DE2455099B2

DE2455099B2 - Verwendung eines schweißbaren ferritischen rostfreien Stahls

Info

Publication number: DE2455099B2
Application number: DE19742455099
Authority: DE
Inventors: Kanagawa Fujisawa; Satoshi Kado; Kanagawa Sagamihara; Katsuhiko Yabe; Mikio Machida Tokio 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: 1978-05-03
Also published as: JPS5432409B2; FR2257699B1; JPS5080912A; DE2455099C3; DE2455099A1; BE822439A; FR2257699A1

Description

(%Ti)efr==(%Ti)_geh-Stickstoff, höchstens 0,5% Aluminium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen, als Werkstoff für Gegenstände, die eine hohe Kaltzähigkeit besitzen.

2. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1, dessen Titangehalt 0,05 bis 0,2% beträgt und der Bedingung

genügt, für den Zweck nach Anspruch 1.

3. Verwendung eines schweißbaren ferritischen rostfreien Stahls mit hoher Zähigkeit bei Raumtemperatur und geringer Sprödbruchempfindlichkeit, sowie guter Verformbarkeit und Korrosionsbeständigkeit, bestehend aus höchstens 0,05% Kohlenstoff, höchstens 0,7% Silizium, 1,0 bis 2,5% Mangan, 10 bis 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 Verunreinigungen, für den Zweck nach Anspruch 1.

4. Verwendung eines Stahles nach einem der Ansprüche 1 bis 3, der zusätzlich bis 2,0% Nickel enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung eines schweißbaren ferritischen rostfreien Stahls mit hoher Zähigkeit bei Raumtemperatur und geringer Sprödbruchempfindlichkeit sowie guter Verformbarkeit und Korrosionsbeständigkeit, bestehend aus höchstens 0,05% Kohlenstoff, höchstens 0,7% Silizium, 1,0 bis 2,5% Mangan, 10 bis 19% Chrom, 5(%C) bis 0,5% Titan, höchstens 0,3% Stickstoff und höchstens 0,5% Aluminium, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen.

Ein Stahl der vorerwähnten Zusammensetzung mit maximal 1,0% Mangan und unbekannten Gehalten an Stickstoff und Aluminium ist aus der deutschen Offenlegungsschrift 22 58 989 bekannt; er enthält aufeinander abgestimmte Gehalte an Titan- und/oder Niob und Kohlenstoff, um der bei ferritischen rostfreien Stählen bekannten Sprödbruchempfindlichkeit bzw. einer Versprödung nach dem Schweißen entgegenzuwirken. Der bekannte Stahl soll bei Raumtemperatur und höheren Temperaturen eine hohe Zähigkeit besitzen, obgleich ferritische rostfreie Stähle bekanntlich eine geringere Dehnung und Kerbschlagzähigkeit als austenitische rostfreie Stähle besitzen und 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 —10° C und der bekannte ferritische rostfreie Stahl AISI 430 mit 17% Chrom eine Übergangstemperatur von etwa 2O⁰C 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% enthaltenden rostfreien Stahl AISI 446 immer mehr zu.

Die Hochtemperatur-Versprödung ist durch ein überaus starkes Kornwachstum infolge Auflösung von Chromkarbiden bei Temperaturen von 115O⁰C 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 1150⁰C oder mehr erreichen. Die Zähigkeit in der Schweißzone läßt sich jedoch zumeist durch ein Glühen bei 730 bis 790⁰C wieder einstellen, sofern es nicht zu einem allzu starken Kornwachstum gekommen ist. Um ein solches Kornwachstum zu verhindern, wird üblicherweise mit möglichst geringen Wärmeeinbringen geschweißt.

Um eine ausreichende Zähigkeit der Schweißzone ferritischer rostfreier Stähle zu gewährleisten, und eine Hochtemperaturversprödung zu vermeiden, müssen das Wachstum des Ferritkorns unterdrückt und gleichzeitig der Chromgehalt möglichst niedrig eingestellt werden. Niedrige Chromgehalte bringen jedoch als Folge einer Austenitb'ldung 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 60J/cm², während sie in der Schweißzone bei nur 6 J/cm² liegt. Enthält dieser Stahl Titan, ergibt sich eine Kerbschlagzähigkeit bei Raumtemperatur von 160 J/cm² und in der Schweißzone von 178 J/cm². Der Titanzusatz 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 bleibt. Hinzu kommt, daß die Kaltzähigkeit unzureichend ist; denn die Kerbschlagzähigkeit beträgt bei -20⁰C nur 10 J/cm² im Grundwerkstoff und 5 J/cm² in der Schweißzone.

