DE2716081C2 - Verwendung eines kontrolliert gewalzten Stahls - Google Patents

Description

Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, nach einem Glühen bei höchstens 1150° C und einem sich anschließenden Warmwalzen mit einerv-uerschnittsabnahme von mindestens 50% bei einer Temperatur von höchstens 930°C und einer Endtemperatur von höchstens 830⁰C als Werkstoff für Gegenstände, die wie Rohre für arktische Pipelines eine hohe Kaltzähigkeit besitzen müssen.

2. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1, der jedoch zusätzlich 0,001 bis 0,030% Seltene Erdmetalle und/oder 0,0005 bis 0,03% Kalzium bei einem Verhältnis der Gehalte an Seltenen Erdmetallen zu Schwefel von 1,0 bis 6,0% enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

3. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1 oder 2, der jedoch höchstens 0,10% Kohlenstoff, mindestens 0,005% Aluminium und höchstens 0,010% Schwefel enthält, für den Zweck nach Anspruch 1.

4. Verwendung eines StaLs nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, der jedoch bei einer Walztemperatur von höchstens 900°C mit einer Gesamtquerschnittsabnahme von 60 bis 95% und einer Endtemperatur von 500 bis 800⁰C gewalzt sowie anschließend bei 300 bis 750⁰C nachgeglüht worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

5. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, der jedoch über 800⁰C mit einer Geschwindigkeit von höchstens 6°C/min erwärmt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

6. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5, der jedoch bei mindestens 900°C geglüht worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

7. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche I bis 6. der jedoch mit einer Endtemperatur von 700 bis 78O⁰C gewalzt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

8. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7, der jedoch beim Stranggießen mit einer Geschwindigkeit von mindestens 8°C/min auf HOO⁰C abgekühlt worden ist, für den Zweck nach Anspruch I.

9. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche I bis 8. der jedoch bei mindestens 650° C warmgewalzt worden ist, für den Zweck nach Anspruch I.

10. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 4 bis 9, der jedoch bei mindestens 500°C nachgeglüht worden ist, für den Zweck mich Anspruch I.

U, Verwendung eines Stahls nach Anspruch 4 oder 10, der eine Minute bis zwei Stunden nachgeglüht worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1,

12. Verwendung eines Stahls nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7 und 9 bis 11, der jedoch zunächst bei 1250 bis 1400⁰C geglüht und anschließend vorgewalzt worden ist, für den Zweck nach Anspruch 1.

Die Erfindung bezieht sich auf die Verwendung eines

Ii kontrolliert gewalzten Stahls mit einer Streckgrenze von mindestens 40 hb, bestehend aus 0,01 bis 0,13% Kohlenstoff, 0,1 bis 1,0% Silizium, 0,7 bis 2,0% Mangan, höchstens 0,1% Gesamtaluminium, 0,004 bis 0,03% Titan, 0,001 bis 0,009% Gesamtstickstoff, 0,01 bis 0,10% Niob, 0,01 bis 0,15% Vanadium und/oder 0,05 bis 0,40% Molybdän, 0 bis 0,6% Chrom, 0 bis 1,0% Kupfer und 0 bis 4,0% Nickel, Rest Eisen einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen.

Herkömmliches Blech oder Band mit hoher Festigkeit und Zähigkeit im Walzzustand, wie es beispielsweise als Rohrwerkstoff für arktische Pipelines Verwendung findet, wird üblicherweise aus einem niobhaltigen und kontrolliert gewalzten Stahl hergestellt Im allgemeinen geschieht dies zweistufig, d. h. zunächst wird ein Stahlblock oder eine Bramme geglüht und alsdann gewalzt. Dabei ist jedoch folgendes zu berücksichtigen.

Das Glühen zielt darauf ab, Legierungselemente wie

Niob und Vanadium in einem für ein späteres Ausscheidungshärten ausreichenden Maß im Austenit-

r> korn zu lösen, wofür ein möglichst feines Austenitkorn beim Glühen erforderlich ist. Des weiteren muß im Hinblick auf ein feinkörniges Gefüge das lösungsgeglühte Austenitkorn während des Walzens im Hinblick auf einen feinkörnigen verformten Austenit mehrfach

·;« rekristallisieren sowie der verforrnte Austenit durch Walzen unterhalb der Rekristallisationstemperatur gestreckt und abgeflacht werden.

Bei niobhaltigen Stählen ergibt sich jedoch das Problem, daß das Niob auch bei hohen Temperaturen

4Ί äußerst stabile Karbonitride bildet, die selbst bei einem langzeitigen Glühen unterhalb von I15O°C kaum in Lösung gehen. Bei einem Glühen mit höheren Temperaturen gehen die Niobkarbonitride Nb(CN) zwar in Lösung, es besteht jedoch die Gefahr eines

ι» übermäßigen Koniwachstums und damit einer Beeinträchtigung der Zähigkeit. Aus diesem Grunde arbeitet die Praxis mit niedrigeren Glühtemperaturen, jedenfalls dann, wenn es auf eine hohe Kaltzähigkeit ankommt. Andererseits hängt beim Glühen mit niedrigeren

ji Glühtemperaturen die Menge des in fester Lösung befindlichen Niobs in starkem Maße von der jeweiligen Glühtemperatur und -zeit ab, so daß es selbst bei gleichen Walzbedingungen zu großen Festigkeitsschwankungen kommt und sich eine hohe Festigkeit

M> allenfalls auf Kosten der Zähigkeit ergibt. Insgesamt ist es mithin schwierig, die Festigkeit und Zähigkeit in ein ausgewogenes Verhältnis zueinander zu bringen, da sieh die Zähigkeit in dem Maße verringert, wie sich die Festigkeit erhöht, während die Festigkeit ihrerseits von

·>' der Menge des gelösten Niobkarbonitrids einerseits sowie dem Kornwachstum beim Lösungsglühen andererseits abhängig ist. Im allgemeinen ergibt sich ein Mischgefüge aus grobem und feinem Korn.

Der Zähigkeitsverlust bei in herkömmlicher Weise hergestellten Stählen läßt sich darauf zurückführen, daß der Kornvergröberung während des Lösen« einer ausreichenden Menge von Karbonitriden beim Glühen bislang nicht die erforderliche Aufmerksamkeit geschenkt worden \su Der Zähigkeitsverlust dürfte darauf zurückzuführen sein, daß sich einem Kornwachstum nur mit Hilfe von Ausscheidungsphasen entgegenwirken läßt, Die Praxis bevorzugt daher niedrigere Glühtemperaturen, um die karbonitridische Ausscheidungsphase auch während des Glühens beizubehalten. Das steht im Widerspruch zu der Forderung, die Karbonitride im Hinblick auf eine möglichst hohe Festigkeit weitestgehend im Gammakorn zu lösen, um das Entstehen einer die Festigkeit erhöhenden Ausscheidungsphase beim Abkühlen nach dem Walzen zu gewährleisten. Demzufolge soll die Glühtemperatur im Hinblick auf die Zähigkeit möglichst gering sein, im Hinblick auf die Festigkeit möglichst hoch sein.

