DE2738250A1

DE2738250A1 - Verfahren zur herstellung von stahlblech mit ausgezeichneter zaehigkeit bei tiefen temperaturen

Info

Publication number: DE2738250A1
Application number: DE19772738250
Authority: DE
Inventors: Hiroaki Masui; Hiroo Mazuda; Hajime Nakasugi; Hiroshi Tamehiro
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1976-08-27
Filing date: 1977-08-25
Publication date: 1978-03-02
Also published as: GB1582767A; DE2738250C2; CA1105813A; IT1084711B; US4138278A

Description

Dr.-lng. Reimar König ■ Uipl.-lng. Klaus Bergen

Cecillenallee 76 A Düsseldorf 3d Telefon 452DO8 Patentanwalts

24. August 1977 31 730 K

NIPPON STEEL CORPORATION

No. 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

"Verfahren zur Herstellung von Stahlblech mit ausgezeichneter Zähigkeit bei tiefen Temperaturen"

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Stahlblech mit ausgezeichneter Zähigkeit bei tiefen Temperaturen. Diese Bleche finden im Rohrleitungsbau und für Leitungsarmaturen Verwendung. Sie haben ausgezeichnete Fallrissproben-(Drop Weight Tear Test (DWTT))-Eigenschaften bei niedrigen Temperaturen von -30⁰C oder niedriger, wie es vom "American Petroleum Institute" (API) mit den SR6-VorSchriften gefordert wird.

Seit einigen Jahren wird dem Naturgas als neuer Energiequelle größere Bedeutung beigemessen, und in der Artis werden auf der Suche na-ch neuen Gasfeldern Schürf- und Entwicklungsarbeiten betrieben. Aufgrund dieser Schürfund Entwicklungsarbeiten wachsen die Forderungen nach hochfesten und hochzähen Rohrleitungen mit großem Durchmesser und Armaturen für Gas, mit denen der Transport des Gases zum Verbraucher zweckdienlich und wirtschaftlich möglich JSt.

Stahlrohre, die als Gasleitungen eingesetzt werden, müssen eine ausgezeichnete Dehnbadeit (Duktilität) haben, wie durch DWTT festgelegt ist, wodurch spröde Brüche ver-

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hindert werden. Außerdem müssen diese Stahlrohre einen besonders guten Charpy-Schlagzähigkeitswert aufweisen, um eine große Reihe von Dehnungsbrüchen der Rohrleitungen und der Leitungsarmaturen zu verhindern.

Üblicherweise werden Stahlbleche für Gasrohrleitungen, die die obengenannten verschiedenen Materialbedingungen erfüllen, durch das sogenannte "gesteuerte Walzen" hergestellt. Auch Nb-haltige Stähle (im Folgenden Nb-Stähle genannt) werden hauptsächlich für diesen Zweck eingesetzt.

Der Nb-Stahl ist eine der meistgebräuchlichen Stahlsorten und hat ausgezeichnete Eigenschaften, aber andererseits weist der Stahl Mangel bezüglich folgender Eigenschaften auf:

1. Um Nb wirksam zur Ausscheidungshärtung und Gefügeverbesserung benutzen zu können, ist es erforderlich, grobe Ausscheidungen von Nb(CN), das in der Stahlbramme enthalten ist, während des Erhitzens der Bramme vollständig in fester Lösung zu lösen.

Das ausgeschiedene Nb(CN) ist bei hohen Temperaturen stabil, so daß es bei 115O⁰C oder weniger nicht vollständig in fester Lösung gelöst ist, wodurch für das Erwärmen eine relativ lange Haltezeit erforderlich ist, so daß dadurch die Produktivität des Heizofens sinkt.

2. Wenn die Stahlbramme auf eine Temperatur bis zu 1150⁰C erhitzt wird, wo Nb(CN) beginnt, sich in fester Lösung zu lösen, ändert sich der Gehalt an Nb in fester Lösung, die so erreicht wird, aufgrund der Schwankungen der Aufheiz temperatur beträchtlich. Wenn der Anteil an Nb in fester Lösung übermäßig ansteigt, sind die Austenitkörner (erhitzte ^-Körner), die sich während des Aufheizens

bilden, in einem beträchtlich gemischten Gefüge, so daß die Zähigkeit abnimmt, und gerade wenn das Walzen unter den gleichen Bedingungen, wie im Falle einer Stahlbramme, in der die Austenitkörner nicht in einem gemischten Gefüge sind, durchgeführt wird, wächst der Anreicherungsgrad außerordentlich an, so daß das Material bezüglich seiner Festig-keit zu wünschen übrig läßt.

3. Nb ist ein Element, das die Rekristallisation von gewalzten Austenitkörnern (gewalzten £" -Körnern) während des Walzens stark verhindert, so daß unterhalb etwa 105O⁰C keine zufriedenstellende Rekristallisation eintritt. Daher tritt Nicht-Rekristallisation (verlängertes Austenitgefüge) der Austenitkörner ein, bevor die Körner in feinkörnig rekristallisierte gewalzte Austenitkörner während des Walzens umgewandelt werden. Demzufolge treten sich solche Schwierigkeiten gegenüber, daß die Abnahme in dem Temperaturbereich der Nicht-Rekristallisation nicht stark genug ist, und daß, wenn das Walzen bei einer hohen Temperatur in der Nicht-Rekristallisationszone beendet wird, das so erreichte Walzgefüge ein grobgemischtes Korngefüge ist, das empfindlich gegenüber dem Auftreten des Widmannstatten-Gefüges ist, insbesondere dann, wenn die endgültige Plattenstärke dick ist.