	Grundwerkstoff	0	3	50	24	75	55	099	0	25	4	50	75	AISI
	Temperatur, ⁰C	6,3		11,2		11,9			1,6	2,9		7,2	6,8
Tabelle I	-25	2,0		9,0		10,0	Schweißzone	0,5	0,6		0,7	0,9
	2,8	2,3	25	17,5		17,5		0,4	17,8	18,5	18,7	405
	1,0		8,8	-25					430
	0,9	6,0	2,0				430+Ti
1	16,0	0,5
2		0,5
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 vorzuschlagen, der neben einer im Salzsprüh- und Huey-Versuch ermittelten hohen Korrosionsbeständigkeil der Schweißzone, die mindestens der des Grundwerkstoffs entspricht, eine hohe Kützähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als auch der Schweißzone besitzt. Zur Lösung dieser Aufgabe wird die Verwendung eines Stahls der eingangs erwähnten Zusammensetzung vorgeschlagen.

Die spezielle Zusammensetzung der vorgeschlagenen Legierung 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, 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)_efr=(%Ti)_ges - [4(%C) + 24/7(o/o N)]

erfüllt ist. 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. 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 der Verwendung eines schweißbaren ferritischen rostfreien Stahls mit hoher Zähigkeit sowohl des Grundwerkstoffs als auch der Schweißzone, der höchstens 0,05% Kohlenstoff, höchstens 0,7% Silizium, 1,0 bis 2,5% Mangan, 10 bis 19% Chrom, 5 (%C)-0,5% Titan, höchstem 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)cff = (%Ti)_ges-[4(%C) + 24/7(%N)].

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

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

genügt.

Der Kohlenstoff weitet das y-Gebiet des Phasendiagramms von Chromstählen auf und trägt zur Austenit- bzw. je nach Abkühlungsgeschwindigkeit zur Martensilbildung bei. Aus diesem Grunde muß der Kohlenstoffge

halt möglichst gering sein, da höhere Kohlenstoffgehalte die Zähigkeit und Verformbarkeit der wärmebeeinflußten Zone beeinträchtigen. Der Kohlenstoffgehalt 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% beträgt.

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 Duktilität der Schweißzone verbunden ist. Da jedoch Titankarbid und Titannitrid an den Korngrenzen ausscheiden, reicht ein Titanzusatz allein nicht zur Verbesserung der Zähigkeit der Schweißzone aus; vielmehr muß die Ausscheidung von Titankarbid und -nitrid an den Korngrenzen begrenzt werden. Aus diesem Grunde darf der Stahl höchstens 5(%C)—0,5% Titan enthalten. Da zudem nur das freie bzw. in fester Lösung befindliche Titan wirksam ist, muß der Gehalt an freiem bzw. wirksamem 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 Korngrenzen sowie auf die Kerbschlagzähigkeit aus. So unterdrückt das Mangan teilweise das Ausscheiden des Titankarbids 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 Vergröberung 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)_ge„ -[4(%C) + 24/7(%N)] = 0,2%

enthält.

Das Chrom dient vor allem einer hohen Korrosionsund Oxydationsbeständigkeit. Chromgehalte unter 10% ergeben eine schlechte Korrosions- und Oxydationsbeständigkeit, während Chromgehalte über 19% zu einer Verringerung der Duktilität und Zähigkeit führen. Der Chromgehalt liegt daher zwischen 10 und 19%.

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. Der Stickstoff gehört zu den Austenitbildnern und wirkt im übrigen wie der Kohlenstoff. 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 den Schweißzonen 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 Schweißrisse erst bei Nichtgehalten 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 Titanzellen. Diese lassen sich jedoch vermeiden, wenn ein Teil des Titans durch Niob ersetzt wird.