Ein Baustahl der eingangs erwähnten Art mit hoher Festigkeit und Zähigkeit bei Normaltemperaturen und einer guten Schweißbarkeit sowie guter Kaltverformbarkeit ist aus der deutschen Offenlegimgsschrift 21 33 744 bekannt; seine Titan-Ausscheidungsphase geht beim Glühen vor dem kontrollierten Warmwalzen vollständig in Lösung und ist Träger der angestrebten Festigkeitserhöhung. Gleichzeitig zielt das kontrollierte Warmwalzen auf eine verhältnismäßig niedrige Übertragungstemperatur in der Größenordnung von —50" C ab. Die angegebene Mindeststreckgrenze von 35 hb setzt zudem neben dem kontrollierten Walzen noch eine Abkühlungsgeschwindigkeit von 5°C/s auf eine Haspeltemperatur von 570 bis 680° C voraus.

Des weiteren ist aus der deutschen Offenlegungsschrift 21 16 357 ein bei hohem Wärmeeinbringen von 50 000 J/cm rißfrei schweißbarer Baustahl aus 0,03 bis 0,23% Kohlenstoff, 0,02 bis 0,8% Silizium, 0,5 bis 2,0% Mangan, 0,0005 bis 0,10% Aluminium, 0,004 bis 0,07% Titan, 0,003 bis 0,012% Gesamtstickstoff, 0,02 bis 0,2% Vanadium und/oder unter 035% Molybdän, unter 0,35% Chrom, unter 2,0% Kupfer und unter 5% Nickel bekannt. Die gute Schweißbarkeit dieses Stahls ist auf das Vorhandensein einer feindispersen Titannitrid-Ausscheidungsphase zurückzuführen. Der Stahl ist jedoch niobfrei, so daß die obenerwähnten Schwierigkeiten bezüglich der Niobkarbonitride hier nicht auftreten.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, die sich aus den obenerwähnten widerstreitenden Forderungen ergebenden Nachteile zu beheben und einen kaltzähen Stahl vorzuschlagen, der ein weitestgehendes Lösen der Karbonitridt' erlaubt und damit eine hohe Festigkeit gewährleistet, ohne daß dies mit einem Kornwachstum und einem Zähigkeitsverlust verbunden ist. Die Lösung dieser Aufgabe basiert auf dem Gedanken, den Kohlenstoffgehalt des Stahls im Hinblick auf das Lösungsprodukt weitestgehend zu senken, dem Wachstum des Gammakorns mit Hilfe des weitaus wirksameren Titannitrids anstelle des Niobkarbids entgegenzuwirken und den Stahl unter speziellen Bedingungen zu walzen. Dabei ergibt sich ein äußerst feinkörniges Walzgefüge und angesichts niedrigeren Kohlenstoffgehalts ein sehr geringer Perliianteil sowie insgesamt eine optimale Kombination von Festigkeit und Zähigkeit, die darauf beruht, daß das Niobkarbonitrid der Festigkeitserhöhung und, davon unabhängig, das Titannitrid der Erhöhung der Kaltzähigkeit dient.

Im einzelnen besteht die Erfindung in dem Vorschlag, den eingangs erwähn;en Stahl mit einem Gesamtgehall an Niob und Kohlenstoff von höchstens 0,005% und mindestens 0,004% Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 μΐπ unter der Bedingung

[(% Cu)+(% Ni)]/5+(% Cr)-i-(% Mo)so,90%

nach etnem Glühen bei höchstens ti50"C und einem sich anschließenden Warmwalzen mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 50% bei einer Temperatur von höchstens 930⁰C und einer Endtemperaturvon höchstens 830⁰C als Werkstoff für Gegenstände zu verwenden, die wie Rohre für arktische Pipelines eine hohe Kaltzähigkeit besitzen müssen.

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

F i g. 1 eine graphische Darstellung der Austenitkorngröße in Abhängigkeit vom Gehalt des Stahls an Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 μΐη nach einem 60minütigen Halten bei 1150⁰C,

Fig. 2 eine graphische Darstellung der Austenitkorngröße in Abhängigkeit von einem 60minütigen Glühen bei verschiedenen Temperaturen für den Stahl 2 nach Tabelle 1,

Fi g. 3 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des Verhältnisses TiN/N (offene Kreispunkte) sowie des Gehaltes an Titan mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 μπι (geschlossene Dreieckspunkte) von der Temperatur eines 120minütigen Glühens des Stahls 1 gemäß Tabelle I mit Wasserabschrecken,

so F i g. 4 eine graphische Darstellung des Gehaltes an Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 μπι in Abhängigkeit von der mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit im Zentrum einer Bramme des erwähnten Stahls 1 beim Abkühlen von der Temperatur

Ji der flüssigen Schmelze auf 1100°C,

F i g. 5 eine graphische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem Gehalt an gelöstem Niob, dem Kohlenstoffgehalt und einem 30minütigem Halten bei verschiedenen Temperaturen,

F i g. 6 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des Produktes (% Nb_gei)x(% C_g-i) von der Temperatur eines 60minütigen Glühens,

Fig.7 eine graphische Darstellung des Zusammenhangs zwischen der Kerbschlagzähigkeit (offene Kreisj punkte) und der Streckgrenze (geschlossene Kreispunkte) sowie der Einschnürung bei Temperaturen von höchstens 930° C für den Stahl 2 der Tabelle I und

F i g. 8 eine graphische Darstellung der Kerbschlagzähigkeiit (offene Kreispunkte) und der Streckgrenze

>o (geschlossene Kreispunkte) in Abhängigkeit von der Endtemperatur beim Walzen des Stahls 2 der Tabelle I.

Zu dem Titannitrid mit einer Teilchengröße von

höchstens 0,02 μπι gehören auch in fester Lösung befindliches Titan und Stickstoff; denn diese scheiden

v> aas und verhindern ein Wachsen des Austenitkorns. Bei Versuchen ergab sich zudem, daß ein bestimmter Zusammenhang zwischen der Austenitkorngröße nach dem Glühen und der Erwärmungsgeschwindigkeit besteht; so scheiden sich beispielsweise Titan und

bo Stickstoff bei sehr hoher Erwärmungsgeschwindigkeit ab 800°C bis zu einer vorgegebenen Temperatur nicht völlig aus und fehlt es daher an einem Teil des für die Unterdrückung des Kornwachstums erforderlichen Titannitrids. Die Erwärmungsgeschwindigkeit muß

μ daher so weit gesenkt werden, daß sich das Titannitrid in ausreichendem Male ausscheidet; sie ist über 800°C nicht größer als 6°C/min. In F i g. 1 ist die Austenitkorngröße in Abhängigkeit von der Menge des Titannitrids

mit einer Teilchengröße bis 0,02 μιτι nach einem 60miniitigen Glühen bei II5O°C dargestellt. Der Kurvenverlauf zeigt, daß mindestens 0,004% Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 Jim erforderlich sind, um ein ausreichend feines Austenitkorn zu gewährleisten. Allerdings genügt diese Bedingung allein nicht; denn allzu hohe Glühtemperaturen bewirken trotzdem eine unerwünschte Kornvergröberung.

