DE2455099A1

DE2455099A1 - Ferritischer rostfreier stahl

Info

Publication number: DE2455099A1
Application number: DE19742455099
Authority: DE
Inventors: Kanagawa Fujisawa; Satoshi Kado; Kanagawa Sagamihara; Katsuhiko Yabe; Mikio Yamanaka; Taketomo Yamazaki; Kotaro Yoshida
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1973-11-21
Filing date: 1974-11-21
Publication date: 1975-05-28
Also published as: DE2455099B2; FR2257699A1; BE822439A; JPS5080912A; DE2455099C3; FR2257699B1; JPS5432409B2

Description

Nippon Steel Corporation, No0 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

Die Erfindung bezieht sich auf einen ferritischen rostfreien Stahl mit ausgezeichneter Verformbarkeit, hoher Zähigkeit und guter Schweißbarkeit.

Es ist bekannt, daß ferritische rostfreie Stähle eine geringere Dehnung und Kerbschlagzähigkeit besitzen als austenitisehe rostfreie Stähle, und daß sich dieser Nachteil mit zunehmendem Chromgehalt verstärkt. So ergibt sich bei einem Vergleich der Übergangstemperaturen, daß der bekannte 12% Chrom enthaltende ferritische rostfreie Stahl AISI 405 eine Übergangstemperatur von -10⁰C und der bekannte ferritische rostfreie Stahl AISI 430 mit 17% Chrom eine Übergangstemperatur von etwa 20⁰C besitzt» Bei höherem Chromgehalt treten die bekannte 475°C-»Versprödung, Sigma-Versprödung und eine Hochtemperatur-Versprödung auf„ Bei geringeren Chromgehalten etwa in der Größenordnung der beiden vorerwähnten ferritischen Stähle ist diese Art der Versprödung vernachlässigbar klein, nimmt aber mit steigendem Chromgehalt, wie beispielsweise bei dem 25% Chrom enthaltenden rostfreien Stahl AISI 446 immer mehr zu«

Die Hochtemperatur-Versprödung ist durch ein überaus starkes Kornwachstum infolge Auflösung von Chromkarbiden bei Temperaturen von 1150⁰C und mehr im Grundgefüge und die Bildung

einer einzigen hochchromhaltigen ferritischen Phase bedingt,, Diese Gefügeänderung tritt bei dem Stahl AISI 430 im Falle eines Schweißens häufig auch in der wärmebeeinflußten Zone und in der Schweißnaht auf, wenn diese Temperaturen von 115O⁰C oder mehr erreichen„ Die Zähigkeit in der Schweißzone läßt sich jedoch zumeist durch ein Glühen bei 730 bis 79O⁰C wieder einstellen,.sofern es nicht zu einem allzu stärken Kornwachstum gekommen ist„ Um ein solches Kornwachstum zu verhindern, wird üblicherweise mit möglichst geringem Wärmeeinbringen geschweißte

Um eine ausreichende Zähigkeit der Schweißzone ferritischer rostfreier Stähle zu gewährleisten und eine Hochtemperatur— Versprödung zu vermeiden, müssen das Wachstum des Ferrit— korns unterdrückt und gleichzeitig der Chromgehalt möglichst niedrig eingestellt werden. Niedrige Chromgehalte bringen jedoch als Folge einer Austenitbildung die Gefahr einer Martensitbildung und damit je nach Kohlenstoffgehalt eine Erhöhung der Härte mit sich» Um dem zu begegnen, ist es bekannt, den Kohlenstoff beispielsweise mit Titan oder Niob stabil abzubinden« Rostfreie Stähle mit höherem Chromgehalt als der Stahl AISI 430 neigen jedoch zur Bildung eines ferritischen Einphasen-Gefüges, wenn der Kohlenstoffgehalt durch Titan stabil abgebunden wird, so daß ein Kornwachstum nicht unterbunden werden kann und der Stahl zur Versprödung neigt. Wie sich aus der nachfolgenden Tabelle I ergibt, beträgt die Kerbschlagzähigkeit des Stahls AISI 430 bei Raumtemperatur etwa 60 j/cm , während sie in der Schweißzone bei nur 6 J/cm liegte Enthält dieser Stahl Titan, ergibt sich eine

Kerbschlagzähigkeit bei Raumtemperatur von 160 J/cm und in der Schweißzone von 178 J/cm _β Der Titenzusatz bewirkt mithin eine erhebliche Steigerung der Zähigkeit sowohl im Grundwerkstoff als auch in der Schweißzone, wenngleich die Übergangstemperatur mit 7⁰C im Grundwerkstoff und 15⁰C in der Schweißzone unbeeinflußt bleibte Hinzu kommt, daß die Kaltzähigkeit unzureichend ist; denn die Kerbschlagzähigkeit be-

