DE2544858A1 - Beim schweissen unter grosser waermezufuhr gut verschweissbarer formstahl und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Description

München, 7. Oktober 1975

Kobe Steel, Ltd. Kobe, Japan

Beim Schweißen unter großer Wärmezufuhr

gut verschweißbarer Formstahl und Verfahren zu seiner Herstellung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen beim
Schweißen unter großer Wärmezufuhr gut verschweißbaren Formstahl, welcher eine geringe Versprödung in der Wärmeeinwirkungszone aufweist, auch wenn er einem Schweißen unter großer Wärmezufuhr unterworfen worden ist, und insbesondere einen Formstahl, welcher für ein Verschweißen unter großer Wärmezufuhr gut geeignet ist und dabei mit den üblichen Verfahrensschritten des Rohblockbildens, Vorwalzens und Auswalzens hergestellt werden kann.

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Die Erfindung bezieht sich auch auf ein Verfahren zu seiner Herstellung.

In jüngster Zeit wurde das Schweißen unter großer Wärmezufuhr zum Verschweißen verschiedener Arten von Formstählen im Bereich des Schiffbaus und dgl. angewandt, in dem Bestreben, den Arbeitszeitaufwand beim Schweißen zu verringern und den Wirkungsgrad des Schweißverfahrens zu verbessern. Wenn jedoch das Schweißen unter großer Wärmezufuhr bei den konventionellen Formstählen angewandt wird, zeigen sich in den Wärmeeinwirkungszonen Versprödungen. Dabei steigt die Versprödungsneigung in dem Maße an, wie der Grad der Festigkeit des Formstahls ansteigt.

Verantwortlich für eine solche Versprödung der Wärmeeinwirkungszone, insbesondere in der Nähe der Schmelzlinie, die beim Schweißvorgang mit einer großen Wärmezufuhr beaufschlagt worden ist, ist die Tatsache, daß diese Schmelzlinie durch Einwirkung der Schmelzwärme auf über 1100⁰C erwärmt worden und dann langsam abgekühlt worden ist, so daß sich dadurch die obere Bainitstruktur mit großem Korn und dementsprechend erniedrigter Zähigkeit in der Umgebung der Schmelzone ergibt.

In jüngster Zeit wurden zahlreiche Versuche unternommen, wie sich z.B. aus der Japanischen Patentschrift No. S48-6oo8, aus der Japanischen Offenlegungsschrift No. S-49-91o12 und der USA-Patentschrift 3 773 5oo ergibt, um das Problem der Versprödung in den Wärmeeinwirkungszonen von mit großer Wärmezufuhr verschweißten Formstählen zu lösen. Nach diesen Anstrengungen

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und Versuchen werden TiN- und ZrN-Teilchen, die bei erhöhter Temperatur stabil sind, in den Stählen fein verteilt und auskristallisiert, indem diese feinen Teilchen dazu benutzt werden, die Grobkornbildung von Austenitkörnern in den Wärmeeinwirkungsbereichen beim Schweißen mit großer Wärmezufuhr zu unterdrücken. Außerdem dienen diese Nitride bei der Umwandlung in die Ferrit-Perlit-Struktur in der nachfolgenden Abkühlungsstufe als Keime und ergeben eine feine Ferrit-Perlit-Struktur mit guter Zähigkeit in der Wärmeeinwirkungszone.

Die Charpy-Werte der Schmelzlinien von unter großer Wärmezufuhr verschweißten Stählen liegen bei vEo = 6 kg-m, wenn sie dem Schweißen mit großer Wärmezufuhr von nicht wenigex als 5o.ooo Joule/cm unterworfen worden sind, was eine gute Qualität darstellt. Jedoch weisen diese Anstrengungen eine Reihe von Nachteilen bei der Herstellung von Stahl auf, welche davon herrühren, daß diese Verfahren TiN und ZrN benutzen, welches in fein verteiltem oder ausgeschiedenem Zustand bei hohen Temperaturen stabil ist.

Die Verteilung und Ausscheidung von feinem TiN und ZrN,welche beide bei erhöhten Temperaturen beständig sind, erfordern die Anwendung einer schnellen Abkühlrate, eines Stahlrohblocks oder Gußblocks während des Erstarrungs- und Abkühlvorgangs im Stahlherstellungsverfahren, um dadurch eine Zusammenlagerung und Vergröberung bezüglich der Teilchengröße der Nitride zu verhindern, sowie das Erhitzen eines Stahl-Rohblocks oder Gußblocks, in welchem die Nitride in einer größeren

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Teilchengröße auskristallisiert worden sind, auf erhöhte Temperatur (z.B. über 13oo°C), um feste Lösungen davon zu erzeugen, worauf dann ein Abkühlen mit einer großen Abkühlrate folgt, um dadurch die Vergröberung der rekristallisierenden Nitrid-Teilchen zu verhindern, oder sonst eine Begrenzung der Ausgleichs- und Erhitzungsbedxngungen von Stählen jeweils vor dem Vorwalz- und Auswalzstufen, um dadurch die Anhäufung und Vergröberung der auskristallisierenden Nitrid-Teilchen zu unterbinden.

Auf der Suche nach einem Weg für eine schnellere Abkühlrate bei einem Stahl-Rohblock bzw. Gußblock beim Erstarrungsund Abkühlvorgang im üblichen industriellen Maßstab ist jedoch nur ein Stranggießverfahren benutzt worden. Dieses genannte Verfahren erlaubt jedoch nicht die Herstellung von großflächigen Stahlplatten über 15 t, wie sie im Schiffsbau verwendet werden, wenn die vorhandenen Stranggußeinrichtungen benutzt werden. Das bedeutet eine Beschränkung in der Anwendung von Stahlplatten als Formstähle, die unter großer Wärmezufuhr verschweißt werden können. Wenn andererseits ein Hochtemperatur-Erhitzungsverfahren angewandt wird, muß ein Wärmebehandlungsofen in Spezialausführung verwendet werden, welcher der Wärmebehandlung bei diesen hohen Temperaturen standhält. Wenn außerden ein eingeschränktes Ausglüh- und Erhitzungsverfahren angewandt wird, treten während des Walzens Schwierigkeiten beim Ausbildender Stahlplatten auf. Daraus ergibt sich, daß diese Verfahren für die Herstellung von Stählen im Industriemaßstab nicht geeignet sind.

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Es ist deshalb Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Formstahl zu finden, der für ein Schweißverfahren mit großer Wärmezufuhr geeignet ist, wobei die bei der Herstellung von bereits bekannten Stählen, wie vorstehend beschrieben, auftretenden Schwierigkeiten vermieden werden, und wobei der Stahl über die üblichen Verfahrensstufen des Erzeugens eines Rohblocks, in der die Abkühlrate des Stahlrohblocks bzw. Gußblocks gering ist, sowie des Vorwalzens und des Auswalzens hergestellt werden kann. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, einen Schweißstahl der vorstehend erwähnten Art zu finden, welcher bei Anwendung eines Schweißverfahrens mit großer Wärmeentwicklung eine Schweißwärmeeinwirkungszone (Schmelzzone, Schmelzzone + 2 mm, und Schmelzzone + 4 mm) aufweist, welche die Zähigkeit gleich der oder höher als die eines nach dem bekannten Verfahren hergestellten Formstahls für das Verschweißen mit großer Wärmezufuhr besitzt.