So ergibt sich aus dem Diagramm der F i g. 2. daß die Glühtemperatur höchstens 1150⁰C betragen darf, wenn die Austenilkorngröße ASTM 3 nicht unterschreiten soll. Vorzugsweise beträgt die Glühtemperatur mindestens 900 C. Um einen Mindestgehalt von 0.004% an Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0.02 μπι zu gewährleisten, muß das beim Erstarren des Stahls nach dem Gießen ausgeschiedene grobe Titannitrid in einer Menge von mindestens 0.004% beim Ausgleichs- bzw. Lösungsglühen in Lösung gehen, um sich dann beim Vorw;ii/eu und Abkühlen vor dem Brammenglühen in entsprechender Menge als Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0.02 μηι abscheiden zu können. Bei zu hohem Titangehalt ist es schwierig, einen Titannitridgehalt von mindestens 0.004% beim normalen Blockglühen in Lösung zu bringen, da in diesem Falle während des Blockerstarrens grobes Titannitrid ausscheidet. Aber auch dann hängt die Löslichkeit des Titannitrids von der Glühtemperatur und -zeit ab. d. h. bei zu hoher Glühtemperatur kommt es zu Urandflecken, weswegen eine bestimmte Höchsttemperatur nicht überschritten werden darf. Wichtig ist daher auch, daß der Titangehalt des Stahls 0.03% nicht übersteigt, wenngleich für die Mindestmenge an Titannitrid von 0.004% ein Mindcsttitangehalt von 0.004% unter Berücksichtigung dcsO\ydations\erlustes beim üblichen Stahlherstellen ausreicht. Der Titangchalt beträgt daher 0.004 bis 0.03%.

lim das beim Erstarren des Stahls ausgeschiedene Titannitrid beim Glühen in Lösung zu bringen, mui nicht nur der Titangehalt, sondern auch der Stickstoffgehalt begrenzt werden. Die untere Grenze de·· .Stickstoffgehaltes von 0.001% ergib! sich aus dem Erfordernis eines Mindestgehaltes an ι·:, Lösung gehendem Tr.annitrid von 0.004%. Um zu gewährleisten, daß eine hinreichende Menge Titannitrid beim Glühen in Lösung geht, ist es nicht erforderlich, daß der Höchstgehalt an Gesamtstickstoff den Höchstgehalt des Titans übersteigt. Demzufolge beträgt der Gesamtstickstoffgehalt entsprechend einem Höchstgehalt an Titan von 0.03% nur 0.009%. Ein 0.04% übersteigender Titangehalt beeinträchtigt die Zähigkeit des Bleches, weswegen e^ erforderlich ist. die vorerwähnten Höchstgehalte an Titan und Gesamtstickstoff einzuhalten. Bei Gew ährleistung der erwähnten Gehaltsgrenzen für Titan und Stickstoff kann entsprechend dem Kurvenverlauf im Diagramm der F i g. 3 die Temperatur des Lösungsglühens für ein mindestens 0.004%iges Lösen des Titannitrids 1250~C betragen. Die Höchsttemperatur liegt bei 1400^rC. wenngleich es bei dieser Temperatur bereits zu Brandflecken an der Stahloberfläche kommen kann.

Beim Stranggießen kann es bei zu hohen Gehalten an Titan und Stickstoff zum Ausscheiden groben Titannitrids kommen, das einen Gehalt von mindestens 0.004% Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0.02 μπι schwierig macht. Aus diesem Grunde müssen auch nil Ftiiic CiHcS SiräFii:g"üPMä:nS der Tiiäfigchäli 0.004 bis 0.03% und der Stickstoffgehalt 0.001 bis 0.009% betragen. Aber selbst unter dieser Voraussetzung ist es schwierig, mindestens 0.004% Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 μπι zu gewährleisten, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit des -, Strangs zu gering ist. Aus diesem Grunde sollte die Abkühlungsgeschwindigkeit im Zentrum eines Brammenstranges bis zum Erreichen einer Temperatur von 1100"C mindestens 8°C/min betragen. Bei einer niedrigeren Abkühlungsgeschwindigkeit ergeben sich

in Schwierigkeiten hinsichtlich eines Gehaltes an Titannitrid von mindestens 0,004% mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 μπι und damit die Gefahr eines Kornwachstums, wie das Diagramm der F i g. 4 belegt. Weitere Versuche zeigten, daß ein Glühen des Walzguts

■ ·, bei 300 bis 750 C zu einem Koagulieren feiner Karbide oder ties gelösten Kohlenstoffs mit einer besonders günstigen Korngröße und damit zu einer besseren Zähigkeit und Streckgrenze führt. Dies ist auf einen .Spannungsabbau durch Ausscheidungshärten des

:n Gruncigefüges und die Maiiepunkieigenscrianeu zurückzuführen, wie sie sich bei einem BDWPT-Versuch zeigen.

Im einzelnen enthält der Stahl 0.01 bis 0.13% Kohlenstoff. 0.1 bis 1.0% Silizium. 0.7 bis 2.0% Mangan.

.·, höchstens 0.10% Aluminium. 0.004 bis 0.03% Titan. 0.001 bis 0.009% Gesamtstickstoff. 0.01 bis 0.10% Niob sowie 0.01 bis 0.15% Vanadium und/oder 0.05 bis 0.4% Molybdän unter der Bedingung, daß

(% Nb) χ (% C) ί 5 χ 10

Der Kohlenstoffgehalt muß mindestens 0.01% betragen, um ein ausreichend feinkörniges Gefüge und eine hohe Festigkeil beim Schweißen zu gewährleisten sowie die Karbidbildner Niob und Vanadium voll /ur Wirkung kommen zu lassen. Andererseits ändert sich die Menge des in fester I ösung befindlichen Niobgehaltcs bei /u hohem Kohlenstoffgehalt schon bei geringen Schwankungen der Gluhbedir.gungen. was nicht ohne schädliche Auswirkungen auf ein ausgewogenes Verhältnis von Festigkeit und Zähigkeit bleibt. Die Höchstmenge des Kohlenstoffgehaltes bestimmt sich daher nach der Notwendigkeit. Niobkarbonitridc in Lösung /u bringen, um auch bei einer Glühtemperatur unter 1150 C" Niobkarbonitride in Losung zu bringen.

