
	1,0	0,043	47
	60		45
71	60	Abkühlung	24
72	60	b. Warm walzen	25
73	60	("C/scc)	23
74	60	2,1
75		1.2
7fi		1,2
		2,1
		2,1
		2,1

Tabelle VII (Fortsetzung)

Versuch	vE-10	ÜT	Max. Härte	Kerbschlagz.	Schweißverf.	Wärmeeinbr.	vEo
			(JISZ 3101)	Zone wärme-
				beeinfl. (IG-
				Handschw.)
				vEo
	(I)	("C)		U)		(kj/cm)	(J)
71	203	-40	327	147	IG	150	98
72	158	-15	343	186	ES	320	120
73	176	-20	341	203	ES	320	195
74	221	-45	331	136	IG	150	95
75	186	-25	329	94	IG	150	17
76	195	-35	335	108	IG	150	19
			Hierzu 7 Blatt	Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verwendung eines Stahls mit 0,03 bis 0,18% Kohlenstoff, 0,1 bis 1,0% Silizium, 0,5 bis 1,8% i Mangan, höchstens 0,1 % Aluminium, 0,004 bis 0,03% Titan, 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 n* 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 !,0% Wolfram unter der Bedingung

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

Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen nach einem Lösungsglühen bei 1250 bis 1400⁰C und einem anschließenden feindispersen Ausscheiden von mindestens 0,004% Titan- -<> nitrid mit einer Korngröße von höchstens 0,02 μηπ als Werkstoff für Schweißkonstruktionen, die nach einem Schweißen mit einem hohen Wärmeeinbringen bis 350 kj/cm bei 0⁰C eine Kerbschlagzähigkeit von 42 J besitzen müssen. -"»

2. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1, dessen Nitridphase durch ein Warmverformen im Anschluß an das Lösungsglühen ausgeschieden worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

3. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1 oder J» 2, dessen Nitridphase nach einem Wiedererwärmen auf höchstens 1150⁰C ausgeschieden worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

4. Verwendung eines Stahls nach den Ansprüchen

1 bis 3, der nach einem Warmverformen auf eine ^r> Temperatur von höchstens 800⁰C abgeschreckt und alsdann zum Ausscheiden des feindispersen Titannitrids auf höchstens 1150⁰C wiedererwärmt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

5. Verwendung eines Stahls nach den Ansprüchen ^J() 1 bis 3, der mit einer Endtemperatur von höchstens 1000° C warmverformt und zum feindispersen Ausscheiden des Titannitrids auf höchstens 1150°C wiedererwärmt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1. ·>>