Nach der vorliegenden Erfindung wird ein beim Schweißen mit großer Wärmezufuhr einsetzbarer Formstahl nach einem Verfahren hergestellt, bei welchem der geschmolzene Stahl einer Calcium- und/oder Magnesium-Behandlungstufe unterworfen wird, wobei in dem Calcium und/oder Magnesium auch gleichzeitig Titan und/oder Zirkonium enthalten ist, um die Struktur der Wärmeeinwirkungszone, insbesondere in der Nähe der Schmelzzone der Schweißnaht, welche unter großer Wärmezufuhr hergestellt worden ist, in eine Ferrit-Perlife-Struktur oder in eine feine Bainit-Struktur umzuwandeln, in dem Bestreben, die Zähigkeit der Schmelzzone zu verbessern, und wobei zusätzlich noch

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• *

Cer und/oder Lanthan zu dem geschmolzenen Stahl zugegeben wird, um die Zähigkeit der Schmelzzone im Bereich "Schmelzzone + 2 mm" und "Schmelzzone + 4 mm" zu verbessern.

Die vorstehend genannten Aufgaben werden mit dem genannten erfindungsgemäßen Verfahren zufriedenstellend und vollständig gelöst. Insbesondere wird im Rahmen der Erfindung ein Formstahl, welcher für die Anwendung beim Schweißen mit großer Wärmezufuhr gut geeignet ist, vorgesehen, der in Gewichtsprozent folgende Zusammensetzung enthält: von o,o3 bis o,23 % Kohlenstoff, von o,o2 bis o,8 % Silicium, von o,5 bis 2,5 % Mangan, von o,oo5 bis o,o5% Titan und/oder Zirkonium, nicht mehr als o,oo4 % Calcium und/oder Magnesium, von o,oo5 bis o,1 % Aluminium, und von o,oo2 bis 0,008 % Stickstoff, und ggfs. von o,oo5 bis o,o5 % Cer und/oder Lanthan, wobei der Rest im wesentlichen aus Eisen und Verunreinigungen besteht und das Kohlenstoffäquivalent zwischen o,25 und o,55 % liegt.

Nach einem anderen Gesichtspunkt der vorliegenden Erfindung enthält der vorgenannte Formstahl außerdem jeweils in Gewichtsprozent mindestens ein Metall aus der Gruppe, welche besteht aus: nicht mehr als 2 % Nickel, nicht mehr als 1 % Chrom, nicht mehr als o,6 % Molybdän und nicht mehr als o,5 % Kupfer und/oder nicht mehr als o,1 % Niobium, nicht mehr als o,1 % Vanadium, und nicht mehr als o,oo5 % Bor. Dieser zuletzt genannte erfindungsgemäße Formstahl zeigt eine überragende Zähigkeit in der Wärmeinwirkungszone der Schweißnaht, insbesondere in einer solchen, die unter großer Wärmezufuhr geschweißt worden ist,

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Zunächst sollen die Vorteile der Zugabe von Ti und/oder Zr, und von Ca und/oder Mg plus Ce und/oder La, in Kombination, beschrieben werden, welche bei der Verbesserung der Zähigkeit der beim Schweißen unter großer Wärmezufuhr entstehenden Wärmeeinwirkungszone eines Formstahls nach der vorliegenden Erfindung eine bedeutende Rolle spielen.

Für die Verbesserung der Zähigkeit der Wärmeeinwirkungszone, insbesondere nahe der Schmelzzone, in welcher eine Schweißverbindung unter großer Wärmezufuhr hergestellt worden ist, ist es erforderlich, ein Ansteigen der austenitischen Korngröße zu unterdrücken und eine feine Ferrit-Perlit-Struktur oder eine feine Bainit-Struktur zu bilden. Deshalb ist es notwendig, eine bestimmte Menge von feinem TiN zu verwenden, welches als Hindernis für die Korngrenzenverschiebung oder als Keim für die Ferrit-Perlit-Umwandlung oder Bainit-ümwandlung dient. Wenn bisher ein Ti und Zr enthaltender Stahl nach dem bekannten Rohblock-Herstellungsverfahren erzeugt worden ist, haben sich grobe TiN-und/oder ZrN-Teilchen gebildet, mit denen eine nur geringe Verbesserung in der Zähigkeit des Stahls erreicht werden konnte. Wenn andererseits die Mengen an Ti und Zr reduziert werden, werden die Strukturen an aiBkristallisierten TiN und ZrN feiner erhalten. Wegen der geringen Menge an auskristallisiertem TiN und ZrN bilden TiN und ZrN feste Lösungen in dem Stahl, welche von der Einwirkung der Wärmezyklen beim Schweißen herrühren, und können deshalb keine einheitliche Zähigkeit in der Wärmeeinwirkungsszone herstellen.

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Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wurden Untersuchungen für das Erhalten eines feinen TiN und ZrN genauso wie von Niederschlägen angestellt, welche ähnlich wirken wie die von ^TiN und ZrN. Als Ergebnis wurde gefunden, daß ein Stahl, dem Ti und Zr beigegeben worden ist, und der in seiner letzten Verfahrensstufe des Ofenblasens,oder in einer Pfanne nach dem Blasen, oder in einem Schmelztiegel einer Calcium- oder Magnesium-Behandlung unterworfen worden ist, feine Teilchen der Größe zwischen 2oo bis 800 A enthält, von denen angenommen wird, daß sie nichtmetallische Einschlüsse von Calcium oder Magnesium sind. So bilden Calcium- und Magnesium-behandelte Stähle, welche Ti und/oder Zr enthalten, sehr feine Strukturen in der Wärmeeinwirkungszone, insbesondere in der Nähe der Schmelzzone, wenn beim Schweißen eine große Wärmezufuhr eingebracht worden ist und verbessern die Zähigkeit der Wärmeeinwirkungszone, insbesondere der Schmelzzone. Diese feinen Teilchen sind einzeln verteilt oder in Kontakt mit TiN oder ZrN, wie in Fig. 1 und 2 dargestellt, und sind bei erhöhten Temperaturen sehr stabil. Diese feinen Teilchen spielen auch eine Rolle als Keime für das sich niederschlagende TiN oder ZrN, ebenso wie sie das TiN oder ZrN feiner machen. Außerdem erfüllen diese Teilchen die Aufgabe von bzw. verhalten sie sich wie TiN oder ZrN, d.h., daß sie als Hindernis für eine Korngrenzenverschiebung und als Keim für eine Umwandlung wirken. Insgesamt wird die Vergröberung der Austenitkorngröße unterdrückt und die Bildung von feiner Ferrit-Perlit-Struktur und Bainit-Struktur begünstigt, welche die Verbesserungen der Zähigkeit in der Wärmeeinwirkungszone,

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insbesondere im Bereich der Schmelzzone der Schweißnaht, bewirken.