Stahlbleche mit derartigen Oberflächcnfehlern 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 Titangchalt 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 ι 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,

κι 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

π des Titans eine[lll]-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 des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigt

F i g. 1 eine grafische Darstellung der Abhängigkeit der Übergangstemperatur von den Gehalten an Titan

2~> und Mangan,

F i g. 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

in wirksame Titangehalt und auf der Ordinate die Temperatur aufgetragen, bei der sich in der Schweißzone eine Kerbschlagzähigkeit von 50 J/cm² ergibt. Die Versuche wurden unter Verwendung eines Stahls mil 0,04% Kohlenstoff, 0,2% Silizium, 18% Chrom, 0,1%

jj Aluminium und 0,01% Stickstoff sowie unterschiedlichen Mangangehalten von 0,5%, 1,0%, 1,5% und 2,0% durchgeführt. Probebleche (r=3,8mm) wurden 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-mm-Spitzkerbprober \'t—2 mm) durchgeführt. Die Kurven der Fig. 1 zeigen daß sich bei einem wirksamen Titangehalt von 0,05 bii 0,2% und einem Mangangehalt von 0,5% eine j Mindesttemperatur von -15°C und bei einem Mangan gehalt von 1,0% bei demselben Titangehalt eine Mindesttemperatur von -25⁰C ergibt.

Bei einem Mangangehalt von 1,5% ergibt sich dagegen eine Mindesttemperatur von —50°C und be

j<> einem Mangangehalt von 2,0% eine Mindesttemperatui von -60°C. Mithin besitzt der in der obenerwähnter Weise zusammengesetzte Stahl eine Kerbschlagzähig lceit, die zwei- oder dreimal so groß ist wie die herkömmlicher Stähle.

-,-) Herkömmliche ferritische rostfreie Stähle dürfer höchstens 1,0% Mangan enthalten, während dei erfindungsgemäß zu verwendende Stahl unter Berück sichtigung seines Gehaltes an wirksamem Titan ohne Beeinträchtigung der Verformbarkeit mehr Mangar

Wi enthalten darf und in der Schweißzone eine ausgezeich nete Zähigkeit besitzt.

Fig.2 zeigt die Abhängigkeit der Kerbschlagzähig keil der Schweißzone von den Gehallen an wirksamer Titan und Kohlenstoff. Dabei sind auf der Abszisse dei

h-i wirksame Titangehalt und auf der Ordinate die Kerbschlagzähigkeit bei -20°C aufgetragen. Dk Kurven gehen auf Versuche an einem im Vakuun 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 F i g. 1 erwähnten Weise geschweißt und untersucht. Der Kurvenvc-r- ■-, lauf im Diagramm der F i g. 2 zeigt, daß bei einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0,05%, insbesondere höchstens 0,03%, und einem Gehalt an wirksamen Titan von 0,05 bis 0,2% die Kerbschlagzähigkeit bei -20⁰C etwa 80 bis 170]/cm² beträgt. Der bekannte AISI- κι 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 gestrichel- r, ten Linie im Diagramm der F i g. 2 entsprechende Kerbschlagzähigkeit von 4 bis 8 J/cm². Die Diagramme der F i g. 1 und 2 zeigen, daß bei einem wirksamen Titangehalt von 0,05 bis 0,2%, einem Kohlenstoffgehalt von höchstens 0,05% und einem Mangangehalt 2» zwischen 1,0 und 2,5% die Temperatur einer Kerbschlagzähigkeit von 50 J/cm² sowie Kerbschlagzähigkeit überraschend hohe Werte annehmen.

Beispiel 1

In einem 50-kg-Vakuum-Induktionsofen wurden verschiedene Stähle mit etwa 17% Chrom erschmolzen und nach dem Vergießen zu Brammen ausgeschmiedet sowie anschließend bis auf eine Dicke von 6 mm warmgewalzt. Die Stahlbleche wurden 60 Minuten bei 86O⁰C 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 Biechproben 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.