2 .

trägt bei -20 G nur 10 j/cm im Grundwerkstoff und 5 J/cm in der Schweißzone„

Tabelle I

	(⁰C)	-25	Grundwerkstoff	25	Schweißzone	50	50	2 0 5	75
Temperatur		2.8 1.0 0,9	0.	8.8 6cO 16,0	25	7,2 0,7 18,5	9. 17,		11.9 10_e0 17,5
1 2 3			6.3 2.0 2,3	2,9 00,6 17,8
	-25	0	75		AISI
Temp. (⁰C)	2,0 0,5 0,5	1,6 0,5 0,4	6,8 0,9, 18,7		405 430 430 + Ti
1 2 3

Ausgehend von der Tatsache, daß Titan bei ferritischen rostfreien Stählen zwar die Raumtemperatur-Zähigkeit erheblich erhöht, die Kaltzähigkeit jedoch nicht verbessert, liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, einen schweißbaren ferritischen rostfreien Stahl mit hoher Zähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als,auch der Schweißzone sowie mit-einer im Salzsprüh- und Huey-Versuch ermittelten Korrosionsbeständigkeit der Schweißzone zu schaffen, die mindestens so gut ist wie die des Grundwerkstoffs.

Die Lösung dieser Aufgabe basiert auf der Feststellung, daß die Raumtemperatur- und Kaltzähigkeit ferritischer rostfreier Stähle auch in der Schweißzone ohne Beeinträchtigung der anderen mechanischen Eigenschaften und der Verformbarkeit durch Mangan und Aluminium bei bestimmten Gehalten an Kohlenstoff,

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Stickstoff und Silizium neben anderen Legierungszusätzen wie insbesondere Titan erheblich verbessert werden kann. So wurde insbesondere festgestellt, daß sich eine ausgezeichnete Eigenschaftskombination ergibt, wenn der Gehalt an gelöstem Titan 0,05 bis 0,2% beträgt bzw. wenn die Bedingung

(%Ti)_eff = (%Ti)_ges - Z~4 (%C) + 24/7 (%N)_7

erfüllt istβ Des weiteren wurde festgestellt, daß geringe Gehalte an Niob ebenfalls die Zähigkeit des Grundwerkstoffs und der Schweißzone verbessern, sofern die Gehalte an Titan; Aluminium, Mangan, Kohlenstoff und Silizium' innerhalb bestimmter Gehaltsgrenzen liegen_Q Das stabile Abbinden des Kohlenstoffs verhindert dabei eine Austenit- bzw«, Martensitbildung und damit auch eine Vergröberung des Ferritkorns, so daß sich eine bessere Zähigkeit der Schweißzone ergibt»

Im einzelnen besteht die Erfindung in einem schweißbaren ferritischen rostfreien Stahl mit hoher Zähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als auch der Schweißzone, der höchstens 0,0596 Kohlenstoff, höchstens 0,7% Silizium, zwischen 1,0 und 2,5% Mangan, zwischen 10 und 19% Chrom, 5 (%C) - 0,5% Titan, höchstens 0,03% Stickstoff und höchstens 0,5% Aluminium enthält» Vorzugsweise beträgt der Gehalt an wirksamen bzw» gelöstem Titan 0,05 bis 0,2% und genügt der Bedingung

(%Ti)_eff = (%Ti)_ges - C^ (%G) + 24/7 (%N)_7o

Eine besonders gute Zähigkeit ergibt sich, wenn der Stahl der Bedingung

(%Nb) + (%Ti) = 5 (%C) bis 0,6% genügt.

Der Kohlenstoff weicht das ^-Gebiet des Phasendiagramms von Chromstählen auf und trägt zur Austenit- bzw» je nach Abkühlungsgeschwindigkeit zur Martensitbildung bei«, Aus diesem

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Grunde muß der Kohlenstoffgehalt möglichst gering sein,- da höhere Kohlenstoffgehalte die Zähigkeit und Verformbarkeit der wärmebeeinflußten Zone beeinträchtigen,. Der Kohlenstoff« gehalt beträgt daher höchstens 0,05%, vorzugsweise höchstens 0,03%.

Obgleich der Siliziumgehalt möglichst gering sein sollte, weil das Silizium die Zähigkeit ferritischer rostfreier Stähle beeinträchtigt, läßt sich ein niedriger Siliziumgehalt in der Praxis nicht"vermeiden„ Außerdem ergibt sich eine geringere Oxydationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen, wenn der Siliziumgehalt sehr gering ist» Aus diesem Grunde enthält der Stahl höchstens 0,7% Silizium.