Wenn andererseits Ce und/oder La der Stahlschmelze zusätzlich zu Ti und/oder Zr, und Mg und/oder Ca, in Kombination, zugegeben werden, kann eine weitere Verbesserung der Zähigkeit der Warmeeinwirkungszone erreicht werden, welche dann eine feine Ferrit-Perlit-Struktur und Bainit-Struktur, insbesondere hinsichtlich der Zähigkeit im Bereich der "Schmelzzone + 2 mm¹¹ und "Schmelzzone + 4 mm" zeigt. Dies geschieht deshalb, weil sich das Ce und/oder La mit dem S verbinden, welches in einer Stahlschmelze in fester Lösung enthalten ist, woraus sich schließlich CeS und LaS ergeben, die als außerordentlich stabile, feine kugelförmige Teilchen in dem Stahl verbleiben, ohne daß sie sogenannte A-Typ-Teilchen, wie z.B. MnS, bilden. Dadurch wird die im geschmolzenen Stahl in Form einer festen Lösung enthaltene Menge an S größtenteils reduziert und die Rekristallisation von S entlang der Korngrenzen unterdrückt, welches S unter Einwirkung der Schweißwärmezyklen während des Schweißens unter großer Wärmezufuhr rückgeschmolzen worden ist. Es wird angenommen, daß dies zur Verbesserung der Zähigkeit in der Warmeeinwirkungszone beiträgt.

Eingeschlossen in die Reihe der Stähle, auf die die vorliegende Erfindung angewandt werden kann, ist eine große Anzahl von hochzugfesten Stählen (HT5o bis HT8o) mit Zugfestig-

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keiten . der Größenordnung von 5o kg/mm bis 8o kg/mm , und

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- 1ο -

Aluminium-beruhigte Kohlenstoffstähle für den Einsatz bei niederen Temperaturen. Die Vorteile der vorliegenden Erfindung zeigen sich insbesondere bei Stählen, welche unter großer Wärmezufuhr (z.B. Wärmezufuhren von über 5o.ooo Joule/cm für HT5o bis HT80, und Wärmezufuhren von über 3o.ooo Joule/cm bei Aluminium-beruhigten Stählen) verschweißt werden müssen. Dies trifft auch zu für Stähle, die in einem gewalzten Zustand verwendet werden oder die Wärmebehandlungen,wie z.B. einem Normalisieren, einem Abschrecken und Temperbehandlungen ad. dgl.,unterworfen werden.

Im folgenden sollen nun im Detail die Auswahlkriterien für die Festlegung von Stahlzusammensetzungen nach der vorliegenden Erfindung beschrieben werden.

Die Menge an Kohlenstoff kann zwischen o,o3 und o,23 Gew.-% variieren. Je geringer der Anteil an Kohlenstoff ist, desto besser sind die Zähigkeit und der Widerstand gegen die Bruchanfälligkeit der Schweißnaht. Jedoch erzeugt eine Menge von nicht mehr als o,o3 % ein Weichmachen der Wärmeeinwirkungszone, in welcher unter großer Wärmzufuhr geschweißt wurde, ebenso wie es die Zugfestigkeit des Grundmaterials erniedrigt. Deshalb ist ein Minimum von o,o3 % Kohlenstoff erforderlich. Die Menge an Kohlenstoff von nicht weniger als o,23 % beeinflußt die Zähigkeit der unter großer Wärmezufuhr geschweißten Schmelzzone nachteilig, indem sie eine Versprödung in dieser Schmelzzone mit einer entsprechenden Verminderung der Widerstandsfähigkeit der Schweißnaht gegen Bruch und der Schweißduktilität

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der Stahlplatte hervorruft. Aus disem Grund ist die obere Grenze derKohlenstoffmenge bei o,23 % angesetzt.

Silicium soll in einer Menge zwischen o,o2 % und o_f8 % vorliegen. Ein Minimum von o,1 % ist notwendig für eine Desoxydation von beruhigtem Stahl. Da die vorliegende Erfindung auch auf einen halbberuhigten Stahl und auf mit einer geringen Menge von Silicium beruhigten Stahl anwendbar ist, liegt die Mindestmenge an Silicium in einem Stahl bei o,o2 %. Eine Siliciummenge in einer Höhe von 0,8 % ist zu hoch, da sie die Stahlstruktur verhärtet, und damit die Zähigkeit der Stahlplatte ebenso wie die Zähigkeit der Wärmeeinwirkungszone, welche unter großer Wärmezufuhr geschweißt wurde, vermindert. Aus diesem Grunde ist die obere Grenze des Siliciumgehalts bei 0,8 % festgelegt.

Die Menge an Mangan liegt zwischen o,5% und 2,5%. Einen Mangangehalt von weniger als o,5% bringt ein beachtliches Ansteigen der Weichheit der Unter großer Hitzezufuhr geschweißten Wärmeeinwirkungszone, mit einer einhergehenden Erniedrigung der Zugfestigkeit des Grundmetalls. Aus diesem Grunde ist die untere Grenze für den Gehalt an Mangan bei o,5 % festgelegt. Auf der anderen Seite bewirkt ein Mangananteil von mehr als 2,o % eine nachteilige Beeinträchtigung der Zähigkeit in der Wärmeeinwirkungszone und in dem Grundmetall, für den Fall, daß eine Stahlplatte im wesentlichen ein gewöhnliches Si-Mn-System enthält. Es hat sich jedoch neuerdings gezeigt, daß die Erfindung auch auf Stahlplatten eines Systems mit niedrigen

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Gehalt an C und hohen Gehalten an Mn-(V)-Nb für Leitungsrohre angewandt werden kann, wobei der Mn-Gehalt bis zu 2,5 % betragen kann. Auf diese Weise ist die Zähigkeit in der unter großer Wärmezufuhr geschweißten Wärmeeinwirkungszone erheblich verbessert. Somit ist die obere Grenze der Mange an Mangan auf 2,5 % festgesetzt.

Die Menge an Titan soll vorzugsweise in dem Bereich von o,oo8 bis o,o2o % liegen, wenn es alleine zugefügt wird.. Die Menge an Zirkonium soll vorzugsweise innerhalb eines Bereiches von o,o15 bis o,o3o % liegen, wenn es alleine zugefügt wird, und vorzugsweise sollen die Mengen an Titan und Zirkonium, wenn sie in Kombination zugefügt werden, zwischen 0,008 und o,o3o% liegen. In den Fällen, in denen Titan oder Zirkonium alleine oder in Kombination zugefügt werden, ist wegen der sich daraus ergebenden Knappheit in den ZrN- und TiN-Anteilen, welche umgekehrt zu einer Erniedrigung der gegenwärtig für die Wärmeeinwirkungszone erzielten Zähigkeit führen, eine Mindestmenge von o,oo5 % erforderlich. Deshalb ist die untere Grenze der Mengen an Ti und Zr bei o,oo5 % angesetzt. Jedoch vergrößern Anteile an Ti und Zr von nicht weniger als o,o5 % die TiN- und ZrN-Teilchengröße und die Menge an Oxydeinschlüssen in Ti oder Zr, so daß die Zähigkeit der unter gtoßer Wärmezufuhr geschweißten Wärmeeinwirkungszone erniedrigt wird, und so der Zähigkeit des Grundmetalls wieder gleichkommt. Die am meisten vorzuziehenden Mengen an Ti und Zr für eine geeignete Zähigkeit der Schmelzzone liegen innerhalb der vorstehend angegebenen Bereiche.

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N soll in Mengen zwischen o,oo2 und 0,008 % vorhanden sein. Eine Menge an N von nicht weniger als o,oo2 % vermindert den Anteil an auszukristallxsierendem TiN und ZrN und ist nicht geeignet, ein Ansteigen in der Austenit-Korngröße zu unterdrücken. Somit liegt die untere Grenze der Menge an N bei o,oo2 %. Andererseits verursacht eine Menge von mehr als 0,008 % eine gesteigerte Versprödung des Grundmetalls und der unter großer Wärmezufuhr geschweißten Warmeeinwirkungszone, besonders im Bereich "Schmelzzone + 2 mm " und "Schmelzzone + 4 mm". Damit ist die obere Grenze bei 0,008 % festgesetzt.