Aus den Diagramm der 1 i g. 5 ist der Zusammenhang /wischen der Menge des in fester Losung befindlichen Niobs. der Glühtcmperatur ind dem Kohlenstoffgehalt be: einem Stahl mit einem Gesamtniobgchalt von 0.05% und einem Gesamtstickstoffgehalt \on 0.0060% ersichtlich. Dabei zeig! sich, daß die Menge des m fester Lösung befindlichen Niol,- mit abnehmendem Kohlenstoffgehalt zunimmt, so daß sich bei höchstens 0.13% Kohlenstoff und einer Temperatur von 1150"C das gesamte Niob in fester Lösung befindet.

Der Niobgehalt übersteigt 0,05% nicht, weil diese Menge bei einem höchstens 0.13% Kohlenstoff enthaltenden Stahl für eine hohe Festigkeit und Zähigkeit ausreicht. Bei hohem Niobgehait oder einer Glühtemperatur unter 1 !50"C muß der Kohlenstoffgehalt entsprechend verringert werden, um genügend Niobkarbonitrid in Lösung gehen zu lassen. Die Verringerung des Kohlenstoffgehaltes sollte dabei unter Berücksichtigung des jeweiligen Niobgehaltes erfolgen.

Das Diagramm der Fig.6 veranschaulicht den Zusammenhang zwischen der Glühtemperatur und dem

riViUUM UVl ULIiaitL ail ^L l<^3tV.I!l 111\JL· LJlHJ £«.IU3Ll.l!l Kohlenstoff. Der Kurvenverlauf belegt dabei, daß das

Niobkarbonitrid hinreichend in Lösung geht, wenn das Produkt aus Kohlenstoff- und Niohgehalt höchstens gleich dem Produkt der Geholte an gelöstem Niob und gelöstem Kohlenstoff ist.

Innerhalb der bevorzugten Gliihtemperaiur von 1050 bis 1150" C sollte vorzugsweise die Bedingung

(%C")x(%Nb) = 5.0x 10-^J

erfüllt .iein. Daraus ergibt sich gleichz.eitig eine weitere Bedingung für das Einstellen des Kohlenstoffgehaltes.

Der Stahl enthält Silizium schon aus Gründen der Desoxydation, wenngleich der .Siliziumgehnlt im I Mnblick auf die Zähigkeit mindestens 0.1 % betragen muß. Andererseits beeinträchtigen allzu hohe Sili/.iiimgehaltc die Reinheit, weswegen der Stahl höchstens 1.0% Silizium enthalt.

Die Anwesenheit von Mangan ist im Hinblick auf eine hohe Fesligkeil und Zähigkeit '-.'i niedriggekohlten Stahlen unerläßlich, weswegen der Stahl mindestens 0,7'Vn Mangan eiiuuiii. Der MiMigiiit^enttn d<ii'f jtuiuTi 2.0"o nicht übersteigen, weil höhere Mangangehalte die Zähigkeit in der wärmehccinfliißten Zone beim Schweißen beeinträchtigt.

Obgleich Aluminium für el ie Desoxidation des Stahls unerläßlich ist. darf der Gesamtgehalt an Aluminium 0.1 % nicht übersteigen, um sowohl in tier vvärmebfein· flußten Zone als auch in der Schweißnaht seih*; eine ausreichende Zähigkeit zu gew iihrleisien.

Das Niob gewährleistet eine hohe Zähigkeit des Bleches Lind erlaubt ein Schweißen innerhalb eines größeren Dickenbereiches hei hoher Festigkeit der Sch ν jißverbindiing. Der '-'.ihi enthält mindestens 0.01"'" Niob; denn niedrigere Niohirehaltc bewirten kein feinkörniges Gefiige und ken:·. Festigkeitserln'-hung durch '\tisscheidungsphasen. Andererseits ergeben sich auth bei eineir 0.|0"n übersteige¹ Jen Niobgehalt Schwierigkeiten heim Inlösunggchcn des Niobs im Falle einer Glnh'-vipcr.Mur \on höchsu-ns 1 IiO C und wird die Z.ähigk«.!· in der uännebeeiniiiiß ten Zone beim Schweißen beeinträchtigt.

Der Stahl kann 0.01 bis (ΐ.ΐϊ'ίί. Vanadium enthalten. Das Vanadium erhöh! wie das Niob und das Molybdän die Festigkeit und verringert hei zu hohen Gehalten tue Zähigkeit jeweils in der wärmebeeinflußten Zone verbunden mit der Gefahr einer Rißbiklung. Der Stahl enthält daher 0.05 bis 0.40"» Molybdän.

Phosphor und Schwefel enthält de- Stahl nur .ils Verunreinigungen. Dabei übersteigt tier Phosphorgehalt normalerweise 0.03'^vn nkh'. /urna! die Zähigkeit um so höher ist. je weniger Phosphor der Stahl enthält. Der Schwefelgchalt übersteigt normalerweise 0.O2¹" nicht. wenngleich sich in de¹ Praxis durchaus Schwefelgehalie von 0.0005⁰O erreichen lassen, die sich äußerst iiinstig auf die Zähigkeit ausw irken.

Der Stahl kann schließlich noch 0.001 bis 0.03°'n Seltene Erdmetalle wie Cer. Lanthan und Praseodym sowie 0.0005 bis 0.03%. vorzugsweise höchstens 0.003% Kalzium enthalten, sofern das Verhältnis der Gehalte an Seltenen Erdmetallen zu Schwefel 1.0 bis 6.0 beträgt. Auf diese Weise ergibt sich eine weitere Verbesserung der Zähigkeit, wie die Daten der Tabellen iV bis Vl belegen. Gehalte an Seltenen Erdmetailen unter 0.00 · % bleiben ohne Wirkung auf die Zähigkeit, während ein 0.03% übersteigender Gehalt die Größe und die Menge der Erdmetalloxysulfide erhöht und zu großen Einschlüssen führt, die die Zähigkeit und Reinheit des Stahls merklich beeinträchtigen.

Der Gehalt an Seltenen Erdmetailen beträet daher 0,001 bis 0.03%. Ein derartiger Gehalt trägt mit zu der Zähigkeit des Bleches bei und wird entsprechend der oben angegebenen Formel auf den Schwefelgehalt abgestimmt. Das Kalzium wirkt ähnlich wie die Seltenen

■> Erdmetalle, weswegen die Legierung 0,0005 bis 0.03%. vorzugsweise höchstens 0.003% Kalzium enthält. Schließlich kann der Stahl noch einzeln oder nebeneinander bis 0,6% Chrom, bis 1.0% Kupfer und bis 4.0% Nickel enthalten, sofern die folgende Bedingung erfüllt

in ist:

[(% Cu) + (% Ni)] / 5 + (% Cr) + (% Mo)S 0.90%

Die vorerw ahnten Elemente verbessern ebenfalls die festigkeit und Zähigkeit; sie erlauben zudem das ". Schweißen größerer Blechdicken. Ihre Höchstgehalte liegen wegen des sehr geringen Kohlcnstoffgehaltcs des Stahls höher als bei herkömmlichen Stählen. Ein 0.6% übersteigender Chromgehalt erhöht die Härte der wärmeeinflussenden Zone und beeinträchtigt die Zähigkeit sowie die Si-h-.vc

iSrißbcsiäncügkcit

gleich Nickel die Festigkeit und Zähigkeit ohne Erhöhung der Härte und Beeinträchtigung der Zähigkeit der wärmeeinflussenden Zone verbessert, wirken sich Nickelgehalte über 4.0"·'» selbst bei dem in Rede stehenden Stahl mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt in keiner Weise günstig auf die Härte und die Zähigkeit der wärmebeeinflussenden Zone aus. Kupfer wirkt in dieselbe Richtung wie Nickel und verbessert zudem die Beständigkeit gegen YVasserstoffnsse. Kupfergehalte über Ι.Ο'Ί- führen jedoch zu Lötbruch beim Warmwalzen.