Mangan verbessert die Zugfestigkeit, Streckgrenze, Zähigkeit und Warmverformbarkeit ohne Beeinträchtigung der Dehnung und Einschnürung. Die Wirkung des Mangans hängt zwar vom Kohlenstoffgehalt ab, ist jedoch bei einem Gehalt über 1,0% besonders groß, sofern der Kohlenstoffgehalt höchstens 0,05% beträgtο

Andererseits' ergeben zu hohe Mangangehalte einen instabilen Austenit, der beim Abkühlen in Martensit umwandelt und die Werkstoffeigenschaften, insbesondere die Zähigkeit beeinträchtigt. Der Mangangehalt liegt daher zwischen 1,0 und 2,5%.

Von besonderer Bedeutung ist, daß das Mangan zusammen mit dem Titan, Aluminium, Kohlenstoff und Stickstoff die Zähigkeit der Schweißzone synergetisch verbessert„

Das Titan bindet aufgrund seiner hohen Affinität den Kohlenstoff und den Stickstoff stabil ab und wirkt dadurch einer Vergröberung des Ferritkorns entgegen; es bewirkt zudem geringere Gehalte des ferritischen Gefüges an gelöstem Kohlenstoff und Stickstoff, womit eine merkliche Verbesserung der

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Duktilität der Schweißzone verbunden ist. Da jedoch Titankarbid und Titannitrid an den Korngrenzen ausscheiden, reicht ein Titanzusatz allein nicht zur Verbesserung der Zähigkeit der Schweißfcone aus; vielmehr muß die Ausscheidung von Titankarbid und -nitrid an den Korngrenzen begrenzt werden. Aus diesem Grunde darf der Stahl höchstens 5 (%C) G,5% Titan enthalten,, Da zudem nur das freie, bzw. in fester Lösung befindliche Titan wirksam ist, muß der Gehalt an freiem, bzw. wirksamen Titan 0,05 bis 0,2% betragen«

Der Manganzusatz zwischen 1,0 und 2,5% wirkt sich ebenfalls auf das Verhalten des Titankarbids und —nitrids an den Korn— grenzen sowie auf die Kerbschlagzähigkeit aus. So unterdrückt das Mangan teilweise das Ausscheiden des Titenkarbids und -nitrids an den Korngrenzen, erhöht die Kerbschlagzähigkeit der Schweißzone und verringert die Übergangstemperatur. Mangan, Titan, Kohlenstoff und Stickstoff wirken bei der Erhöhung der Zähigkeit der Schweißzone in der Weise synergetisch zusammen, daß das Titan den Kohlenstoff und Stickstoff stabil abbindet und das Titankarbid und -nitrid einer Ver- · gröberung des Ferritkorns entgegenwirken sowie gleichzeitig den Gehalt des ferritischen Grundgefüges an Kohlenstoff und Stickstoff verringert, während das Mangan der Titankarbid- und Titannitrid-Ausscheidung an den Korngrenzen entgegenwirkt .

Optimale Ergebnisse lassen sich erreichen, wenn der Mangangehalt zwischen 1,0 und 2,5% liegt und der Stahl mindestens 0,05% und höchstens (%Ti) _öC3 - /~4 (%C) + 24/7 (%N}J =0,2%

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enthält.

Das Chrom dient vor allem einer hohen Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit ο Chromgehalte unter 10% ergeben eine schlechte Korrosions- und Oxidationsbeständigkeit, während Chromgehalte über 19% zu einer Verringerung der Duktilität

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« 7 —

und Zähigkeit führen«, Der Chromgehalt liegt daher zwischen 10 und

•Der Stahl muß so viel Aluminium enthalten wie zur Desoxydation erforderlich ist« Außerdem muß Aluminium in Lösung gehen, um ein feinkörniges Gefüge und eine hohe Zähigkeit in der Schweißzone sicherzustellen. Aluminiumgehalte über 0,5% beeinträchtigen jedoch die Verformbarkeit und Zähigkeit. Vorzugsweise enthält der Stahl daher höchstens 0,05% Aluminium_β Der Stickstoff gehört zu den Austehitbildnern und wirkt im übrigen wie der Kohlenstoffe Aus diesem Grunde darf der Stahl nicht zu viel Stickstoff enthalten. Andererseits bildet der Stickstoff mit Aluminium und Titan ■ Nitride, die der Kornvergröberung entgegenwirken, wenngleich durch das stabile Abbinden des Aluminiums und Titans auch deren Wirkung beeinträchtigt wird» Um das zu verhindern, enthält der Stahl höchstens 0,03% Stickstoff«,

Der Phosphorgehalt ist auf 0,04% begrenzt, da Phosphor die Zähigkeit beeinträchtigt, während der Schwefelgehalt höchstens 0,03% beträgt, weil Schwefel bei gleichzeitiger Anwesenheit von Aluminium häufig zu Lochfraß führt. Schließlich kann der Stahl zur Verbesserung der Festigkeit noch bis 2,0% Nickel enthalten.