Ca und/oder Mg sind vorzugsweise in einem Bereich von o,ooo5 bis o,oo3 % zugegen. Die Zugabe von Ca und/oder Mg ist notwendig, um die TiN- und/oder ZrN-Teilchen genauso wie die Austenit-Körner feiner zu machen, um dadurch die Zähigkeit der Schmelzzone zu verbessern. Unter diesem Gesichtspunkt spielen die Anteile an Ca und/oder Mg zur Erreichung der vorstehend genannten überragenden Vorteile eine bedeutende Rolle. Im Rahmen der Erfindung wurden die Einflüsse an Ca und Mg, die während des Stahlherstellungsverfahrens zugefügt werden, eingehend studiert. In die Calcium- und Magnesium-Legierungen und deren Gemische, welche im Rahmen der Erfindung für anwendbar gehalten werden, sind Calcium- und Magnesium-Legierungen, und Oxydationsmittel bei der Stahlherstellung, wie z.B. Ca-Si, Si-Mg, Ca-Si-Mg, Si-Mg-Fe, Ca-Ni, Mg-Ni, Ca-Ni-Cr, Mg-Ni-Cr, Oxyde von Ca und Mg, welche als schlackenbildende Mittel benutzt werden,sowie Halogenide, Carbide und Nitride von

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Ca und Mg eingeschlossen. Es wurde gefunden, daß diese Legierungen und Gemische maßgeblich bei der Verbesserung der Zähigkeit der Schmelzzone mitwirken, obwohl diese Effekte weitgehend vom Zeitpunkt der Zugabe dieser Legierungen und Verbindungen und von deren Zugabemengen abhängt. Es ist vorteilhaft, wenn diese Legierungen und Verbindungen in der letzten Frisch-Stufe in den Ofen oder in die Pfanne (welche eine Desoxydationsstufe enthält) bzw. in den Schmelztiegel eingebracht werden, in welcher Frisch-Stufe auch die Schlacke entfernt und die Desoxydation von mit Al und Si vervollständigt worden ist. Dabei wurde gefunden, daß die Zugabe dieser Legierungen und Verbindungen zu Anfang oder in der Mitte der Frisch-Stufe auch vor dem Entschlacken oder in der Gießstufe zugeführt werden kann. Es ist wünschenswert, daß Ti und Zr in der Pfanne (welche die Desoxydationsstufe enthält) nach der Zugabe von Ca und Mg eingebracht werden. Die Menge dieser Legierungen und Gemische sind von ihrem spezifischen Gewicht und ihrer Form abhängig. Ca und Mg sollten in Mengen zwischen o,5 und 2o kg/t geschmolzenen Stahls zugegeben werden. Dann ergibt sich daraus, daß Ca und Mg im geschmolzenen Stahl in Anteilen von nicht mehr als o,oo4 % enthalten sind. Mengen von Ca und Mg oberhalb von o,oo4 % sind nicht nötig und es wurde auch herausgefunden, daß die Einbringung größerer Mengen zu Schwierigkeiten führt. Aus diesem Grund soll die Menge an Ca und Mg im geschmolzenen Stahl bei o,oo4 % gehalten werden.

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Ce und/oder La sollten innerhalb eines Bereiches von o,oo5 bis o_ro5 % vorhanden sein. Ce und/oder La sind notwendig zur Verbesserung der Zähigkeit im Bereich von ¹¹ Schmelzzone + 2 mm" und "Schmelzzone + 4 mm ". Die Mengen an Ce und/oder La allein oder in Kombination von nicht mehr als o,oo5 % verhindern, daß die gewünschte Zähigkeit in der unter großer Wärmezufuhr geschweißten Wärmeeinwirkungszone erreicht wird, auch wenn der Stahl in üblicher Weise durch Herstellen eines Rohblocks, Vorwalzen und Auswalzen hergestellt wird. Damit liegt die untere Grenze der Mengen an Ce und/oder La bei o,oo5 %. Die Mengen an Ce und/oder La über o,o5 % verursachen eine Zusammenballung von großen, nichtmetallischen Einschlüssen, wie z.B. von CeS und LaS, im Bereich des Bodens des Stahl-Rohblocks ,welche bei der Ultraschall-Fertigungskontrolle als Fehlerstellen nachgewiesen werden. Dementsprechend liegt die obere Grenze von Ce und La bei ο,1 %. Die Anteile von Ce und/ oder La sollten vorzugsweise im Bereich von 0,008 bis o,o3 % liegen.

Aluminium kann im Bereich von o,oo5 bis o,1 % variieren. Aluminium ist notwendig als ein desoxydierendes Element und als Korngrößen-verfeinerndes Element. Jedoch verhindert ein Aluminiumanteil von nicht mehr als o,ooo5% das Erreichen des angestrebten Zweckes. Somit muß die untere Grenze bei o,oo5 % angesetzt werden. Ein Aluminiumanteil von über o,1 % verursacht eine Sättigung bei diesem Effekt. Die obere Grenze für den Aluminiumanteil liegt deshalb bei o,1 %.

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Das Kohlenstoffäquivalent sollte im Bereich von o,25 bis o,55 % liegen. Das Köhlenstoffäquivalent ist festgelegt durch die folgende Formel:

C„ = C +1/24 Si + 1/6 Mn + 1/4o Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V. Der obere Bereich wird eingeschränkt von der Notwendigkeit, die gewünschte Schweißbarkeit zu erreichen. Mit anderen Worten, wenn C. die Grenze von ο,55 % überschreitet, nimmt die Härte der Schweißwärme-Einwirkungszone zu und die Widerstandsfähigkeit gegen Risse und Brüche in der Schweißnaht sowie die Duktilität der Schweißverbindung wird in erheblichem Maße beeinträchtigt. Deshalb ist die obere Grenze des Kohlenstoffäquivalents bei o,55 % angesetzt. Wenn andererseits C. knapp bei o,25 % liegt, wird die Zugfestigkeit des Grundmetalls erniedrigt und die Weichheit der Schweißwärme-Einwirkungszone vergrößert, wenn unter großer Wärmezufuhr geschweißt worden ist. Aus diesem Grunde ist die untere Grenze des Kohlenstoffäquivalents bei o,25 % angesetzt.

Mit den Verunreinigungen, die im Rahmen der Erfindung verwendet werden, sind P, S und dergleichen gemeint. Die Mengen an Verunreinigungen sollten aus Gründen der Zähigkeit der unter großer Wärmezufuhr geschweißten Wärmeeinwirkungszone minimal gehalten werden. Vorzugsweise sollte der Gehalt an S auf eine Menge von o,o2o % beschränkt bleiben.

Außerdem wird nach einem anderen Gesichtspunkt der vorliegenden Erfindung mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als 2,όο %Ni,nicht mehr als 1,oo %

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Cr, nicht mehr als 0,6 % Ho und nicht mehr als o,5 % Cu dem geschmolzenen Stahl zusätzlich zu der erfindungsgemäßen * Grundzusammensetzung zugegeben. Dies ergibt die gewünschte Zähigkeit in der Schmelzzone entsprechend der Aufgabenstellung der vorliegenden Erfindung.