4. Wenn das Warmwalzen verstärkt wird, erreicht das Ertragsverhältnis (Streckgrenze : Festigkeit) 9596, so daß die Herstellung des Stahlrohres, wie beispielsweise das UO-Verfahren zur Formung des Rohres schwierig wird und die Abnahme der Streckgrenze aufgrund des Bauschinger-Effektes beträchtlich ist und so eine übermäßig hohe Streckgrenze für das Stahlblech verlangt wird.

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5. Das während des Schweißens des Stahlbleches ausgeschiedene Nb(CN) kann sich wieder verfestigen, wobei die Härte erheblich ansteigt und die Zähigkeit des Schweißmaterials und der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone beträchtlich absinkt. Auch wenn das Entspannungs-Anlassen durchgeführt wird, fällt das Nb, das sich während des Schweißens wJaLer verfestigt hat, aus und verringert die Zähigkeit erheblich.

6. Wenn die Brammen im Stranggußverfahren (SG) hergestellt werden, fällt Nb(CN) an den Korngrenzen der Austenitkörner aus und verursacht die intergranulare Versprödung, die zu Oberflächenbrüchen der Stahlbramme führt.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von Stahlblech mit ausgezeichneter Zähigkeit bei tiefen Temperaturen zu schaffen, dem die vorerwähnten Nachteile nicht anhaften, das vielmehr so ausgebildet ist, daß der hierdurch hergestellte Stahl die vorteilhafte Besonderheit des Ausscheidungshärtens aufgrund der Gefügeverbesserung, die bisher durch die Nb-Stähle erzielt wurde, aufweist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß eine Bramme aus Stahl der Analyse

0,01 bis 0,13% C, 0,05 bis 0,8% Si, 0,8 bis 1,896 Mn₁ 0,01 bis 0,0896 Al insgesamt, 0,08 bis 0,4096 Mo, nicht mehr als 0,01596 S,

Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen

auf eine Temperatur von nicht höher als 115O°C erhitzt wird und daß die so erhaltene Bramme durch wenigstens drei Walzstiche mit einer prozentualen Mindestabnahme von nicht weniger als 296 je Walzstich in einem Temperaturbereich von 900 bis 1050⁰C, mit einer prozentualen Gesamtabnahme von nicht weniger als 50$ und bei einer Endtemperatur von nicht höher als 820°C gewalzt wird.

Nach einem weiteren Merkmal der Erfindung ist vorgesehen, daß die Stahlbramme zusätzlich noch 0,02 bis 0,296 V enthält.

Das erfindungsgemäß ausgebildete Verfahren kann in der Weise modifiziert werden, daß die Stahlbramme zusätzlich noch wenigstens einen der Zusätze

0,001 bis 0,0396 Seltene Erden (SE), 0,0005 bis 0,0396 Cr und 0,004 bis 0,03% Ti

aufweist und die Bramme bei Anwesenheit von Ti 0,001 bis 0,009% N enthält sowie bei Gegenwart von Seltenen Erden (SE) das Verhältnis von Seltenen Erden zu Schwefel (SE/N) in dem Bereich von 1,0 bis 6,0 liegt.

Außerdem kann die Bramme noch wenigstens einen der Zusätze zusätzlich enthalten, und zwar:

nicht mehr als 0,696 Cr, nicht mehr als 0,696 Cu und nicht mehr als 2,596 Ni.

In weiterer Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, daß die prozentuale Abnahme je Walzstich über 596 liegt.

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- (r- ⁹ 273825D

Die Erfindung wird im Folgenden anhand der Zeichnungen näher erläutert:

Fig. 1 ist eine Darstellung, die den Effekt des Molybdängehaltes auf die rekristallisierten gewalzten Austenitkörner und Kerbübergangswerte (vTrs-Werte) zeigt;

Fig. 2 ist eine Darstellung, die die Relation zwischen der Heiztemperatur und der Korngröße des erhitzten Austenits zeigt, wenn der vorliegende Stahl (Tabelle I, B) auf verschiedene Temperaturen erhitzt wird und 60 Minuten lang auf diesen Temperaturen gehalten wird.

Fig. 3 ist eine Darstellung, die die Relation zwischen der Walztemperatur und der Korngröße des gewalzten Austenits unter einer bestimmten Walzbedingung zeigt;

Fig. 4 ist eine Darstellung, die die Relation zwischen der Zahl der Walzstiche in dem Temperaturbereich von 950 bis 980°(
Austenits zeigt;

von 950 bis 980⁰C und der Korngröße des gewalzten

ist eine Darstellung, die die Relation zwischen der Abnahme bei einer Temperatur nicht höher als 900°C und der Streckgrenze sowie der Übergangstemperatur der 8596 SprÖdbruch-Eigenschaft bei der Fallrissprobe (transition temperature of 8596 brittle fracture characteristic in the Drop Weight Tear Test (DWTT 8596 SATT) im vorliegenden Stahl zeigt (Tabelle I, C);

Fig. 6 ist eine Darstellung, die die Relation zwischen der Endtemperatur und der Streckgrenze sowie den DWTT 8596 SATT-Werten im vorliegenden Stahl zeigt (Tabelle I, C);

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Fig. 7 zeigt Formen und Abmessungen von Teststücken für den DWTT-Test;

Fig. 8 zeigt wie der Bruch des Teststücks beobachtet wird.