Niob wirkt ähnlich wie Titan; es bindet den Kohlenstoff und Stickstoff stabil' ab. Damit wirkt es einer Austenit- und Martensitbildung sowie einer Vergröberung des Ferritkorns entgegen. Der Gesamtgehalt an Niob und Titan muß jedoch mindestens das Fünffache des Kohlenstoffgehalts betragen. Zu hohe Niobgehalte bringen jedoch die Gefahr von Warm- und Kaltrissen in der Schweißzone mit sich. Der Höchstgehalt an Niob im Hinblick auf die Gefahr einer Rißbildung hängt vom Titangehalt ab und nimmt mit steigendem Titangehalt zu«> Bei titanfreien Stählen führen Niobgehalte über 0,3% zu Schweißrissen, während bei einem 0,2% Titan enthaltenden'Stahl

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Schweißrisse erst bei Niobgehalten über 0,4% auftreten. Ein 0,5% Titan enthaltender Stahl kann dagegen bis 0,8% Niob enthalten, ohne daß sich die Gefahr von Schweißrissen ergibt. Im Hinblick auf das Fließvermögen der Schweiße darf der Gesamtgehalt an Titan und Niob jedoch 0,6% nicht übersteigen.

Zu hohe Titangehalte beeinträchtigen die Oberflächenbeschaffenheit kaltgewalzten Blechs und führen häufig zu Titanzeilen«, Diese lassen sich jedoch vermeiden, wenn ein Teil des Titans durch Niob ersetzt wird,

Stahlbleche mit derartigen Oberflächenfehlern eignen sich für solche Verwendungszwecke nicht, die eine ausgezeichnete Oberflächenbeschaffenheit erfordern und sich den metallischen Glanz rostfreier Stähle zunutze machen. In diesen Fällen sollte der Titangehalt bei höherem Niobgehalt unter 0,2% liegen und der Gesamtgehalt an Niob und Titan das Fünf- bis Sechsfache des Kohlenstoffgehalts betragen. Enthält der Stahl dagegen nur Titan, dann sollte zur Vermeidung von Titanzeilen infolge Bildung von Titannitrid, -oxyd und -karbid die Anwesenheit des Titans auf den Kern des Blechs beschränkt und die Oberflächenzone titanfrei gehalten werden oder der Stahl nur sehr wenig Titan enthalten,

Enthält der Stahl freies Titan innerhalb der oben angegebenen Gehaltsgrenzen, dann ergibt sich ein hervorragender r-Wert bzw, eine ausgezeichnete Tiefziehbarkeit, Obgleich es hierfür noch keine theoretische Erklärung gibt, ist anzunehmen, daß sich aufgrund des Titans eine £"111 ^-Textur ergibt, Ein weiterer Vorteil des in der obenerwähnten Weise zusammengesetzten rostfreien Stahls besteht darin, daß er in Zugrichtung keine Streifen bildet.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und der in der Zeichnung dargestellten Diagramme

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des näheren erläutert«, In der Zeichnung zeigen

Fig;» 1 eine grafische Darstellung der Abhängigkeit der Übergangstemperatur von den Gehalten an Titan und Mangan, '

Fig. 2 eine grafische Darstellung der Änderung der Kerbschlagzähigkeit der Schweißzone in Abhängigkeit von den Gehalten an Titan und Kohlenstoff.

Im Diagramm der Fig. 1 ist auf der Abszisse der wirksame Titangehalt und auf der Ordinate die Temperatur aufgetragen, bei der sich in der Schweißzone eine Kerbschlagzähigkeit von 50 J/cm ergibte Die Versuche wurden unter Verwendung eines Stahls mit 0,04% Kohlenstoff, 0,2% Silizium, 18% Chrom, 0,1% Aluminium und 0,01% Stickstoff sowie unterschiedlichen Mangangehalten von 0,5%, 1,0%, 1,5% und 2,0% durchgeführt. Probebleche (t = 3,8 mm) würden dabei nach dem WIG-Verfahren mit einer Stromstärke von 220 A, einer Spannung von 14 V und einer Vorschubgeschwindigkeit von 20 cm/min geschweißt. Die Kerbschlagversuche wurden an 2 m/m-Spitzkerbproben (t = 2 mm) durchgeführt. Die Kurven der Fig. 1-zeigen, daß sich bei einem wirksamen Titangehalt von 0,05 bis 0,2% und einem Mangangehalt von 0,5% eine Mindesttemperatur von -15⁰C und bei einem Mangangehalt von 1,0% bei demselben Titangehalt eine Mindesttemperatur von -25⁰C ergibt.