Kupfer und Nickel sollten bis zu 2 % bzw. bis zu o,5 % enthalten sein. Cu und Ni sind notwendig zur Verbesserung der Zähigkeit der'Schmelzzone und der Zugfestigkeit des Grundmetalls. Im Ergebnis v/erden Cu und Ni in einem großen Mengenbereich verwendet, welcher von den Anforderungen an die Tieftemperatur-Zähigkeit und der Höhe der Zugfestigkeit abhängt. Jedoch bedeutet eine Vermehrung der Anteile an Kupfer und Nickel einen Anstieg der Produktionskosten, wodurch das Erreichen der erfindungsgemäßen Forderung, nämlich die Zähigkeit der Schmelzzone, welche durch Schweißen unter großer Wärmezufuhr erreicht wurde, durch Zugabe nur kleiner Mengen an Elementen zu verbessern, verfehlt wird. Damit liegt die obere Grenze von Ni und Cu bei 2 % bzw. o,5 %.

Chrom kann in einer Menge bis zu 1,oo % vorhanden sein. Chrom ist notwendig zur Erhöhung der Zugfestigkeit des Grundmetalls und der Schweißverbindung, ohne daß es die Zähigkeit der Schmelzzone verringert. Damit ist die obere Grenze von Chrom auf 1,00 % festgesetzt.

Molybdän soll in einem Anteil bis zu 0,6 % enthalten sein. Molybdän ist notwendig zur Verbesserung der Zähigkeit der Schmelzzone und der Zugfestigkeit des Grundmetalls. Molybdän

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ist wesentlich zum Erreichen einer hohen Zugfestigkeit in der Größenordnung von 7o bis 80 kg/mm . Jedoch erhöht die Zugabe von Molybdän in übermäßigen Mengen unerwünschtermaßen die Härte der Wärmeeinwirkungszone und bewirkt eine Abnahme der Widerstandsfähigkeit gegenüber Schweißnahtbrüchen. Aus diesem Grunde ist die obere Grenze von Molybdän bei 0,6 % festgelegt.

Zum Beispiel sollten im Falle eines HT5o- bis HT60-Stahls vorzugsweise Cu =* ο, 3o %, Ni = ο, 3o %, Cr ^- ο, 3o% und Mo =^ o,2o % zugefügt werden. Im Falle eines HT8o-Stahls sollte vorzugsweise Cu = 5o %, Ni = o,5o bis 1,5o %, Cr = o,4o bis 0,80 %, Mo = o,3o bis o,5o% zugefügt werden.

Zusätzlich zu den vorgenannten Elementen wird mindestens eines aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als o,1 % Nb, nicht mehr als o,1 % V und nicht mehr als o,oo5 % B, zugegeben. Nitride, beispielsweise solche von Nb, V und B in solchen Mengen erhalten die Zähigkeit der durch Schweißen unter großer Wärmezufuhr erhaltenen Schmelzzone, verhindern ein Weichmachen der Schweißverbindung, erhöhen die Zugfestigkeit des Grundmetalls und verbessern die Widerstandsfähigkeit gegenüber Brüchen in der Schweißnaht, welche von einem zu niedrigen Kohlenstoffäquivalent herrühren. Jedoch verändern übergroße Mengen an Nb, V und B die Zähigkeit der Schmelzzone in unerwünschter Weise. Damit sollte die obere Grenze von Nb, V und B bei o,1 %, o,1 % bzw. o,oo5 % liegen. Die folgenden Beispiele verdeutlichen die Merkmale der vorliegenden Erfindung und sind im Zusammenhang

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mit vergleichbaren Beispielen gezeigt.

Beispiel 1

Die Tabellen 1 und 2 zeigen die Ergebnisse von Schlagversuchen für Schmelzzonen für Stähle mit einer hohen Zugfestigkeit im Bereich von 5o kg/mm , wobei die Wirkungen von Ti, Zr und Ca, Mg auf die Zähigkeit der Schmelzzonen, welche durch Schweißen unter großer Wärmezufuhr entstanden sind, deutlich zum Ausdruck kommen. Die oben genannten Stähle sind nach den üblichen Verfahrensschritten des Hersteilens eines Rohblocks, des Vorwalzens und des Auswalzens hergestellt und bestehen aus einem Si-Mn-System; sie weisen eine Dicke von 3o mm auf. Die Stähle wurden gemäß einem einseitigen automatischen Schweißverfahren mit einer Wärmezufuhr von 15o.ooo Joule/cm und mit einem elektrischen Schlackenschweißverfahren (electro slag welding process) mit einer Wärmezufuhr von 3οο.οοσ Joule/cm geschweißt. Wie aus den Tabellen 1 und 2, für die Stähle 1 bis 11, zu welchen Kombinationen von Ti und Zr und Ca und Mg hinzugefügt worden, hervorgeht, ergeben sich vEo-Werte von über 8 kg-m für eine Wärmezufuhr von 15o.ooo Joule/cm bzw. vEo-Werte von über 7 kg-m für eine Wärmezufuhr von 3oo.ooo Joule/cm und beachtlich verbesserte Schlagfestigkeitswerte in den Schmelzzonen, wie sich aus einem Vergleich dieser Werte mit denen der Vergleichsstähle, mit Ausnahme des bekannten Stahls 14 ergibt. Es soll jedoch darauf hingewiesen werden, daß sich für die Schmelzzonen der Stähle 13, 15, welche unter großer Wärmezufuhr geschweißt wurden, und welchen Ti oder Ca allein

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gemäß dem üblichen Verfahren des Hersteilens eines Rohblocks zugegeben wurde, niedrige Schlagfestigkeitswerte ergeben, während sich für die Stähle, denen Ti, Zr und Ca, Mg in Kombination zugegeben wurden, ohne Ausnahme gute Schlagfestigkeitswerte ergeben.

Demgegenüber ist der bekannte Stahl 14 ein nach dem Stranggußverfahren hergestellter Stahl, welcher Ti enthält. Stähle nach der vorliegenden Erfindung zeigen Zähigkeiten besser als oder gleich denen des bekannten Stahls 14.

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Beispiel 1

Tabelle Chemische Zusammensetzung von HT5o-Stählen (%)

Stahl	Dicke (nup) .
1	30
2	30
3	30
4	30
5	. 30
6	30
7	30
8	30
9	30
10	32
11	25
12	30
13	30
14	30
15	30

Si Mn

Al

Ti Zr Ca * Mg # andere C.

äqu.

Bemerkungen

0,15 0,27 lj30 0,035 0,0062

0,11 O₇38 l_f57 0_;03l 0,0059

0_t14 0_f31 1,41 0_r026 0,0060

0.10 0,36 1.59 0,022 0.0052

0_f13 0,32 l_r42 0,043 0,0058

0_f13 O_f37 1,38 0,050 0,0066

OfIl 0,29 1,56 0,044 0,0063

0_t15 O_t25 1,35 0,039 0,0058

0,12 0,34 1,46 0,031 0.0055

0_f05 0,30 1,55 0j037 0,0064

0,04 0,22 2,21 O_;O29 0.0060

0,14 0,33 1,47 0,047 0,0048

0,14 0_;27 1,38 0,049 0,0054

0,12 0.35 1,48 0,035 0.0063

0.13 0,34 -1,45 0.047 0,0060

0,015

Oj

0_;013 O₇O16 0,012 0_;014 0,013 0_f009 0,016

0,015

0,016 0,012

0,017

0,0011

(0.5)

0,0009

(2,0)

0,0013

(1,5)

0,0005

0.0038 " (3,5) _ -_ie 0.0012 ⁰I⁰¹⁵ (2,5)

0.0009 ·" (1,5) 0,0012

(1,5) 0,0014 (1,5) 0,0009 " (i_f5)

0,0014 0.016 ₍₁^₅₎

0,011 0.0008
(0,5)
0.0011
(0,5)

V 0,039

V 0,042
Nb 0,019

V 0.035
Nb 0,024

0,0009 (1,5) 0.38

O_f39 0,39 O_f38 0,38 O_r38 0,38 0,39 0.38

0,32 0,42

0,40 O_;38 O_;38

0,39

Stahl nach d. vorl. Erfind.