Bei Beachtung der Abstinimungsrcgel l'tn Kupfer. Nickel. Chrom und Molybdän ergibt sich keine llarteerhöhung der w.irmebeeinflussenden Zone und besteht auch beim Schweißen nut geringem Wärmeeinbringen keine Rißgefahr, d. h. der Stahl ist diine w eueres schweißbar.

Nach dem Warmwalzen wird das Walzgut vorteilhafterweise auf 500 bis 750 C wieder erwärmt. Dabei ist zu berücksichtigen, dal.' bei einem Kohlenstoffgehalt über 0.10⁰C die Menge des gelösten Niobs. Vanadiums oder Molybdäns beim Brammenglühen abnimmt, dementsprechend geringer ist die für die Festigkeit, insbesondere ftir die Zugfestigkeit wichtige Menge der Karbidaus-Scheidungen dieser Elemente Hinzu kommt, daß die feinen Karbide beim Wiedere: wärmen koagulieren und sich demzufolge die Zähigkeit erhöht.

Das Aluminium dient de- Desoxydation des Stahls und stellt das Ausscheiden von einer ..usreichcnden Menge der Karbide des Niobs. Vanadiums oder Molybdäns beim Wiedererwärmen bzw. Zwischenglühen sicher, wenn der Aluminiumgehalt mindestens 0.0T5°'i beträgt. Der Schwefelgehalt darf 0.0IWO nicht übersteigen, um die angestrebte Zähigkeit zu gewährleisten.

Beim üblichen Warmwalzen kann es auch bei Einhaltung der angegebenen Gehaltsgrenzen schwierig sein, ein Stahlblech mit hoher Kaltzähigkeit und einer Streckgrenze von mindestens 40 hb herzustellen. In der letzten Walzstufe sollte daher bei einer Höchsttemperatur von 930^rC mit einer Querschninsabnahrne von mindestens 50% und einer Fertigstichtemperatur von höchstens 830" C gewalzt werden. Auf diese Weise läßt sich eine weitere Verbesserung der Zähigkeit und Festigkeit erreichen.

Liegt die Gesamtquerschrittsabnahme bei Walztem-DSfuiürcn von höchstens ^3Cr C über 50^ⁿ dsnn st^H^n sich nach dem Kurvenveriauf im Diagramm der F i g. 7

eine hohe Streckgrenze und Zähigkeit ein. Hingegen läßt sich mit einer Gesamtquerschnittsabnahme unter 50% weder eine Streckgrenze von mindestens 40 hb noch eine hohe Kaltzähigkeit erreichen. Dies gilt auch für eine Gesamtquerschnittsabnahme von mindestens 5O"/o. wenn die Endtempenilur 830¹" C übersteigt, wie der Kurvenverlauf :~.n Diagramm der F i g. 8 belegt.

Was nun die Walztemperatur vor dem Fertigstich anbetrifft, so ist eine hinreichende Kaltzähigkeit auch dann gewährleistet, wenn die Walztemperatur teilweise unter der An-Temperatur liegt. Das erfindungsgemäße Verfahren erlaubt mithin ein Wal/cn im Zweiphasen-Gebiet, wenngleich die Walztempvratur im Hinblick auf eine ausreichende Zähigkeit mindestens 650 C" betragen sollte.

Beim Brammenstranggicöen kann die Stranggtißbramme in einer Hitze geglüht und anschließend in der angegebenen Weise mit einer Gesamtqiierschnittsabnahme von mindestens 50% bei einer Wal/temperatur won KrSi'lulpnt ΟΪΠ f iinrl

F^:rultpmnpr:itiir von

höchstens 830" C gewalzt werden.

Staiidgußblöcke werden zunächst bei 1250 bis 1400 ( geglüht, um mindestens 0.004% Titannitrid in feste Lösung zu bringen, sowie anschließend vorgewalzt und dann einem Ausscheidungsglühen bei einer Temperatur von höchstens 1150"C unterworfen sowie schließlich in der angegebenen Weise mit einer Gesamtquerschnittsabnahme von mindestens 50% bei einer Walztemperatur von höchstens 930'C und einer F.ndtemperatur von höchstens 830' C ausgewalzt.

Die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Vorwalzen sollte verhältnismäßig hoch liegen. Das Abkühlen ist dabei um so wirkungsvoller, je geringer der Titangehalt ist. Anschließend wird der Stahl zu Blech. Wand oder auch Draht ausgewalzt.

Im Falle eines Wiedererwärmens bzw. Zwischenglühens nach dem Warmwalzen kann die Gesamtquerschnittsabnahme bei Walztemperaturen von höchstens 900⁰C auch mindestens 60% betragen, da bei geringeren Querschnittsabnahmen die Menge der im Hinblick auf die Festigkeit und Zähigkeit erforderlichen feinkörnigen Niob-. Vanadium- oder Molybdänausscheidungen nach dem Zwischenglühen nicht ausreicht und demzulolge die festigkeit und Zähigkeit Deeiniracntigt werden. Andererseits führt eine Gesamtquerschnittsabnahme über 95% bei Walztemperaturen von höchstens 900⁰C zu groben Niob-, Vanadium- oder Molybdänausscheidungen bzw. -karbiden, was sich ebenfalls nachteilig auf die Festigkeit auswirkt.

Die Endtemperatur des Walzens liegt vorzugsweise bei höchstens 800" C. da andernfalls keine ausreichende Menge feiner Ausscheidungen sowie keine hohe Festigkeit und Zähigkeit gewährleistet sind. Andererseits führt eine Endtemperatur unter 500" C ebenfalls zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit sowie zu einem Koagulieren des feinkörnigen Niob-, Vanadium- und Molybdänkarbids beim Zwischenglühen, was sich nachteilig auf die Festigkeit auswirkt.