Das Zufügen von Mo in sehr kleinen Mengen erhöht die Festigkeit und die Streckgrenze aufgrund seines die Härtung verbessernden Effektes, erniedrigt das Ertragsverhältnis (yield ratio), und ist unter gewissen Bedingungen in der Hochtemperaturzone während des Walzens sehr wirkungsvoll, um die rekristallisierten gewalzten Austenitkörner za verbessern, während es in dem Temperaturbereich unter 900⁰C, ähnlich wie Nb und V, wirksam ist, um die gewalzten Austenitkörner zu verlängern und die Walzstruktur zu verbessern. Was insbesondere im vorliegenden Zusammenhang betont werden sollte, ist, daß die rekristallisationsverhindernde Eigenschaft von Mo schwächer als die von Nb aber stärker als die von V ist, und zwar in Abhangjgceit von der Menge des zugeführten Mo und von den Aufheiz- und Walzbedingungen.

Wegen der obengenannten ausgezeichneten Eigenschaften des Mo können die rekristallisierten gewalzten Austenitkörner weitergehend in dem Mo-enthaltenden Stahl als in den Nb-Stählen verbessert werden. Aus dem gleichen Grund können die rekristallisierten gewalzten Austenitkörner durch Walzen bei 90O⁰C oder weniger in dem Mo-enthaltenden Stahl verlängert werden, so daß eine sehr feine Walzstruktur mit bemerkenswert weniger Mischkörnern erreicht werden kann.

Der Mo-haltige Stahl hat auch einen Vorteil gegenüber dem V-haltigen Stahl, nämlich dahingehend, daß Mo im Gegensatz zu V sehr wirksam zum Verbessern der gewalzten austenitischen Körner im Hochtemperaturbereich ist und daß die ge-

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- Sr-

walzten Austenitkörner verlängert werden können und deshalb eine feine Walzstruktur erreicht werden kann, sogar wenn das Wizen nicht bei so niedrigen Temperaturen durchgeführt wird, weil Mo die Rekristallisation stärker verhindert als V.

Der hier vorliegende Stahl bietet den Vorteil, daß es keine Heizprobleme gibt, die eigentümlich für die Nb-Stähle sind, weil Nb nicht vorhanden ist. Außerdem kann ein sehr stabiles Gleichgewicht zwischen der Festigkeit und der Zähigkeit erreicht werden.

Dieser Stahl kann im Strang gegossen werden, und wenn die Bramme im Stranggießverfahren hergestellt wird, gibt es keine Probleme im Hinblick auf Oberflächenrisse.

Das Ertragsverhältnis ist 2 bis 1096 geringer als das von Nb-Stählen in Abhängigkeit von dem Gehalt an Mo (obwohl beeinflußt durch die Anteile an C und Mn), so daß die Rohrherstellung ebenso wie der UO-VerformungsVorgang leicht durchzuführen sind, daß eine Verringerung der Streckgrenze aufgrund des Bauschinger-Effektes geringer ist oder die Streckgrenze in einigen Stahlzusammensetzungen ansteigt.

Um von den vorstehenden Vorzügen des Mo voll Gebrauch zu machen und um die vorteilhaften Eigenschaften für für Rohrleitungen vorgesehene Stahlbleche zu erreichen, nämlich Estigkeit, Zähigkeit, Schweißbarkeit des Stahlblechs als Grundmaterial sowie Zähigkeit und Widerstandsfähigkeit der geschweißten Teile gegen Wasserstoffrissbildung, ist es wesentlich, den Mo-Gehalt in einem optimalen Bereich zu begrenzen.

Fig. 1 zeigt die Relation zwischen dem Gehalt an Mo und der Korngröße von gewalzten Austenitkörnern. Aus der

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Zeichnung geht hervor, daß mit Mo-Gehalten von weniger als 0,0896 sich kein praktischer Effekt hinsichtlich der Verbesserung der gewalzten Austenitkörner einstellt und somit wenigstens 0,0896 an Mo für diesen Zweck erforderlich ist. Andererseits aber wird mit Mo-Gehalten von mehr als 0,4096 ein großer Anteil an Bainit- oder Insel-Martensit-Gefüge in dem gewalzten Gefüge hergestellt, obwohl die gewalzten Austenitkörner beachtlich verbessert werden, so daß eine Verringerung der Zähigkeit beträchtlich ist und die Widerstandsfähigkeit gegen Wasserstoffrissbildung sich trotz Vergrößerung der Festigkeit verringert. Somit wird die obere Grenze des Mo-Gehaltes bei 0,4096 festgesetzt.

Hinsichtlich des Rekristallisations-Verhinderungs-Effektes von Mo ist inzwischen herausgefunden worden, daß die Rekristallisationstemperatur mit dem Gehalt an Mo wächst, aber mit 0,0896 Mo werden die gewalzten Austenitkörner durch Walzen bei 900°C oder niedriger verlängert und somit ist dieses Maß an Mo-Gehalt zur Verbesserung des Walζgefüges wirkungsvoll. Daher ist ein Gehalt an Mo von 0,08 bis 0,4096 erwünscht.

Wie vorstehend beschrieben, ist es, um von den Vorteilen der Mo-Stähle voll Gebrauch zu machen, auch erforderlich, die Heiz- und WAzbedingungen zu begrenzen.

Es ist gefunden worden, daß die austenitisehen Körner grob werden, sobald einmal das Walzen mit einer leichten Abnahme von weniger als 296 in dem Temperaturbereich von 1050 bis 900⁰C erfolgt, so daß die gesamten Effekte der nachfolgenden Walzstiche mit großer Abnahme auf fast die Hälfte reduziert werden und die Verbesserung der austenitischen Körner kaum bzw. nur schwerlich erreicht wird, wodurch die gewünschte hohe Zähigkeit des Endproduktes nicht erreicht wird. Außerdem ist gefunden worden, daß durch drei oder

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mehr Walzstiche, von denen jeder mit einer Abnahme von mehr als 5% in dem Temperaturbereich von 1050 bis 900⁰C durchgeführt wird, die rekristallisierten Körner noch weiter verbessert werden, so daß die gewalzten Austenitkörner mit Verbesserungen von DWTT-Eigenschaft verbessert sind.