Bei einem Mangangehalt von 1,5% ergibt sich dagegen eine Mindesttemperatur von -50⁰C und bei einem Mangangehalt von 2,0% eine Mindesttemperatur von -60°C. Mithin besitzt der in der obenerwähnten Weise zusammengesetzte Stahl eine-Kerbschlagzähigkeit, die zwei- oder dreimal so groß ist wie die herkömmlicher Stähle«,

Herkömmliche ferritische rostfreie Stähle dürfen höchstens

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1,096 Mangan enthalten, während der erfindungsgemäße Stahl unter Berücksichtigung seines Gehaltes an wirksamem Titan ohne Beeinträchtigung der Verformbarkeit mehr Mangan enthalten darf und in der Schweißzone eine ausgezeichnete Zähigkeit besitzt.

Pig„ 2 zeigt die Abhängigkeit der Kerbschlagzahigkeit der Schweißzone von den Gehalten an wirksamem Titan und Kohlenstoffe Dabei sind auf der Abszisse der wirksame Titangehalt und auf der Ordinate die Kerbschlagzahigkeit bei -20⁰C aufgetragen. Die Kurven gehen auf Versuche an einem im Vakuum erschmolzenen Stahl mit 0,2% Silizium, 1,4% Mangan, 18,5% Chrom, 0,015% Aluminium, 0,01% Stickstoff mit unterschiedlichen Kohlenstoffgehalten von 0,02%, 0,03% und 0,04% zurück. Die Stähle wurden in der im Zusammenhang mit dem Diagramm der Fige 1 erwähnten Weise geschweißt und untersucht. Der Kurvenverlauf im Diagramm der Fig„ 2 zeigt, daß bei einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0,05%* insbesondere höchstens 0,03%, und einem Gehalt an wirksamem Titen von 0,05 bis 0,2% die Kerbschlagzahigkeit bei -20⁰C etwa 80 bis 170 J/cm beträgt. Der bekannte AlSI-Stahl 430 mit hohen Gehalten an Kohlenstoff und Silizium sowie andere herkömmliche ferritische rostfreie Stähle mit derselben Grundzusammensetzung, jedoch geringeren Gehalten an Kohlenstoff und Silizium besitzen dagegen lediglich eine der gestrichelten Linie im Diagramm der Fig. 2 entsprechende Kerbschlag-Zähigkeit von 4 bis 8 J/cm « Die Diagramme der Fig. 1 und 2 zeigen, daß bei einem wirksamen Titangehalt von 0,05 bis 0,2%, einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0,05% und einem Mangangehalt zwischen 1,0 und 2,5% die Temperatur einer

Kerbschlagzähigkeit von 50 J/cm sowie die Kerbschlagzahigkeit überraschend hohe Werte annehmen_β

Beispiel 1
In einem 50 kg-Vakuum-Induktionsofen wurden verschiedene

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Stähle mit etwa M% Chrom erschmolzen und nach dem Vergießen zu Brammen ausgeschmiedet sowie anschließend Ms auf eine Dicke von 6 mm warmgewalzt. Die Stahlbleche wurden 60 Minuten bei 860⁰C im Vakuum geglüht, langsam auf 600⁰C im Ofen und anschließend an Luft abgekühlt. Von den Blechen wurden 5 mm dicke Proben entnommen und dem Kerbschlagversuch unterworfen.

Um die Kerbschlagzähigkeit der Schweißzone zu ermitteln, wurden Blechproben nach dem WIG-Verfahren stumpfgeschweißt und in der Mitte der Schweißzone mit einer 2 mm-Spitzkerbe versehen. Die Zusammensetzung der Stähle und die ermittelten Kerbschlagzähigkeiten sind aus der nachfolgenden Tabelle II ersichtlich.