Eine niedrige Endtemperatur ist mit einem Walzen in vornehmlich perlitischem Bereich und dementsprechend mit einem äußerst starken Verformen der feinen Karbide in dem verformten perlitischen Grundgefüge verbunden. Falls dadurch ein ausgewogenes Verhältnis von Festigkeit und Zähigkeit gestört wird, sollte die Endtemperatur 700⁰C nicht unterschreiten. Andererseits kommt es bei einem allzu starken Verformen bei höheren Temperaturen im Auster.itgebiet zu groben Karbidausscheidungen und zu einem Koagulieren dieser Karbidausscheidungen beim Nachglühen, wodurch die Zähigkeit empfindlich gestört wird. Vorzugsweise übersteigt die tndtemperatur daher 78O°C nicht. Das Nachglühen im Anschluß an das Warmwalzen zielt auf eine gleichmäßige und angemessene Vergröberung der feinen Karbidausschcidungen und damit auf einen Spannungsabbau im Grundgefüge als Folge eines Alisscheidungshärtens ab, um die Zähigkeit zu verbessern. Die Giühtemperatur muß daher mindestens 300°C betragen und übersteigt 750°C nicht, da es andernfalls zu einer unerwünschten Karbidvergröberung und damit zu einem beträchtlichen Festigkeitsabfall kommt. Vorzugsweise liegt die Temperatur des Nachglühens bei 500 bis 700" C. Die Glühzeit beträgt im Hinblick auf die gewünschte begrenzte Karbidvergröberung mindestens 1 min. überschreitet aber 10 Stunden nicht, da es andernfalls zu einer unerwünschten Karbidvergröbrrung und zu einer beträchtlichen Festigkeitsabnahme kommt. Im Hinblick auf eine optimale Kombination voii Fi-uigki'it linii Zähigkeit beträgt die Glühzeit vorzugsweise 10 Minuten bis 2 Stunden. Das Glühen selbst kann nach dem Warmwalzen in einer Hitze geschehen, um gleichzeitig auch etwaigem Wasserstoff auszutreiben. In diesem Falle ist die Gefahr von Wasserstoffrissen bzw. Flocken besonders gering.

Obgleich eine theoretische Erklärung noch aussteht, hat es den Anschein, daß die Flockenbeständigkeit des Stahls im Zusammenhang mit dessen geringem Kohlenstoffgehalt und dementsprechend geringen Steigerungen dem Fehlen grober Karbide sowie dem Spannungsabbau beim Koagulieren der feinen Karbide während des Nachglühens zusammenhängt.

In den nachfolgenden Tabellen I bis IX sind die Daten und Ergebnisse von Versuchen mit unter die F.rfindung fallenden Stählen I bis 6. 13 bis 15 und 17 bis 22 sowie mit außerhalb der Erfindung liegenden Stählen 7 bis 12. 16 und 23 bis 26 zusammengestellt.

Bei den Versuchen wurde die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit im Zentrum einer Bramme bis herunter zu einer Temperatur von HOO⁰C gemessen. Die Angaben des Titannitridgehaltes in den Tabellen Il und V beziehen sich auf eine Teilchengröße von höchstens 0.02 μιη sowie eine Analyse vor dem Erwäimen für das i-ertigwaizen. Den Daten der Ta'uciic üi liegen Querproben zugrunde, wobei die Probe für den Kerbschlagversuch aus der Mittelzone zwischen den beiden Blechoberflächen entnommen und pT\m die Übergangstemperatur der 100%-Duktilität beim Kerbschlagversuch mit einer 2-mm-Spitzkerbprobe angibt.

Weitere Versuchsergebnisse mit jeweils unter die Erfindung fallenden Stählen A!, Bl. Cl. M und N sowie mit weiteren Vergleichsstählen sind aus den Tabellen X bis XIiI ersichtlich. Dabei wurden die Stähle Cl. C2 und C3 im Elektroofen erschmolzen, im Konverter gefeint und in spezieller Weise entphosphort. Sämtliche Stähle wurden zu Brammen vergossen, die Stähle L und M mit Hilfe einer Stranggießmaschine. Die in Tabelle Xl angegebene mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit wurde im Zentrum der Bramme beim Abkühlen bis auf HOO=C bestimmt. Die in Tabelle Xl aufgeführten Gehalte an Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0.02 μίτι beziehen sich auf eine Analyse vor dem Fertigwalzen.

In der Tabelle XIII ist auch die Zahl der Wasserstoffrisse von Proben nach einem 96stündigen Eintauchen in eine 100%ige gesättigte wäßrige Schwefelwasserstofflösung mit einer Temperatur von 25^:C angegeben. Die Angaben beziehen sich auf je

5 mm Dicke und auf beiden Seiten I mm geschliffene Proben.

Die Daten der Tabellen X bis XIII zeigen, daß die unter die Erfindung fallenden Stähle Al, BI, Cl, M und N eine ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit besitzen. Wie sich insbesondere aus der Brucl.flächenbeurteilung beim Batelle-Fallgewichtsversuch (vgl. »Stuhl und Eisen«, !979, S.352) gemäß Tabelle XIII ergibt. Außerdem besitzen diese Stähle eine ausgezeichnete Schweißzähigkeit und Flockenbeständigkeit.

Die hinsichtlich ihrer Zusammensetzung zwar unter die Erfindung fallenden Stähle A2. A3. B2. B3. C2, C3

Tabelle I

erfüllen die erfindungs.iemäßen Bedingungen tür d?-, Warmwalzen und Nachglühen nicht; dies kommt in ihren technologischen Eigenschaften deutlich zum Ausdruck.

) Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Walzgut eignet sich insbesondere zum Herstellen von Rohren, Fittings und Behälterteilcn, ais Werkstoff für den Schiffsbau sowie für Maschinen und Apparate, die in kalten Klimazonen eingesetzt werden und bei κι denen es insbesondere auf die Kaltzähigkeitseigenschaften ankommt.