Tabelle	II	(Ti)	O⁰C	C	20° C	Si	Mn	Ni	Cr	C	A!	Ti	N	Nb
Probe		(Al, Ti)	20	(%)	65	(%)	(%)	(»/ο)	(%)		(%)	(%)	(%)	(ο/ο)
			21	0,07	65	0,52	0,54		16,9				0,025
A	AISI 430		23	0,01	160	0,40	0,54		16,8		—	—	0,013
B	AISI 430		65	0,01	165	0,50	0,57		16,5		—	0,31	0,015
C	AISI 430		121	0,01	160	0,09	0,15		16,7		0,02	0,33	0,011
D	AISI 430		72	0,01	168	0,15	1,48		16,8		0,02	0,30	0,009
E			101	0,01	153	0,16	1,52		16,6		—	0,32	0,010
F	Al-frei		151	0,03	172	0,18	1,02		16,5		0,03	0,33	0,014
G			117	0,01	145	0,14	1,12		13,2		0,01	0,31	0,011
H			124	0,01	164	0,16	1,53		18,5		0,02	0,30	0,012
I			112	0,01	158	0,14	1,40		16,8		0,02	0,32	0,013
J		Kerbschlagzähigkeit	163	0,03	180	0,15	1,80		16,5		0,03	0,34	0,011
K		Grundwerkstoff	165	0,036	180	0,24	1,00	0,02	17,8		—	0,19	0,026	0,10
L		-20⁰C	163	0,044	180	0,51	0,91	0,02	17,6		—	0,33	0,024	0,12
M		10		0,036		0,18	1,00	0,02	17,8		0,12	0,19	0,026	0,10
N		13	(J/cm²)
Probe		9					Schweißzone
		41		40° C	-20°	0°C	20° C		40° C
		108		72	6	5	6		7
A		50		80	6	5	25		40
B		83		172	5	4	178		181
C	142		185	8	32	152		160
D	92		173	87	112	145		172
E	112		182	9	18	152		164
F	95		165	62	98	152		181
G	101		168	126	143	163		185
H	90		160	60	105	143		147
I	115		175	91	119	163		179
J		172	73	108	158		179
K		186	61	118	144		154
L		188	45	108	144		155
M		184	61	118	144		142
N

Die Probe A entspricht einem üblichen AISI-Stahl 430 und besaß eine Übergangstemperalur von 10 bis 2O⁰C sowie eine sehr geringe Kcrbschlagzühigkcit bei 0°C und darunter und eine Kcrbschlagzühigkcit von 72 J/cm² bei 4O⁰C. Die Kcrbschlagziihigkcil der Schweißzone war mit 7 )/cm² bei 40"C ebenfalls sehr

10

gering. Die Probe B aus einem AlSI-Stahl 430 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 -20°C. 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 Stahl 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 L, M und N aus Titan und Niob enthaltenden Stählen eine weitaus bessere Kerbschlagzähigkeit als die Proben A

-, bis D und F aus den verschiedenen AlSI-Stählen 430.

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

ίο 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 Gehaltsgren-

i-, zen 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

2i) 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 830°C j 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 Vers'uchser-

jo gebnisse sind in der nachfolgenden Tabelle III zusammengestellt.

I I Tabelle	III	Zugfestigkeit	Gleichmaß	Gesamt	r	η	Hv	IE	Schweißgut
■i Probe			dehnung	dehnung					IE
	Grundwerkstoff	(hb)	C/o)	(%)				(mm)
	Streckgrenze	49,1	19,0	30,5	1,00	0,225	162	10,5	(mm)
		45,5	21,3	33,8	1,33	0,213	135	11,4	1,8
	(hb)	48,0	20,2	32,0	1,18	0,209	154	10,9	10,9
', E	29,0	52,1	21,8	33,5	1,27	0,229	157	11,0	10,1
•^:i G	28,2	53,7	19,9	31,5	1,20	0,231	165	10,8	10,5
i j	31,1	49,8	20,6	33,7	1,32	0,22	138	10,9	10,0
	32,3								10,4
I M	32,8
29,5

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 FWert. 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 sich die ausgezeichnete Duktilität und Streckverformbarkeit der Schweißzone im Vergleich mit herkömmlichen ferriti schen rostfreien Stählen.