Der Abnahmebetrag, wie er in der vorliegenden Erfindung benutzt wird, ist folgendermaßen definiert*

Dicke vor Dicke nach

Abnahmebetrag (#) = _{χ 10Q}

Dicke vor der Abnahme

In den Mo-Stählen kann das Phänomen der Versprödung nicht eliminiert werden, und eine zufriedenstellende Zähigkeit bei niedriger Temperatur kann unterstellt werden, wenn die gewalzten Austenitkörner nicht verbessert und verlängert werden und das Walzgefüge verbessert wird.

Daher ist es erforderlich, die erhitzten Austenitkörner weitestgehend einzuschränken.

Fig. 2 zeigt die Relation zwischen der Heiztemperatur und den erhitzten Austenitkörnern. Aus dieser Darstellung geht hervor, daß das Aufheizen bei einer Temperatur nicht höher als 1150⁰C, insbesondere in einem Bereich von 1050 bis 1150⁰C durchgeführt werden sollte. Im Hinblick auf die mögliche Vergröberung der erhitzten Austenitkörner aufgrund einer Verlängerung der Haltezeit während des Aufheizens ist es wünschenswert, daß die Haitetemperatur zwei Stunden oder weniger beträgt.

Es ist erforderlich, die erhitzten Austenitkörner, die durch Walzen in der Rekristallisationszone verbessert

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sind, in feine gewalzte austenitische Körner zu verbessern (nicht weniger als ASTM No. 6).

Fig. 3 zeigt die Relation zwischen den Walztemperaturen unter gleicher Walzbedingung und der Korngröße von gewalzten Austenitkörnern. Hieraus geht klar hervor, daß wenn das Walzen in dem Temperaturbereich von 1050 bis 900⁰C durchgeführt wird, die auf diese Weise erhaltenen gewalzten Austenitkörner gleich oder kleiner sind als ASTM Nr. 6. Daher liegt die Walztemperatur in der Rekristallisationszone vorzugsweise zwischen 1050 und 900°C. Natürlich kann das Walzen auch bei einer Temperatur über 1050⁰C und dann in einem Temperaturbereich von 1050 bis 900⁰C durchgeführt werden.

Fig. 4 zeigt die Beziehung zwischen der Zahl der Walzstiche unter gleicher Walzbedingung und der Korngröße der so erhaltenen gewalzten Austenitkörner.

Daraus geht klar hervor, daß keine zufriedenstellende Verbe-sserung der rekristallisierten gewalzten austenitisehen Körner erreicht werden kann, wenn nicht wenigstens drei Walzstiche durchgeführt werden. Auch im Hinblick auf die prozentuale Abnahme je Walzstich in dem Temperaturbereich von 1050 bis 900⁰C ist herausgefunden worden, daß der Effekt der prozentualen Abnahme auf die Korngröße der rekristallisierten gewalzten Austenitkörner bei Mo-Stählen im allgemeinen gering ist, aber wenn die Mindestabnahme in dem obengenannten Temperaturbereich geringer als 296 ist, reicht die Warmverformung der Austenitkörner nicht aus und die Körner, die sich nach der Abnahme vergröbert haben, können nicht mehr verbessert werden, wenngleich anschließend eine große Abnahme durchgeführt wird.

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Daraus ergibt sich, daß im Rahmen der vorliegenden Erfindung jeder Walzstich mit einer prozentualen Abnahme von mehr als 2% in dem Temperaturbereich von 1050 bis 9OO°C durchgeführt werden muß.

Dann ist es erforderlich, die verlängerte Walzstruktur durch Walzen der feinen rekristallisierten gewalzten Austenitkörner in der Nicht-Rekristallisationszone nicht höher als 900°C zu verbessern. Hierzu ist es notwendig, daß die prozentuale Ge samt abnähme in der Niht-Rekristallisationszone nicht weniger als 50% beträgt. Wenn die prozentuale Gesamtabnahme bei 900°C oder niedriger 50% oder mehr beträgt, werden die Streckgrenze und die Zähigkeit beträchtlich verbessert, wie aus Fig. 5 hervorgeht, während es bei einer prozentualen Gesamtabnahme von weniger als 5096 nicht möglich ist, die Übergangs temperatur der 85% Sprödbruch-Eigenschaft bei der Fallrissprobe (DWTT 85% SATT) bei -30⁰C oder niedriger zu halten, wie es von der vorliegenden Erfindung angestrebt wird.

Andererseits kann, wenn die prozentuale Gesamtabnahme bei 900°C oder ntdriger nicht weniger als 50% ausmacht, nicht nur die gewitschte DWTT-rEigenschaft nicht erhalten werden, sondern es ist auch nicht genügend Festigkeit zu erreichen, wenn die Endtemperatur bei 820⁰C oder höher liegt, wie in Fig. 6 dargestellt ist.

Auf der Grundlage der obengenannten Erkenntnisse werden die Walzbedingungen in der Nicht-Rekristallisationszone in der vorliegenden Erfindung so festgesetzt, daß eine Gesamtabnahme von nicht weniger als 50% bei einer Temperatur nicht höher als 900⁰C und bei einer Endtemperatur nicht höher als 820⁰C durchgeführt wird.