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Die Probe A entspricht einem üblichen AlSI-Stahl 430 und besaß eine Übergangstemperatur von 10 bis 2O⁰C sowie eine sehr geringe Kerbschlagzähigkeit bei 0⁰C und darunter und eine Kerbschlagzähigkeit von 72 J/cm bei 40⁰C₀ Die Kerb-Schlagzähigkeit der Schweißzone war mit 7 J/cm bei 40⁰C ebenfalls sehr gering«. Die Probe B aus einem AlSI-Stahl mit geringeren Gehalten an Kohlenstoff und Stickstoff besaß dagegen im allgemeinen eine höhere Kerbschlagzähigkeit, während die Übergangstemperatur im wesentlichen unverändert blieb. Die Probe C aus dem 0,3% Titan enthaltenden' AlSI-Stahl 430 besaß dagegen eine höhere Kerbschlagzähigkeit bei Raumtemperatur und höheren Temperaturen sowie eine höhere Kerbschlagzähigkeit in der .Schweißzone„ Ein Aluminiumgehalt von 0,02% führt wie im Falle der Probe B zu einer besseren Zähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als auch des Schweißguts bei unverändert niedriger Zähigkeit des Schweißguts bei -20⁰C₀ Die unter die Erfindung fallende Probe E aus einem Stahl mit zusätzlich 1,5% Mangan besaß dagegen eine bemerkenswert hohe Zähigkeit des Grundwerkstoffs und des Schweißguts. Die außerhalb der Erfindung liegende Probe F aus einem mit dem Stahl der Probe E im wesentlichen übereinstimmenden, jedoch nicht mit Aluminium desoxydierten Stahls besaß eine bemerkenswert niedrige Zähigkeit des Schweißguts bei niedriger Temperatur. Die unter die Erfindung fallende Probe G aus einem Stahl mit einem etwas höheren Kohlenstoffgehalt von 0,03% besaß im allgemeinen eine niedrigere Kerbschlagzähigkeit als die Probe E, jedoch eine höhere Zähigkeit sowohl im Grundwerkstoff als auch im Schweißgut„ Die unter die Erfindung fallenden Proben H aus einem jStahl mit 13% Chrom und I aus einem Stahl mit 8% Chrom besaßen eine bemerkenswert hohe Zähigkeit sowohl im Grundwerkstoff als auch im Schweißgut„ Darüber hinaus besitzen die ebenfalls unter die Erfindung fallenden Proben J und K eine etwas höhere Zähigkeit als die Proben D und G. Schließlich besitzen die unter die Erfindung fallenden Proben M und N aus Titan und Niob enthaltenden

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Stählen eine weitaus bessere Kerbschlagzähigkeit als die Proben A bis D und F aus den verschiedenen AlSI-Stählen

Die zuvor beschriebenen Versuche beweisen, daß sich eine ausgezeichnete Zähigkeit sowohl im Grundwerkstoff als auch im Schweißgut nur dann ergibt, wenn die Gehalte des Stahls an Kohlenstoff und Stickstoff in der erwähnten Weise begrenzt sind und der Stahl Mangan enthält, mit Aluminium desoxydiert worden ist sowie Titan und gegebenenfalls auch Niob enthält. Liegen die Gehalte des Stahls an Kohlenstoff, Stickstoff, Aluminium und Titan außerhalb der angegebenen Gehaltsgrenzen dann wird die Zähigkeit des Grundwerkstoffs und des Schweißguts erheblich beeinträchtigt, zumal die Wirkung dieser Elemente synergetisch ist. Ähnliche Ergebnisse lassen sich auch mit an Luft erschmolzenen Stählen erzielen, sofern deren Stickstoffgehalt nur hinreichend gering gehalten wird.

Beispiel 2

Einige der Bleche des Beispiels 1 wurden bis auf eine Dicke von 1,5 mm kaltgewalzt-, fünf Minuten bei 830⁰C geglüht und hinsichtlich ihrer mechanischen Eigenschaften untersucht. Proben dieser Stähle wurden ebenfalls nach dem WIG-Verfahren geschweißt und einem Tiefziehversuch unterworfen, um die Tiefziehbarkeit in der Mitte des Schweißguts zu ermitteln. Die Versuchsergebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle III zusammengestellt.