Beispiel 3

Weitere Proben des Beispiels 1 wurden abbrennstumpfgcschweiOt 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 2,31, einer Stauchzugabe von 18 mm, einem Stauchstrom von lOkVA 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-Stahl430 eine geringe Kerbschlagzähigkeit in der Schweißzone.

Außerdem 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	Kerbschlagzähigkeit (J/cm²) -20⁰C O⁰C	11 123 122 102 134	2O⁰C	4O⁰C	Zugfestigkeit (hb)	Dehnung (%)	Bruchstelle
Probe	7 101 112 74 110		18 157 168 137 161	21 165 189 151 177	32,1 44,3 42,2 49,6 49,2	15,4 30,7 32,1 28,7 29,2	Schweißgut Grundwerkstoff Grundwerkstoff Schweißzone Grundwerkstoff
A E H I ]

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 warmgewalzt. Dabei fällt der Stahl O 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.

Tabelle V	C	Streck	Si	Zug	Mn	P	S	Ni	Ar	Cr	Al	Ti	N	L-Richtung
	(0/0)	grenze	(0/0)	festigkeit	(0/0)	(0/0)	(0/0)	(0/0)		(0/0)	(O/O)	(ο/ο)	(0/0)	(m>2,09)
	0,008		0,18		1,4	0,029	0,005	—		16,5	0,013	0,22*	^f) 0,0097	0,7 mm dick
O	0,07	(hb)	0,53	(hb)	0,47	0,032	0,007	0,6		16,3	—	—	0,017	L-Richtung
P	·) Ti,*: O,15O/o.	26,4		43,7					0,95					(m>2,03)
Tabelle VI													0,7 mm dick
			Gesamt	Gleich-	η F		IE	Kerb		Oberfläche	L-Richtung
	35,0	48,6	dehnung	maß-		1,44		schlag		1,0 mm dick
								zähigkeit		L-Richtung
			(o/o)	(⁰M			(mm)	(J/cm*)
O₂	26,2	43,5	35,6	20,0	0,270 1,64	0,81	9,8	273	A

	34,3	49,1				1,11
P₂			31,4	18,7	0,253 1,39		9,4	285	B


P2	33,9	19.3	0,261 1,41	10,3	468	B

Oi	31,5	18,8	0,244 1,14	10,2	480	B

m — Ziehverhültnis (Zuschnittdurchmesser/Ziehdurchmesser). η = Kennziffer für die Streckbarkeit.
r = Lankford-Wert.

Die Probe Oi 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 82O⁰C geglüht wurde. Danach wurde das Blech bis auf eine Dicke von 0,7 mm kaltgewalzt und abschließend 10 Minuten bei 82O⁰C geglüht. Die Probe O₂ 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 820°C geglüht. Zu m betrug die Probengröße 61 bis 69 mm bei einem Stempeldurchmesscr von 33 mm. Die Oberflächenrauhigkeit lag entweder unter 20 μιη (A) oder zwischen 20 und 30 μηι (B).

Die Daten der Tabellen V und VI lassen erkennen, daß die unter die Erfindung fallende Probe O2 im Vergleich zu der Probe P₂ aus dem herkömmlichen AlSI-Stahl 430 einen sehr hohen r-Wert über 1,5 besitzt,

der zudem über dem r-Wert der Probe P2 liegt. Daran zeigt sich, daß zweimal kaltgewalztes Blech eine optimale Verformbarkeit und Oberflächenbeschaffenheit bei ausgezeichneter Zähigkeit der Schweißzone besitzt.

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 und Schweißbarkeit eine hohe Oxydationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen. Sie eignen sich daher besonders als Werkstoff für Vorrichtungen zur Abgasreinigung.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verwendung eines schweißbaren ferritischen rostfreien Stahls mit hoher Zähigkeit bei Raumtemperatur und geringer Sprödbruchempfindlichkeit sowie guter Verformbarkeit und Korrosionsbeständigkeit, bestehend aus höchstens 0,05% Kohlenstoff, höchstens 0,7% Silizium, 1,0 bis 2,5% Mangan, 10 bis 19% Chrom, 5(%C) bis 0,5% Titan, höchstens 0,03%