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Hinsihtlich der Walztemperatur einen oder mehrere Stiche vor dem letzten Walzstich ist experimentell gefunden worden, daß eine gute Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen erreicht werden kann, wenn die Temperatur teilweise unter dem Ar,-Umwandlungspunkt liegt, wenn die Stahlzusammensetzung und die Walzbedingungen innerhalb des Geltungsbereiches der vorliegenden Erfindung liegen.

Daher liegt das Walzen teilweise im 2-Phasen-Bereich (/"- <£ ) im Rahmen der vorliegenden Erfindung.

Das Stahlblech kann nach dem Walzen auf eine Temperatur nicht höher als den AC. -Punkt erhitzt werden und zum Zwekke der Dehydrierung und dergleichen abgekühlt werden, ohne dadurch den Rahmen der vorliegenden Erfindung zu verlassen.

In diesem Falle wird der Inselmartensit und dergleichen in Zementit umgewandelt, und die Streckgrenze erhöht sich, während die Festigkeit zur Verbesserung der Zähigkeit abnimmt. Auch die Widerstandsfähigkeit gegen Wasserstoffrissbildung wird verbessert. Daher ist das vorstehend genannte Aufheizen bei dicken Platten ziemlich wünschenswert.

In der folgenden Beschreibung werden die Begrenzungen der verschiedenen Elemente in der Stahlzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung begründet.

Die Grundstahlzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung enthält:

0,01 bis 0,13% C,

0,05 bis 0,8% Si,

0,8 bis 1,80% Mn,

0,01 bis 0,08% Al insgesamt,

nicht mehr als 0,015% S und

0,08 bis 0,40% Mo.

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Die untere Grenze des Kohlenstoffgehaltes ist festgesetzt als Mindestgehalt für die vorgesehene Verbesserung der Grundstahlstruktur und um die verlangte Festigkeit der Schweißstellen sicherzustellen, wobei die Karbide bildenden Elemente, wie beispielsweise V, ihre Wirkungen voll entfalten können. Andererseits wird, wenn der Gehalt an Kohlenstoff übermäßig hoch ist, viel Bainit und Inselmartensit bei Mo-Gehalten von 0,08 bis 0,40% gebildet, wodurch die Zähigkeit und die Schweißbarkeit vermindert werden. Somit wird die obere Grenze des Gehaltes an Kohlenstoff bei 0,013% festgesetzt. Um die verschlechternden Wirkungen auf die Zähigkeit der Absonderungszone zu eliminieren, ist ein Kohlenstoffgehalt von nicht mehr als 0,1% wünschenswert.

Silizium ist unvermeidlich als Desoxydationsmittel im Stahl enthalten. Ein Siliziumgehalt von weniger als 0,05% vermindert die Zähigkeit des Grundstahles und damit ist die untere Grenze des Siliziumgehaltes mit 0,05% festgesetzt. Andererseits haben hohe Siliziumgehalte eine verschlechternde Wirkung auf die Reinheit des Stahles, und daher ist die obere Grenze des Siliziumgehaltes bei 0,8% festgelegt.

Mangan ist ein wichtiges Element zum Einhalten der verlangten Festigkeit und Zähigkeit des Stahles mit niedrigen Kohlenstoffgehalt gemäß der vorliegenden Erfindung. Mangangehalte von weniger als 0,8% verringern die Festigkeit und Zähigkeit, weswegen die untere Grenze des Mangangehaltes bei 0,8% in der vorliegenden Erfindung festgesetzt ist. Andererseits ieigt mit hohem Mangangehalt die Härtbarkeit der beim Schweißen hitzebeeinflußten Zone. Außerdem wird ein großer Betrag an Bainit oder Inselmartensit gebildet, wodurch die Zähigkeit des Grundstahles und der beim Schweissen hitzebeeinflußten Zone verringert wird. Daher ist in der vorliegenden Erfindung die obere Grenze des Mangangehaltes mit 1,8% festgesetzt.

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A*

Aluminium ist unvermeidbar in einem wie gemäß der vorliegenden Erfindung von der Desoxydation beruhigten Stahl enthalten, und bei einem gesamten Aluminiumgehalt von weniger als 0,01% ist die Desoxydation nicht zufriedenstellend und die Zähigkeit des Grundstahles verringert sich. Daher ist die untere Grenze des Aluminiumgehaltes in der vorliegenden Erfindung mit 0,01% festgesetzt. Wenn andererseits jedoch der gesamte Aluminiumgehalt 0,08% übersteigt, geht nicht nur die Zähigkeit der beim Schweißen hitzebeeinflußten Zone sondern auch die Zähigkeit des Schweißmaterials erheblich zurück. Daher ist die obere Grenze des gesamten Aluminiumgehaltes mit 0,08% festgesetzt.

Um in der vorliegenden Erfindung den Schwefelgehalt als Verunreinigung auf nicht mehr als 0,015% zu begrenzen, wird ein hohes Maß an Charpy-Kerbschlagzähigkeit-verlangt, und zwar für den Grundstahl als auch die beim Schweißen hitzebeeinflußte Zone im Falle der Verwendung der Stahlrohre für Gasrohrleitungen. Es tritt jedoch Streifenbildung auf der Schlagbruchoberfläche eines gesteuert gewalzten Stahlbleches auf und verbessert die Sprödbruch-Eigenschaft, verringert jedoch die KeöEchlagzähigkeit, und somit ist es zur Verbesserung der Kerbschlagzähigkeit insbesondere wirksam, den Schwefelgehalt auf einen Betrag von nicht mehr als 0,015% zu halten. In diesem Falle wird natürlich bei einem niedrigen Schwefelgehalt eine bessere Zähigkeit nach dem Charpy-Versuch erhalten, und nicht mehr als 0,008% Schwefel ist für die Einhaltung eines gleichmäßig hohen Maßes an absorbierter Energie wünschenswert.