■1	NJ -α	in	Rohblock)
■1	t
It		-Γ
	ΟΟ
η	cn
	co
It	Stahl
	Rohblook)
Il	Stahl
bekannter	Rohblock)
(üblicher	Stahl
bekannter	(kontinuierl. Gießen)
(üblicher	Vergleichstahl
bekannter	(üblicher

) gibt die Menge der Charge in kg/t im geschmolzenen Stahl an.

Beispiel 1 Tabelle 2

Eigenschaften der Ausgangsstähle HT5o und Ergebnisse des Schlagversuchs bei Schweißverbindungen

Stahl	Zugfestig keit des Ausgangs- Stahls2 (kg/mm )	vEo (kg-m)	der Schmelzzone	Bemerkungen
	51,4 5o,8	Wärmezufuhr 3ooKJ/cm	Wärmezufuhr 15oKJ/cm
1 2	5o,9	11,7 9,4	1o,1 9,7.	Stahl nach d.vorl.Erf. Il
3	5o,o	7,5	8,4	Il
4	5o,6	1o,1	9,3	H
5	51,1	1o,8	11,5	Il
6	49,8	7,8	1o,4	Il
7	52,ο	7,2	8,ο	Il
8	51,3	7,6	8,1	Il
9	5o,2	8,1	8,8	Il
1o	57,ο	1o,5	9,2	■1
11	52,4 5o,9 5o,4 5o,7	12,7	11,5	Il
12 13 14 15	2,2 4,6 9,6 2,4	3,8 4,8 9,ο 3,4	bekannter Stahl (übl. Rohblock) bekannter Stahl (übl. Rohblock) bekannter Stahl (kont. Gießen) Vergleichstahl (übl. Rohblock)

60981S/1035

Beispiel 2

Die Tabellen 3, 4 und 5, welche die chemische Zusammensetzung und die Ergebnisse der Schlagversuche im Bereich der Schmelzzonen für Stähle mit einer hohen Zugfestigkeit im Bereich von 5o kg/mm (HT5o) zeigen, verdeutlichen die Wirkungen von Ce und La auf die Zähigkeit der unter großer Wärmezufuhr geschweißten SchmeIzZonenbereiche. Die genannten Stähle wurden nach einem üblichen Verfahren zur Herstellung eines Rohblocks, zum Vorwalzen und Auswälzen hergestellt und bestehen aus einem Si-Mn-System; sie weisen eine Dicke von 3o mm auf. Die Stähle wurden nach einem einseitig automatischen Schweißverfahren mit einer Wärmezufuhr von 15o.ooo Joule/cm und einem elektrischen Schlackenschweißverfahren (electro slag welding process) mit einer Wärmezufuhr von 3oo.ooo Joule/cm geschweißt. Wie aus den Tabellen 3 und 4 hervorgeht, ergeben sich für die Stähle 1 bis 8, denen Ce und/oder La zusätzlich zu Ti und/oder Zr zugegeben wurde, und welche mit Ca und Mg behandelt wurden, vEo-Werte von über 11 kg-m für eine Wärmezufuhr von 15o.ooo Joule/cm bzw. vEo-Werte von 1o kg-m für eine Wärmezufuhr von 3oo.ooo Joule/cm, was eine beachtlich verbesserte Schlagfestigkeit in den Schmelzzonen darstellt, verglichen mit der Schlagfestigkeit von Vergleichsstählen mit Ausnahme des bekannten Stahls 16. Es sei jedoch bemerkt, daß die Schlagfestigkeitswerte in den Bereichen ^MSchmelzzone + 2 mm" und "Schmelzzone + 4 mm" der Stähle 1 bis 8, zu denen noch Ce und La in Kombination hinzugegeben wurde, höher sind als diejenigen der Stähle 12, 13, zu denen Ti, Zr und Ca, Mg hinzugegeben wurden, und daß

609815/1035

- ²⁴ - 254A858

Zugabe von Ce und La die Zähigkeit im Bereich "Schmelzzone + N. . .. _ .

2 mm" und "Schmelzzone + 4 mm" verbessert.

Außerdem wurden erniedrigte Schlagfestigkeitswerte für die durch Schweißen unter großer Wärmezufuhr hergestellten Schmelzzonen für die Stähle 15, 17 und 18 erhalten, zu denen Ti, Ce oder Ca alleine hinzugefügt worden ist. Im Gegensatz dazu zeigen die Ti,Zr - Ce,La - Ca,Mg enthaltenden Stähle gemäß der vorliegenden Erfindung ausgezeichnete Schlagfestigkeitswerte. Andererseits weisen die Stähle nach der vorliegenden Erfindung Eigenschaften auf, die besser oder mindestens gleich denen des bekannten Ti-enthaltenden Stahls 16 sind.

60981S/10-36

Beispiel 2 Tabelle

Chemische Zusammensetzung von HT5o-Stählen (1)

	Stahl	Dicke (mm)	C	Si	Mn	Al	°t	N	Ti	Zr	0	Ce
	1	30	0,12	0f38	1,54	0,037	0I 0I	0062	0,017	-	0	,013
ο (O	2 3	30 30	0,15 0f13	0,26 0,31	1,37 1,48	0r051 0,024	0I	0059 0064	OrO33	0,019	0	,011
—*> cn	4	30	0f10	Of39	.1,59	0,036	0T 0F	0053	0,013	-	0 0	,014
M03S	5 6	30 30	0,13 0,14	0^28 0,33	1.46 I 1,39	0,032 0.028	0T	0057 0053	0,014 0.010	0,016	0	,006 ,012
	7	30	OyIl	0,40	1,50	0,025	°r	0059	0f015	-	0	,011
	8	30	0,15	0,24	1,33	0,038	°r	0063	0,013	oroo9	0	,015
	9	30	0;12	0,36	1,35	0f046	°r	0060	0,014	-	0	,009
	10	32	0,06	0,31	1.46	Oj 033	°t	0056	Oj 016	-	0	,013
	11	25	0,05	0,25	2,32	0,026	°;	0059	0,010	0f015		,016
	12	30	0.15	0,27	1,30	0,035	o. ■	0062	0,015	-		-
	13	30	0,13	0.37	1,38	0.050	0066	0,012	0,015	—

La Ca # Mg M andere

el C[U

Bemerkungen

0,0008

0,0012

(1,5)

0-0009

(1,5)

0-0010

(1,5) (0,2)

0,0016

(1,5)

0,0008

(l_r5)

0.0012

(1,5)

0.016
(1.5)
0,0009

(l_r5)
0.0011

(1,5)
0_t0011

(1,5)
0,0002

(1,5)

0,39

0,39 0,39

Stähle n.d. vorl. Erf.