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Tabelle III

	Probe	Streck	Zugfestig	Grundwerkstoff	dehnung	r	η	Hv	IE	Schweißgut
		grenze	keit	Gleichmaß- Gesamt	W					IE
		(hb)	(hb)	dehnung	30.5				(mm)
		29.0	49.1	<#)	33.8	1.00	0.225	162	10.5	(mm)
	A	28,2	45.5	19.0		1.33	0.213	135	11.4	1.8
	E			21.3 ·	32.0					10.9
		31.1	48.0		33.5	1.18	0.209	154	10.9
ο	G	32.3	52.1	20.2	31.5	1.27	0.229	157	11.0	10.1
	J	32.8	53.7	21.8	33.7	1.20	0.231	165	10.8	10.5
""so	K	29.5	49.8	19.9		1.32	0.22	138	10.9	10.0
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Die unter die Erfindung fallenden Proben E, G, J und K " sowie die Probe M aus einem Titan und Niob enthaltenden Stahl weichen in ihren mechanischen Eigenschaften kaum von der Probe A aus dem AlSI-Stahl 430 ab. Außerdem besitzen die Stähle einen erheblich höheren r-Wert. Die Erichsen-Tiefung des Schweißguts der Probe A betrug jedoch nur 1,8 mm, während sie bei den unter die Erfindung fallenden Proben mindestens 10 mm betrug und etwa der des Grundwerkstoffs entsprach«, Daran zeigt sioh die ausgezeichnete Duktilität und Streckverformbarkeit der Schweißzone im Vergleich mit herkömmlichen ferritischen rostfreien Stählen.

Beispiel 3

Weitere Proben des Beispiels 1 wurden abbrennstumpfgeschweißt und anschließend hinsichtlich ihrer Kerbschlagzähigkeit und Zugfestigkeit der Schweißzone untersucht. Bei den Versuchen wurden warmgewalzte Bleche mit einer Dicke von 3,8 mm verwendet und auf einer Länge von 50 mm miteinander verschweißt. Die Proben des Zugversuchs besaßen eine Länge von 120 mm. Das Schweißen.erfolgte mit einer Stromstärke von 3 KA, einer Schweißdauer von dreißig Sekunden, einer Spannung von 4,3 V, einer Abbrennzugabe von 11 mm, einem Stauchdruck von 2,3 t, einer Stauchzugabe von 18 mm, einem Stauchstrom von 10 KVA und einer Stauchstromzeit von 0,1 Sekunden.

Nach dem Schweißen wurden die Proben bis auf eine Dicke von 2 mm abgeschliffen; danach wurden aus den Blechen Proben für den Kerbschlagversuch sowie Proben mit der Schweißzone in der Mitte für den Zugversuch herausgearbeitet.

Die Daten der Versuche sind in der nachfolgenden Tabelle IV zusammengestellt; sie stehen in guter Übereinstimmung mit den Daten der nach dem WIG-Verfahren geschweißten Proben. So besitzt die Probe A aus dem herkömmlichen AlSI-Stahl eine geringe Kerbschlagzähigkeit in der Schweißzone. Außer-

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dem zeigt die Zugfestigkeit, daß die Schweißzone spröde und schwach ist. Demgegenüber besaßen die unter die Erfindung fallenden Proben E bis J eine hohe Zähigkeit und Zugfestigkeit in der Schweißzone„.

Tabelle IV

Probe	Kerbschlagzähigkeit	O⁰C	20⁰C	(J/cm²)	Zugfe stig keit ( Hb)	Deh nung (*)	Bruchstelle
A	-20⁰C	11	18	40⁰C	32,1	15,4	Schweißgut
E	7	123	157	21	44,3	30,7	Grundwerk stoff
H	101	122	168	165	42,2	32,1	Il
I	112	102	137	189	49,6	28,7	Schweißzone
J	74	134	161	151	49,2	29,2	Grundwerk stoff
110	177

Beispiel 4

Mehrere Stähle der aus Tabelle V ersichtlichen Zusammensetzung wurden in einem 60 t-Konverter erschmolzen, entgast und kontinuierlich zu Brammen oder Blöcken sowie in Kokillen vergossen und sämtlich zu Band mit einer Dicke von 6 mm warmgewalzte Dabei fällt der Stahl 0 unter die Erfindung, während es sich bei dem Stahl P um einen üblichen AlSI-Stahl 430 handelt.

Ein Teil des Warmbandes wurde in einem einzigen Stich, ein anderer Teil in zwei Stichen kaltgewalzt, um die Oberflächenbeschaffenheit und die Verformbarkeit zu prüfen. Die Ergebnisse der Versuche sind in der nachfolgenden Tabelle VI zusammengestellt.