Phosphor ist normalerweise in einem Betrag von nicht mehr als 0,03% als Verunreinigung in dem Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung enthalten, demzufolge Phosphor nicht absichtlich dem vorliegenden Stahl beigemischt wird, zumal ein nieririger Phosphorgehalt die Zähigkeit erhöht.

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/J

Gemäß einer Weiterbildung der vorliegenden Erfindung kann der Grundstahl zusätzlich noch wenigstens einen der Zusätze

nicht mehr als 0,2096 V, nicht mehr als 0,696 Cr, nicht mehr als 0,6% Cu und nicht mehr als 2,596 Ni

enthalten.

Vanadium wird zugesetzt, um die Festigkeit und Zähigkeit des Grundstahles zu erhöhen und um die Stahlblechstärke für den Produktionsbereich und zur Vergrößerung der geforderten Festigkeit von geschweißten Teilen und die Beimischung von Vanadium in Kombination ist insbesondere wirkungsvoll, um die Festigkeit und die Zähigkeit zu verbessern. So ist es bei neu herzustellenden Gasleitungen, von denen ein hohes Maß an Festigkeit, eine größere Dicke und gleichzeitig eine zufriedenstellende Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen verlangt wird, nicht möglich, durch Beimischen von Molybdän allein eine Streckgrenze von 40 kg/mm einzuhalten. Die gewalzten Austenitkörner werden zusätzlich noch verbessert, wenn Molybdän unter Anwesenheit von Vanadium beigemischt wird, welches eine geringere rekristallisationsverhindernde Eigenschaft als Molybdän aufweist, und die gewalzten Austenitkörner werden gleichmäßiger in der Nicht-Rekristallisationszone verlängert, so daß die Walzstruktur feiner verbessert werden kann. Bei Vanadiumgehalten von mehr als 0,2096 wird das ausgeschiedene V(CN) nicht leicht stabil in fester Lösung bei einer Heiztemperatur von 1150⁰C oder weniger gelöst, und die Zähigkeit des Grundmetalls wie auch der hitzebeeinflußten Zone nimmt ab. Daher ist in der vorliegenden Erfindung die obere Grenze des Vanadiumgehaltes bei 0,2096 festgesetzt. Um die angestrebte Festigkeit und Zähigkeit

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einzuhalten, ist ein Vanadiumgehalt von 0,02% oder mehr erwünscht.

Chrom, Kupfer und Nickel werden hauptsächlich beigemischt, um die Festigkeit und Zähigkeit des Grundmetalls und die Stahlblechstärke für den Produktionsbereich zu erhöhen. Ihre Gehalte sind naturgemäß auf einen bestimmten Betrag begrenzt, jedoch können ihre oberen Grenzen in einem Stahl mit geringem Kohlenstoffgehalt ohne Zufügung von Niob gemäß der vorliegenden Erfindung höher liegen als in einem normalen Kohlenstoff-Stahl.

Chrom erhöht die Härtbarkeit der hitzebeeinflußten Zone und erniedrigt die Zähigkeit und die Widerstandsfähigkeit gegen Schweißrisse, wenn der in einem hohen Anteil vorhanden ist, weswegen die obere Grenze des Chromgehaltes bei 0,6% liegt.

Nickel kann bis zu einem bestimmten Betrag die Festigkeit und Zähigkeit des Grundmetalls ohne nachteilhafte Wirkungen auf die Härtbarkeit und Zähigkeit der hitzebeeinflußten Zone erhöhen, jedoch haben Nickelgehalte über 2,5% nachteilhafte Wirkungen auf die Härtbaikeit und Zähigkeit der hitzebeeinflußten Zone. Daher ist die obere Grenze des Nickelgehaltes in der vorliegenden Erfindung bei 2,5% festgelegt. Um weiterhin die Korrosionsbeständigkeit·in einem Hydrogen-Sulfid-Medium zu erhöhen, ist ein Nickelgehalt von weniger als 1,0% wünschenswert.

Kupfer hat ähnliche Wirkungen wie Nickel und ist günstig für die Korrosionsbeständigkeit, jedoch Kupferbestandteile über 0,6% verursachen Kupferbrüche während des Walzens, was zu Schwierigkeiten in der Produktion führt. Daher ist die obere Grenze des Kupfergehaltes in der vorliegenden Erfindung bei 0,6% festgesetzt.

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Als untere Grenzen von Chrom, Nickel und Kupfer wird zur vollständigen Erhaltung ihrer zusätzlichen Wirkungen ein Anteil von 0,196 empfohlen.

Nach einer weiteren Abwandlung der vorliegenden Erfindung kann der Stahl und der modifizierte Stahl, wie er vorstehend beschrieben ist, weiterhin wenigstens einen der Zusätze

0,001 bis 0,0396 Seltene Erden (SE), 0,0005 bis 0,0396 Ca und
0,004 bis 0,03% Ti

aufweisen. Bei Anwesenheit von Titan ist der Gehalt an Stickstoff auf einen Bereich von 0,001 bis 0,00996 begrenzt und bei Gegenwart Seltener Erden liegt das Verhältnis von Seltenen Erden zu Schwefel (SE/S) in dem Bereich von 1,0 bis 6,0. Durch die vorstehende Modifikation kann eine noch weiter verbesserte Zähigkeit erreicht werden.