Stahl	C	Si	Mn	Nh	Zugfestiekeii	V	Dehnuna	Mo	Al	vTrs	Ti	t	( < )	N
	(V)	(%)	(%l	(1V)	(hb)			(1V)	Cn)	( C)	(%)	760	('■■ι
I	0.03	0,28	1,46	0.05	59,8	C »!	44		0.021)	-138	0,021	730	0.0068
2	(MIS	0,32	1,54	0,04		0.07	41	(1.20	0,019	-132	0,014	800	0.0047
3	O.'5	0,32	1,54	0.04	65.7	0.05		(1.20	0.019	0,014	740	0.0047
4	0,05	0,32	1,54	0.04		0.05	0.20	0.019	0.014	740	0.0047
5	0.05	0,22	1,82	0.06		0.05	0.26	0.03 I	0.011	690	0.0052
6	0.05	0,22	1,82	0,06			0.26	0.03 I	0.011	730	0.005?
7	0.05	0,32	1,54	0.04		0.20	0.019	0.014	860	0.0047
8	0.05	0,32	1,54	0.04	0.05	0.20	0.019	0.014	740	0.0047
9	0,05	0,32	1,54	0.04	0.05	0.20	0.01')	0,014	720	0.0047
K)	0.12	0,21	!,46	0.05	0.05		0.023	-	760	0.0081
Il	0.03	0,24	1,51	0.04	0.06	0.10	0.029	-	720	0.0061
12	0,08	0.29	1,39	0.06	0.05	0.18	0.021	0.042		0.0088
Tabelle	Il
Stahl	Ahkühlu.-	Gliih-	Ahkuhlp.-	IiN		Korn-	Uuerschn.	f-ert in-		Blech-
	(ieschwind.	temp.	(icschwim		(.,lüh-	ürölk	Ahnahme	stith		dicke
					temp.		r-.i\. 930
	( ( /min)	( O	( t/min)	( Vl		(ASTMl	( ■·)	mim)
ι	luv		_.	u.iXiv.i	( ι )	7,0	SO	20
	-	1350	1,0	0.0062		4.5	75	20
3	-	1350	1,0	0.0062		4.5	75	20
4		1350	1.0	0.0062		4.5	55	20
5		1320	60	0.0052		5.0	65	ρ 5
6	-	1320	60	0.0052		5.0	80	25
7	-	1350		0.0062		5.0	35	20
8	-	1350		0.0062		5.0	55	20
9	-	1350		0.0062		0.5	75	20
10	-	1350		-		1.0	75	16
11	-	1350		-		0.5	80	20
12	20.0	-	,0	0.0026		1.0	75	20
Tabelle	III		,0
Stahl	Streckgrenze	,0	IΙΛΙΙ	vE-60 C	PJ1110
	(hb)	,0	150	(J)	( C)
1	53,0	,0	150	241	-80
2	55.6	-	150	228	-74
		150
	150
	150
150
150
150
150
150

	13	13	/min)	Mn	Mn	Zugfestigkeit	27	16 081	0,0062	)	Ti	Cr	vE-60 C	14	75	vTrs	Ca	pTiiKi
		14		(%)	Γ»)	(hb)			0.0058		CA)	("■■I	(J)		75	( c·)	(%)	( C)
	Streckgrenze	15		1.54	0.82	63,6			0,0058		0,014		242	vTrs	70	-140	—	-66
	(hb)	16		1,47	0.82	63,1			-	0,05 0.04	0,016		253	( Cl	75	-148	0,0008	-58
	49,1	Tabelle Vl		1,47	1.46	65,9				0.03 0.03	0,016		259	-123		-152	0,0008	-78
	53,2	Stahl		1,48	1.28	70,3		Dehnung			-	0.52	212	-114	-103	0.0011	-69
	47,8					60,9		(%)					219	-142			-34
	53,9	13		Glüh-		55,3		42			Glüh-		232	-128	Cu ΛΙ	Fertig	-32
	50,3	14		temp.		65,8		41			temp.		201	- 76	Ci) ("/»)	stich	-46
	38,8	15			59,9		48				168	- 82	0.024		-26
	56,2	16		( Ο	63,3		44			( O	202	- 92	0.024	( ι)	-48
	53,2	Tabelle VII		1350	61,9		43			1150	172	- 91	0.32 0.021	740	-32
	53,8	Stahl C		1350			44			1150		- 98	0.028	770
	52,8	(■'.)		1350	Nb V		41		1050	N	- 82		760	SE/!
		17 0.06		1320	CA) CA)		41		1150	CA)			720
	Si	IS 0.06			0,04 0,05		43			0,0047	S SE			2.3
	("A)	I1) 0.04		Streckgrenze	0,06	Mo	42		Dehnung	0,0059	CA) (%)			4,0
	0,32	20 0.06		(hb)	0,06	CA)			("„)	0,005V	0,004 0,009			4,0
	0,28		53,6	0,04 0,05	0.20	Al		45	0,0082	0,003 0,012			3,0
	0,28	52,5		0.23	CA)	42		0,003 0,012
	0,31	50,3	Abkühlg.-	0,23	0,019	43	Korn	0,003 0,009			Blech
		52,1	Geschwind.	0,12	0,032	42	größe				dicke
	Stahl Abkühlg.-				0,032			Querschn.-
	Geschwind.	Si	( (.7min)	TiN	0,023	Mo		Abnahme		Ti	(mml
		CA)	1.0			C-)	930 C max.		("■>)	25
	( C	0,22	60			0.21	(ASTM) (%)		0.016	20
	0.22	60	(%)		0.21	4,5		0.016	20
	0.32	1.0		0.18	5,0		0.01 2	20
	0.38			0.10	6,5		0.014
		/.ugl'cstigkcil		0,5		PTlllH
		(hb)				( O
		63.7		vH-60 (		- 87
		62.6		(J)	- 81
		60,9		26,3	-103
		60,6		28,9	- 59
		29.2
	Nh V	20.6	N
	Γ1«) ι		Cn)
	0.03	Ni	0.007
	0.03	("..)	0.007
	2.30	0.005
	2.30	0.004
	1.30
	0,93
Fortsetzung
Stahl
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
Tabelle IV
Stahl C
(%)
13 0,05
14 0,03
Ii 0.03
16 0,09
Tabelle V

	C	Si	C	15	Mn	Nb	-	27 16 081	Cr	(M	N	Ni	16	Cu	Al	80	Nb	C max.	■	N	S	1.60Ni
	CA)	CA)	(M		(M	«%)	-		CA)	49	(M	CA)		(%)	CA)	55	(M			CA)		1.60Ni
	0,05	0,29	0,04	Mn	1,52	0,06	60		—	50	0,00M)	3,02	—	0,033	75	0.037			0,0078	)	1.60 Ni
	0,05	0,29	0.04	(%)	1.52	0,06	60	V Mo	-	49	0.0050	3,02	-	0,033	65	0.037		Ti	0,0078		0.02 SP '■■
Fortsetzung	0,06	0,22	0.04	0,91	1.52	0,03	-	CA) CA)	-	46	0.0050	2,30	-	0,024	75	0.037		I'M	0,0073	!
Stahl	0,06	0,22	0.08	0,91	1.38	0,03	-	0,20	-	50	0.004')	2,30	-	0,024	65	0.03(1		0,021	0,0073
	0,03	0,31	0.08	0,82	1.38	0,06		0,20	-	51	0.004')	1,38	0,39	0,028	40	0.030		0,021	0,0081
21	0,03	0,31	0.08	0,82	1.38	0,06	0,21	-	50	0.004')	1,38	0,39	0,028	55	0.030		0,016	0,0081
22	Tabelle VIII		0.03	1,39	1.1X)		0,21		51	0.005 I				75	0.04!		0,016
23	Stahl	Abkühlg.-		1,39		Abkühlg.-	0,05 0,15	Glüh-	47		Ko rn-		Querschn.-	75		-	'ilech-
24		Geschwind.				Geschwinc	0,05 0,15	temp.	48		größe	Abnahme			-	dicke
25				Glüh-								930
26				temp.	( C/min)	TiN	( Ο	Al O		(ASTM) (%)			Fertig	(mm)
17	( C/min)			60		1150	(M (M		5,0		vTrs	stich	35
18	_		( C)	60		1050	0,036 0,006	7,0		( C)		35
19	-		1350	1.0	CA)	1050	0.036 0.006	6,5		-128	( O	35
20	-		1350	1,0	0,0069	1150	0.036 0.006	4,5		-134	720	25
21	-		1350	0,0069	1150	0.028 0.005	5,0		-133	726	35
22	20,0		1350	0,0054	1150	0.028 0.005	5.0		-126	740	35
23	20,0		-	0,0058	1150	0.028 0.005	5,0		-135	720	35
24	-		-	0.0082	1050	0.035 0.004	7.0		-121	740	35
25	-	1350	0.0082	1150		1.5		- 96	810	35 1
26	20.0	1350	0,0069	1050		2.5		- 89	720	35 I
	20.0	-	0,0069					- 97	830	I
	Tabelle IX	-	-	Zugfestigkeit Dehnung		vE-60 C	-102	760	PT,,,,, I
	Sliihl		-	(hb)		(J)		760	( C) I
	Streckgrenze		67.3		23.2	V		_71 I
17	(hb)		68.2		25.8	(M		-79 1
18	52.3		62.4		24.3	0.0dl		-80 I
19	53.6	65.0		22.5	0.061		-72 J
20	46.8	68.7		23.8	0.061		-79
21	50.4	62.9		26.2			-70 j;
22	53.8	68.8		17.4			-48 1
23	49.2	54.6	20.1			-39 j
24	51.9	63.5	15.2			-38 I
25	39.5	64.2	19.2		-43
26	47.4
	48.6	I' S	Ti
		(M (M	(%)
	Si	0,016 0,004	0,014
	(M	0.016 0.004	0.014	Mo
	0,26	0.016 0.004	0.014	(%)
	0.26	0.012 0.003	0.012	0.24
	0.26	0.012 0.003	0.01 2	0.24
	0.20	0.012 0.003	0.012	0.24
	0.20	0.0OS 0.004	0.007	0.28
	0.20	0.28
	0.25	0.28
		0.31
Tabelle X
Sinhl
Al
Λ 2
Λ 3
I)I
U 2
153
Cl