O_r38 0,39 O_f39 0,38 0,38

V 0₍034 0.36

^{V 0}T⁰⁴¹ 0 32 Nb 0,025 °'³²

V 0,033 _A .. Nb 0',021 ⁰J⁴⁵

O_f38

0,38

Tabelle

Chemische Zusammensetzung von GT5o-Stählen (2)

Stahl Dicke (mm)

Si Mn

Al

Ti

Zr

La Ca Mg

andere C„_{qu> Bemerkungen}

30 30 30 30 30

0,14 0j33 1,47 0,047 0,0048

0_r14 .0,27 Ij38 0,049 0,0054 0,016

0_f12 0,35 1_?48 0,035 0.0063 0,012

0_f14 0,38

0_f048 0.0053

0,13 0,34 1,45 0.047 0,0060

0.0009
(1,5)

bek.Stahl 0_f40 (übl.Rohbl.)

bek. Stahl 0,38 (übl. Rohbl.)

bek. Stahl , 0,38 (kont.Gießen)_κ

Vergleichst. <* 0,39 {übl.Rohbl.) ,

Vergleichst. 0_T39 (übl. Rohbl.)

( ) gibt die Menge der Charge in kg/t im geschmolzenen Stahl an,

in

GO

cn

CO

Tabelle 5
Mechanische Eigenschaften von HT5o-Stählen (Ti-Ca-Ce Systeme)

Stahl Zugfestigkeit des Ausgangs-Stahls (kg/mm )

Einseitig automat. Schweißen Elektrisches Schweißen

15o/KJ/cm 3oo KJ/cm

Schmelz- Schmelz-. Schmelz- Cchmelz- Schmelz- Schmelzzone zone +2mm zone+4mm zone zone+2mm zone+4mm vEo (kg-m) vEo (kg-m) vEo (kg-m) vEo (kg-m) vEo (kg-m) vEo (kg-m)

Bemerkungen

CO

cn

ο
u>
cn

1 2 3 4 5 6 7 8 9

10 11 12 13 14

15 16

17

18

50,6 51_fl 5O_f9 49,6 50_t7 51,2 5O_t5

51,8 50,4 57,0 51,4 51,1 52.4

50,9 50,4 51,3 5O_;7

¹V 10_r9

13,8.

13,2

ll_t5

15 »2

13_T5

12_fl

I3_r9

11,6

12,5

10,1

10,4

18,7

15,9
17,9 15,5 16,0

13,6

12,5 13,1

7,3 11,1

5_r0

28_f5

22_fl 30j6 28,5 25.9

24 _f 6
27,4

18,6 19,2 ■6,9

12,3

⁷I¹
6,6

U,3 10_T4

13_T1

11,9

11,2

10_f6

12_t8

9,9

12_f7

H₁I

11,9

11,7

7,8

2,2

4,6 9,6 2,9

27,2

24_f6

23.7

²V 28_f9

20,5 _r4 7,7

10_fl

15 _?9 8_f0

Stähle nach der vorl. Erfindung

to

bekannter Stahl (üblicher Rohblock) bekannter Stahl (üblicher Rohblock) bekannter Stahl (kontinuierl. Gießen) Vergleichsstahl (üblicher Rohblock) bekannter Stahl (üblicher Rohblock)

2544850

Beispiel 3

Das Beispiel 3 soll die Wirkungen der Zusätze zu den

Stählen mit hoher Zugfestigkeit im Bereich von 6o kg/mm

2 oder Stählen mit einer Zugfestigkeit von 8o kg/mm , zu denen Ni, Cu, Cr, Mo in großen Mengen zugegeben worden sind, verdeutlichen.

Die Tabellen 6 und 7 zeigen,in Verbindung mit der chemischen Zusammensetzung dieser Stähle, die Ergebnisse der Schlagversuche der Schweißverbindungen von Stahlplatten mit einer Dicke von 2o bis 4o mm, welche nach dem üblichen Verfahren der Herstellung eines Rohblocks, dem Vorwalzen und dem Auswalzen hergestellt worden sind. Dabei wurden die Stahlplatten einer Abschreck- und Temperbehandlung unterworfen und dann bei einer Wärmezufuhr von 5o.ooo bis 13o.ooo Joule/cm verschweißt. Als Beispiele sind dafür die hohen Zugfestigkeiten

der Stähle 1 bis 1o mit Werten von 6o kg/mm , wobei diesen

Stählen eine kleine Menge von Cu, Ni, Mo , V zugegeben worden ist, und mit Zugfestigkeitswerten von 8o kg/mm gezeigt, wobei diesen Stählen Cu, Ni , Cr, Mo, V, Nb und B zugegeben worden ist.

Im Vergleich mit den Schlagfestigkeitswerten in den Schmelzzonen für die bekannten Stähle 11 bis 14, welche als Vergleichsbeispiele angeführt worden sind, ergeben sich bei den erfindungsgemäßen Stählen ausgezeichnete Schlagfestigkeiten im Bereich der "Schmelzzone", "Schmelzzone + 2 mm" und

609915/1035

ORIGINAL INSPECTED

2544853

"Schmelzzone + 4 mm", auch wenn diese Stähle unter großer Wärmezufuhr geschweißt worden sind.

Die vorstehenden Ausführungen und Beispiele sind nur zu Darstellungszwecken angegeben und sind nicht geeignet, den Umfang der vorliegenden Erfindung, wie er sich aus den gesamten Unterlagen und den nachfolgenden Ansprüchen ergibt, einzuschränken.

Die beigefügten Fig. 1 und 2 zeigen Photographien von mikroskopischen Vergrößerungen von Schliffbildern, welche aus dem Bereich der beim Verschweißen der erfindungsgemäßen Stähle entstehenden Schmelzzone gemacht wurden.

SQ981S/1Q3S

2544850

- 3ο -

Beispiel 3 Tabelle 6

Dicke	[mm)	C	Chemische	Mn	Zusammensetzung (%)	N	Ti	Zr	Ca	Mg
Stahl I	25	0,12	Si	1,25	Al	OtOO68	0,014	-	0,0010	0f0010
1	40	0,13	0,29	1,30	0,037	0,0050	0,012	-	0f0015	-
2	25	0,11	0,35	1,35	0,029	0,0049	0,015	-	o,o13	-
3	40	0,12	0,32	lf45	0,037	0^0035	0?009	0,007	0,0020	-
4	32	0f08	Of35	1,40	0,033	Oj0040	0,009	-		Oj0010
5	25	0,10	Of35	1,37	O1038	0,0063	0,007	0,009	0,0015	-
6	40	0f12	0,36	0,85	0t031	0(0041	0,010	-	0,0015	-
7	25	0,13	0,25	0,91	0,050	0,0056	0,016	0,010	0,0010	-
8	20	0,07	0,26	1,23	0,035	0,0055	0,012	-	-	0,0010
9	20	0.13	0,25	lj30	0,041	0f0060	0,014	-	0,0020	-
10	25	0fll	0f30	lr18	0^33	0f0049	-"	-	-
11	40	0f13	0,37	lf44	0^032	0,041	0f0l3	-	-	-
12	25	0,09	0,36	lf37	0t037	0,067	-	-	-	-
13	40	0,11	0,38	0j86	0,044	0,053	-	-	-	-
14		0,27	0,049