Seltene Erden und Ca sind wirksam, um MnS zusammenzuballen und die Verlängerung von MnS während des gesteuerten Walzens zu verhindern und tragen aomit nicht nur zur Verbesserung der Zähigkeit in der Richtung senkrecht zur Walzrichtung bei, sondern verhindern Ultraschall-Meßfehler, die durch den Anteil an MnS und Wasserstoff im Stahl hervorgerufen werden.

Weniger als 0,00196 Seltene Erden haben keine praktische Wirkung, während mehr als 0,0396 Seltene Erden nicht nur eine Vergrößerung von Sulfiden der Seltenen Erden sondern auch einen großen Anteil an Oxysulfiden der Seltenen Erden verursachen, die als lange Einschlüsse existieren und so nicht nur die Zähigkeit sondern auch die Reinheit des Stahlbleches erheblich mindern. Daher ist in der vorliegenden Erfindung der Gehalt an Seltenen Erden auf den Bereich von 0,001 bis 0,0396 begrenzt.

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Seltene Erden sind wirkungsvoll, um die Zähigkeit von Stahlblech in Relation mit dem Schwefelgehalt zu verbessern und zu stabilisieren, wobei ein optimaler Anteil an Seltenen Erden für diesen Zweck dadurch definiert ist, daß das Verhältnis aus Seltenen Erden zu Schwefel (SE/S) in dem Bereich von 1,0 bis 6,0 liegt.

Kalzium hat ähnliche Wirkungen wie Seltene Erden und der Gehalt an Kalzium liegt in dem Bereich von 0,0005 bis 0,03%.

Gemäß der vorliegenden Erfindung wird Titan zugeführt, um TiN in der Stahlbramme vor dem Erhitzen fein zu verteilen, um eine Verbesserung der erhitzten Austenitkörner zu erreichen. In den Stählen ohne Niob gemäß der vorliegenden Erfindung tritt die Rekristallisation bei niedriger Temperatur ein und die rekristallisierten gewalzten Austenitkörner werden durch Molybdän bemerkenswert verbessert, so daß, wenn die erhitzten Austenitkörner feingehalten werden, die rekristallisierten gewalzten Austenitkörner weiter verbessert werden und die Zähigkeit bei niedriger Temperatur noch weiter verbessert wird. Zu diesem Zweck muß TiN in der Stahlbramme weitestgehend fein verteilt sein, vorzugsweise 0,00496 oder mehr TiN, mit einer Korngröße von nicht mehr als 0,02yd Bei dem normalen Kokillengießen ist die Verfestigungs- und Abkühlungsgeschwindigkeit so langsam, daß TiN in grober Körnung ausfallen kann, und es ist schwierig das feine TiN stabil zu halten, was für die Verbesserung der erhitzten Austenitkörner erforderlich ist. Daher wird für eine wirtschaftliche Produktion das Stranggießen bevorzugt. In diesem Fall jedoch verursachen große Titangehalte die Ausscheidung von grobem TiN, so daß daher die obere Grenze des TiN-Gehaltes bei 0,0396 gesetzt ist.

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Titangehalte von weniger als 0,004# haben keine praktische

Wirkung auf die Verbesserung der erhitzten Austenitkörner,

so daß die untere Grenze des Titangehaltes bei 0,00496 gesetzt ist.

Weiterhin ist es, um das feine TiN wirksamer zu erhalten, vorteilhaft, den Stickstoffgehalt in Verbindung mit dem Titangehalt zu begrenzen, insbesondere auf einen Bereich von 0,001 bis 0,009%. Wenn mehr Titan vorhanden ist als es dem chemischen Äquivalent zu Stickstoff entspricht, wird TiC gebildet, was für die Zähigkeit schädlich ist. Daher sollte es verhindert werden, daß mehr Titan als es dem chemischen Äquivalent zu Stickstoff entspricht, vorhanden ist.

Was das Walzen in der vorliegenden Erfindung angeht, so ist ein schweres Grobblechwalzwerk am günstigsten, jedoch kann auch ein Warmbandstahlwalzwerk mit Erfolg Verwendung finden.

Ausführungen der vorliegenden Erfindung sind in den Tabellen I bis IV dargestellt, aus denen ersichtlich ist, daß die nach der vorliegenden Erfindung hergestellten Stahlbleche nicht nur bezüglich der Eigenschaften des Grundstahles, wie Festigkeit und Zähigkeit ausgezeichnet sind, sondern auch bezüglich der Zähigkeit und Beständigkeit gegenüber dem Wasserstoff-Anreißen der geschweißten Teile.

Das Stahlblech, das gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt ist, kann auch für allgemeine Anwendungszwecke verwandt werden, bei denen Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen verlangt wird.

13sh

809809/0952

Tabelle I

ο : vorliegende Erfindung SE : Seltene Erden

Klassi
fika

0

Stähle

C

Si

26

1

Mn

Chemische Zusammensetzung (%)

S

Mo

0.

V

Al

N

It

Sonstige

tion

0.08

0.

ti

.34

004

0.26

ti

078

0.030

0.0050

Ni 0.25

0

A-1

Il

It

0.

ti

It

η

It

A-2

Il

η

10

1

Il

0.

Il

⁰CO

A-3

0.05

0.

.65

η

003

0.28

060

0.025

0.0055

Ti 0.014

B-1

Il

0.

It

SE 0.009

co

Il

It

ti

Il

It

Il

O
<£>

B-2

η

Il

20

1

η

It

-

It

ti

N

B-3

0.09

0.