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Tabelle V

	O	C	(	Si JO	Mn 00	(	P JO	S 00	Ni 00	Cr (Ji)	Al .(Ji)	Ti (90	0	N
O	O	,008	ο,	18	1,4		029	0,005	-	16,5	0,013	0,22*	0	,0097
P	,07	ο,	53	0,47	ο,	032	0,007	0,6	16,3	-	-	,017

^Tieff ^:

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Tabelle VI

	⁰P	Streck	Zug	Gesamt	Gleich	η	r	_r	IE	Kerb	Ober	L-Richtung
	d.	grenze	festig	dehnung	maß					schi ag-	fläche	(LDR>2.09)
			keit		dehnung					zähig- keit		0,7mm dick
	Po	(hb)	(hb)	00	(Ji)				(mm)	(j/cm²)		L-Richtung
	2	26.4	43.7	35.6	20.0	0.270	1.64	0.95	9.8	273	A	(LDR 2.03)
												0,7mm dick

		35.0	48.6	31.4	18.7	0.253	1o39	1.44	9.4	285	B
	^po											L-Richtung
O	id											1,Omm dick
c£>
00
	0«	26.2	43.5	33.9	19.3	O„261	1.41	0.81	10.3	468	B	L-Richtung
	1
ca
φ
	34.3	49.1	31.5	18.8	0.244	1.14	1.11	10.2	480	B

cn CD CD (JD

Die Probe O₁ wurde aus 3,2 mm dickem Warmblech hergestellt, das 8 Stunden bei 800⁰C geglüht, bis auf eine Dicke von-1,0 mm kaltgewalzt und alsdann 10 Minuten bei 820°C geglüht wurde_β Danach wurde das Blech bis auf eine Dicke von 0,7 mm kaltgewalzt und abschließend 10 Minuten bei 820⁰C geglüht. Die Probe 0-, wurde ebenfalls aus 3,2 mm dickem Warmblech hergestellt, das 8 Stunden bei 800⁰C geglüht, anschließend bis auf eine Dicke von 1,0 mm kaltgewalzt wurde« Das kaltgewalzte Blech wurde alsdann 10 Minuten bei 820⁰C geglüht. Zum LDR betrug die Probengröße 61 bis 69 mm bei einem Stempeldurchmesser von 33 mm. Die Oberflächenrauhigkeit lag entweder unter 20 um (A) oder zwischen 20 und 30 um (B),

Die Daten der Tabellen V und VI lassen erkennen, daß die unter die Erfindung fallende Probe O^ im Vergleich zu der Probe Pp aus dem herkömmlichen AlSI-Stahl 430 einen sehr hohen r-Wert über 1,5 besitzt,' der zudem über dem r-Wert der Probe P« liegt. Daran zeigt sich, daß zweimal kaltgewalztes Blech eine optimale Verformbarkeit und Oberflächenbeschaffenheit bei ausgezeichneter Zähigkeit der Schweißzone besitzt.

Der Stahl oben erwähnter Zusammensetzung läßt sich auf herkömmliche Weise, beispielsweise im Konverter, Elektroofen oder Vakuum-Ofen erschmelzen und im Stand- oder Strangguß vergießen«, Dabei läßt sich der Stahl trotz seiner ausgezeichneten Verformbarkeit, Schweißbarkeit und Zähigkeit sowohl im Grundwerkstoff als auch in der Schweißzone ohne hohe Kosten herstellen. Der Stahl eignet sich daher überall dort, wo es auf eine gute Verformbarkeit ankommt, beispielsweise als Werkstoff für elektrische Hausgeräte, Küchengeräte, Kochtöpfe, Badewannen, Kraftfahrzeugteile einschließlich Auspuffrohre, Wellenbrecher, Fahrradteile einschließlich Felgen und Lenkergriffe. Darüber hinaus besitzen die Stähle außer einer guten Verformbarkeit

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und Schweißbarkeit eine hohe Oxydationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen, sie eignen sich daher besonders als Werkstoff für Vorrichtungen zur Abgasreinigung₀

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Claims

Patentansprüche:

1c Ferritischer rostfreier Stahl mit hoher Zähigkeit sowie ausgezeichneter Verformbarkeit und Schweißbarkeit, bestehend aus höchstens 0,05% Kohlenstoff, höchstens 0,7% Silizium, zwischen 1,0 und 2,5% Mangan, zwischen 10 und 19% Chrom, 5 (%C) bis 0,5% Titan, höchstens 0,03% Stickstoff und höchstens 0,5% Aluminium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen'Eisen.
2. Stahl nach Anspruch 1, dessen Titangehalt jedoch 0,05 bis 0,2% beträgt und der Bedingung

(%Ti)_eff = (%Ti)_ges - Z~M%C) + 24/7 (%N)_7 genügt«,
3. Ferritischer rostfreier Stahl mit hoher Zähigkeit, guter Schweißbarkeit und Verformbarkeit, bestehend aus höchstens 0,05% Kohlenstoff, höchstens 0,7% Silizium, zwischen 1,0 und 2,5% Mangan, zwischen 10 und 19% Chrom, höchstens 0,03% Stickstoff, höchstens 0,5% Aluminium sowie einem Gesamtgehalt an Niob und Titan von 5(%C) bis 0,6%, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreini-

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