ι	Fortsetzung	C	Si	17	Mn	P	27 16 081	( C)	O	N	Ti	,0	-	18	Nb	V	Mo	(%,
	swhl	0,03	0,25		1,90	0,008		1350	0,004	0,0051	0,007	-		0,041	-	0,31	0,02 SE
	C2	0,03	0,25	1,90	0,008		1350	0,004	0,0051	0,007	60	0,041	-	0,31	0,02 SE
	C3	0,13	0,18	1,26	0,020	S AJ	1350	0,006	0,0051	0,015		0,036	0,071	0,30	0,60 Ni
I	0,08	0,19	1,52	0,013	0,004 0,035	1320	0,006	0,0075	-		0,051	0,060	-	0,02 SE
J	0,06	0,26	1,48	0,019	0,004 0,035	1320	0,005	0,0061	0,046		-	-	-	-
j κ	0,08	0,25	1,36	0,025	0,003 0,050	1320	0,006	0,0050	0,010		0,041	-	0,30	-
I L	0,02	0,11	1,65	0,020	0,006 0,041	1350	0,005	0,0055	0,013		0,011	0,056	0,27	0,20 Ni
j M					0,005 0,036	1350								0,26 Cu/
					0,014 0,030	1350								0,009 SE
I	0,08	0,15	1,38	0,018	0,003 0,026	1320	0,006	0,0070	0,012		0,060	0,080	-	0,76 Ni
I N						1350								0,008 Ca
I				Tabelle		1350
I				0,003 0,030	-			Abkühlungs-		TiN
I M					-			Geschwindigkeit
				XI	1350			( C/min)		(%)
i				Abkühlungs- Glühtemp			1,0		0,C068
I				Gesch Bindigkeit	Querschnitts-		1,0		o!oO6O
p.				( C/min)	Abnahme		1,0		0,0062
I				_	max. 900 C		1,0		0,0059
				-	(%)		1,0		0,0057
Is				-	70		1,0	Fertigstich	0,0056
I				-	70		60		0,0060
				-	45		60		0,0059
				-	70		60	O	0,0061
				-	70		1,0	720	0,0048
				-■	55		60	720	-
				-	70		800	0,0030
				-	55		720	0,0076
				-	60		720	0,0088
				-	70		770	0,0069
	^ Tabelle XII			19,0	70		700
..; Glühtemperatur			18,5	70		750			llaltctempcratur	Maltezeit
			-	65		820
				70		720
':;■ ( C)		Korngröße	65		730	( O	(min)
■ 1150					700	630	30
ν. 1150					690	-	-
'; 1150		(ASTM		720	630	30
1150		6.5		700	600	20
1150		6,0			-	-
1150		6,5			600	20
1150		6,0			660	40
1250		5,5			660	40
1250		5,5			660	40
1150		6,5			630	30
1150		6.5			640	30
1250		6,5			650	20
1150		4,0			630	30
1050		0.5			530	5
1150		1,5			590	20
		6.5
	7,(i
	6.5

	19	27 16 0έ	270	Il	20	180	Ha- Risse (mm)
Tabelle XIII			160			160	0
Blechdicke (mm)	Streckgrenze (hb)	Zugfestigkeit vE-40 C (hb) (J)	140	vTrs beim BDWT- Kerbschlagarbeit Versuchs, 85% Schweißprobe Scherbruchanteil -40 C ( Π (J)	170	4
32	54	64	300	-120	160	I
32	50	62	170	- 80	150	1
32	48	61	190	- 85	160	8
26	57	68	130	-140	80	5
26	54	63	70	- 90	50	1
26	55	66	40	-100	70	7
41	65	75	80	-HO	120	6
41	59	72	40	- 95	60	7
41	58	71	70	- 90	70	3
26	50	63	60	- 45	20	5
26	52	64	250	- 40	240	9
32	51	63	180	- 60	120	0
26	50	62	- 40		1
32	53	64	-120
26	56	66	-105
			Hierzu 5 Blatt Zeichnungen

Claims (1)

Patentansprüche;

1. Verwendung eines kontrolliert gewalzten Stahls mit einer Streckgrenze von mindestens 40 hb, bestehend aus 0,01 bis 0,13% Kohlenstoff, 0,1 bis 1,0% Silizium, 0,7 bis 2,0% Mangan, höchstens 0,1% Gesamtaluminium, 0,004 bis 0,03% Titan, 0,001 bis 0,009% Gesamtstickstoff, 0,01 bis 0,10% Niob, sowie 0,01 bis 0,15% Vanadium und/oder 0,05 bis 0,40% Molybdän bei einem Gesamtgehalt an Niob und Kohlenstoff von höchstens 0,005% und mindestens 0,004% Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 μπι, 0 bis 0,6% Chrom, 0 bis 1,0% Kupfer, 0 bis 4,0% Nickel unter der Bedingung

[(% Cu)+(% Ni)]/5+(% Cr)+(% Mo)<0,90%,