S0981S/1Ö3S

ORIGINAL INSPECTED

25U85G

- 3-ββ -

Fortsetzung von Tabelle 6

-	Ce	La Cu	Chemische	Cr	Zusammensetzung (%)	12 05 12	V	Nb B	äqu.	Bemer
-	» _	Ni	-	Mo	10	0,033	- -	0,36	kungen
0,0007 Oj 010	Cy007 0,25	O119	0,20		31	0,040 0,034 0,040	' - 0,0020	0,45 0,37 0,41
-	- -	0,45 0,23 0,48	0,30	0I	40	0,030	- -	0,43	Stähle nach der vor liegen den Er
0,014	0,33	-	0,42	0I	42	0,048	0,0019	0,55	findung
-	0,25	1,49	0,50	0J	45	0t040	0,030 0,0010	0,50
Oj 010	- ' -	1,00	0,71	0I		0,041	- " -	0,54
-	0,25	-	0,50	0I	07	0,039	- -	0,54
-	0,40	1,55	0,55	°f	15	0,044	- -	0,51
-		0,51	-		27	OfO33	- -	0,35
-	— -	0,20	-	°r	42	0,035	_ _	0,44
-	0,29	0,50	0,45	°r	0,043	0,0021	0,53	Bekannte
-	0,23	1,49	0t48	0T	0,037	- -	0,49	Stähle
	1,05	0I

60981S/103S

ORIGINAL INSPECTED

Beispiel 3 Tabelle 7

Eigenschaften der Ausgangsstähle bei gewöhnlicher Anwendung und Ergebnisse des Schlagversuchs bei geschweißten Verbindungen

Zugfestig-Menge der aufgenommene Energie Bemerkunger keit der eingebrach- sc, Ausgangs- ten Warme _{zQne + zone +} Stahle- KJ/cm

(kg/mm )

2 mm

4 mm

1	(ΗΤ6ο)	65,7	8ο 13ο	1ο,8 8,5	15,6 13,9	22,6 24,4	Stähle nach der vorliegen
2	(ΗΤ6θ)	66,2	8ο 13ο	12,5 11 ,6	15,5 14,ο	23,1 22,5	den Erfin dung
3	(ΗΤ6θ)	63,5	8ο 13ο	13,1 12,9	-	—
4	(ΗΤ6ο)	64,7	8ο 13ο	12,7 1ο,4	17,5 18,1	27,4
5	(ΗΤ6ο)	65,5	8ο 13ο	14,2 12,9	-	-
6	(ΗΤ8ο)	82,1	5ο 8ο	9,ο 9,7	12,1 1ό,6	24,3 21,5
7	(ΗΤ8θ)	84,6	5ο 8ο	8,5 7,7	-	-
8	(ΗΤ8θ)	83,3	5ο 8ο	8,3 7,9	12,5 11,5	22,7 19,5
9	(ΗΤ8θ)	82,7	5ο 8ο	11,7 8,8	-	-
1ο	(ΗΤ8ο)	88,5	5ο 8ο	9,1 7,5	-	-'	■—bekannte Stähle
11	(ΗΤ6ο)	64,8	8ο 13ο	6,1 4,3	7,2 4,8	1ο,5 6,2	•
12	(ΗΤ6ο)	62,6	8ο 13ο	5,9 4,1	-	-
13	(ΗΤ8ο)	83,5	5ο 8ο	6,4 5,ο	6 ,ο 4,8	12,ο 7, ο
14	(ΗΤ8θ)	84,2	5ο 8ο	5,2 4,3	-	-

Θ09Θ 1 S / 1 03 S

Claims (14)

P atentansprüche

1. Formstahl zur Verwendung beim Schweißen mit großer Wärmezufuhr, gekennzeichnet durch folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent: von o,o3 bis ο,23 % Kohlenstoff, von o,o2 bis o,8 % Silicium, von o,5 bis 2,5 % Mangan, von o,oo5 bis o,o5 % Titan und/oder Zirkonium, nicht mehr als o,oo4 % Calcium und/oder Magnesium, von o,oo5 bis o,1 % Aluminium, und von o,oo2 bis 0,008 % Stickstoff, wobei der Rest aus Eisen und Verunreinigungen besteht und das Kohlenstoffäquivalent zwischen o,25 bis o,55 % liegt.

2. Formstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er außerdem noch mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als 2 % Nickel, nicht mehr als 1 % Chrom, nicht mehr als o,6 % Molybdän und nicht mehr als o,5 % Kupfer, enthält.

3. Formstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er außerdem noch mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als o,1 % Niobium, nicht mehr als o,1 % Vanadium, und nicht mehr als o,oo5 % Bor, enthält.

4. Formstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er außerdem noch mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als 2 % Nickel, nicht mehr als 1 % Chrom, nicht mehr als o,6 % Molybdän und nicht mehr als o,5 % Kupfer, und mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend

SO981S/1Ö3I

OBiGiNAU INSPECTED

aus nicht mehr als o,1 % Niobium, nicht mehr als o,2 % Vanadium und nicht mehr als o,oo5 % Bor, enthält»

5. Formstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Titan vorzugsweise zwischen 0,008 und o,o2 %, derjenige an Zirkonium zwischen o,o15 und o,o3 %, und derjenige an Titan und Zirkonium zwischen 0,008 und o,o3 % liegt.

6. Formstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,

daß der Gehalt an Calcium und/oder Magnesium vorzugsweise zwischen o,ooo5 und o,oo3 % liegt.

7. Formstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl außerdem noch zwischen o,oo5 und o,o5 % Cer und/oder Lanthan enthält.

8. Formstahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet,

daß der Stahl außerdem noch mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als 2 % Nickel, nicht mehr als 1 % Chrom, nicht mehr als o,6 % Molybdän und nicht mehr als o,5 % Kupfer, enthält.

9. Formstahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl außerdem noch mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als o,1 % Niobium, nicht mehr als

o,1 % Vanadium, und nicht mehr als o,oo5 % Bor, enthält.

δΟ9β1S/ 1 03i

10. Formstahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl außerdem noch mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als 2 % Nickel, nicht mehr als 1 % Chrom, nicht mehr als o,6 % Molybdän, und nicht mehr als o,5 % Kupfer, und mindestens ein Element aus der Gruppe, bestehend aus
nicht mehr als o,1 % Niobium, nicht mehr als o,2 % Vanadium und nicht mehr als o,oo5 % Bor, enthält.

11. Formstahl nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Menge an Cer und/oder Lanthan vorzugsweise zwischen 0,008 und o,o3 % liegt.

12. Verfahren zur Herstellung eines Formstahls nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,

daß es einen Verfahrensschritt umfaßt, in welchem eine Calcium- und/oder Magnesium-Legierung oder ein Gemisch davon in einer Menge zwischen o,5 bis 2o kg/t geschmolzenen Stahls in einem Verhältnis der Mengen an Calcium und/oder Magnesium zugeführt werden, daß in diesem Stahl nicht mehr als o,oo4 % Calcium und/oder Magnesium enthalten sind.

13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Calcium-und/oder Magnesium-Legierung oder ein Gemisch davon in einen Ofen der letzten Frisch-Stufe oder in eine Pfanne

oder in einen Schmelztiegel eingebracht werden.

14. Verfahren zur Herstellung eines Formstahls nach den Ansprüchen 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß es die

'// 609815/ 1 0 3 S

Verfahrensstufen einer gewöhnlichen Rohblock-Bildung, eines Vorwalzens und eines Auswalzens umfaßt.

609815/163