.50

Il

003

0.20

0.020

0.0060

Ti 0.01?

CO

C-1

η

0.

Ca 0.008

en

It

ti

Il

«Μ

It

η

C-2

η

20

Il
1

Il

0

It

ti

C-3

η
0.06

Il
0.

Il
Il

.35

Il

002

η
0.30

Il
It

.050

ti
0.030

Il
0.0040

Il
Ni 0.80
Cr 0.20

C-4
D-1

η
η

Il

It
0.

It
ti

It

It
Il

Il
Il

Il "^J
CO
" OO

D-2
D-3

Il

η

ti
Il

It

Il ^

D-4

Il

- 2 Fortsetzung Tabelle I

Klassi
fika

Stähle

C

0

Si

1

Mn

Chemische

Zusammensetzung

V

«.

0.

5 (96)

0.

N

Sonstige

tion

0.10

η

.15

η

.45

It

0025

Il

η

Il

S

Mo

Il

Al

Il

—

E-1

Il

η

0.003

0.08

-

It

025

It

-

E-2

Il

0

1

η

0.050

0.

-

0

B-3

0.03

.15

.50

Il

It

0060

Ni 0.20
Cu 0.25

0

E-4

Il

N

Ti 0.010

F-1

Il

η

0.003

0.25

Il

It

.028

Il

SE 0.010

co

Il

It

Il

It

Il

«ο

η

Il

η

It

0»
O

^F-² ·-, N

Il

0

1

η

0.040

0

0,

It

oij

F-3 '

0.09

It

.30

η

.43

Il

It

η

Il

η

0055

Nb 0.04

⁰S

F-4

η

It

η

Il

It

Ol

G-1

η

Il

It

0.004

0.20

It

.035

It

ts>

G-2

η

Il

G-3

Il

η

G-4

It

Il

*1) F-3 wurde 10 Minuten lang auf 53O⁰C erwärmt, um unmittelbar nach dem Walzen den
Wasserstoff zu entfernen.

Fortsetzung Tabelle I

Klassifika tion

Stähle

Chemische Zusammensetzung (-%;

Mh

Mo

Al

Sonstige

CD O «0 OO O co· ■ν» O CO cn RO

H-1

H-2

H-3

I J

O.	05	0	.25	1	.40	0	.003	0	.27	0	.025	0	.025	0.	0060
Il		Il		Il		Il		0	.10	Il		Il		It
Il		Il		Il		It			It		It		It
0.	09	0	.20	1	.50	0	.004		0	.080	0	.028	0.	0070
0.	06	0	.25	1	.55	0	.003				0	.030	0.	0045

0.08 0.20

1.50

0.20 -

0.020 0.0055

Ni 0.70
Cu 0.26
SE 0.010

Il

Ti 0.012 Ca 0.0008

Cu 0.28
Ni 0.90

Ti 0.014

Fortsetzung Tabelle I

KLassi'- Stähle

fika-

Brammen» Herstell-Verfahren

*2 Blech-Herstell-Bedingungen

ErhitzungsTempe ratur (⁸C)

Erhitzte tf* Korn-Feinheit (ASTM No.)

im Temperaturbereich vom 900 - 105O⁰C

Anzahl der Stiche

Prozentuale Abnahme
bei jedem Stich (in
zeitlicher Reihenfolge) (90

Prozentuale Abnahme be: 90O⁰C ο. tiefer

Endtempera tur

(⁰C)

Gewalzte 4f Korn-Feinheit

(ASTM No.)

Blechstärke (mm)

«o

O
CD

A-1 A-2 A-3 B-1 B-2 B-3 C-1 C-2 C-3 C-4

KG

SG

KG

1150

1080

3.0

4.0

4.5

3.5,2.5,1.5,2.5,
2.8,4.1

3.0,1.0,6.0,20.5,
4.5,4.0

2.5,4.0,3.5,4.5,
3.5,4.0

1.7,2.8,3.5,4.0,
3.5

2.5,1.6,9.5,10.0,
4.0

3.0,4.5,5.0,5.5,
3.5

2.5,1.9,4.5,6.5,
5.0

5.0,4.0,4.5,4.5,
4.0,3.5

4.5,5.0,4.5,5.0,
4.5,4.0

5.0,4.0,4.5,5.0,
4.5,4.5

60

59.5

85

80

84

65

40

70

740 730 740 760 760 750 740 750 840 750

4.5 5.0 6.5 5.0 5.5 7.0 5.0 5.5 5.9 7.0

20 20 20 32 32 32 16 16

¹⁶

OO

cn ο

- 5-

Fortsetzung Tabelle I

	cc C	O	D-1	KG	1150	3.0	7	2.5,1.0,5.0,4.5, 3.0,2.5,4.5	65	780	4.0	20
	tt ο α C	O	D-2	N	η	η	7	8.5,9.0,1.5,4.5, 2.5,4.0,1.8	60	760	5.0	20
	ο ; C	D-3	Π	1250	2.0	8	3.5,4.5,5.0,4.5, 4.0,4.5,4.0,4.5	75	750	4.5	20
0	U O IK	D-4	η	1150	3.0	9	5.5,2.5,3.5,5.0, 4.0,5.5,4.0	70	760	7.0	20
		E-1	SG	1150	3.5	6	2.5,1.5,6.0,3.5, 4.0,5.0	40	835	4.5	26
E-2	η	1200	2.5	6	5.0,4.5,4.0,6.0, 6.5,3.5	60	760	5.5	26
E-3	η	1150	3.5	6	2.5,2.5,4.0,5.5, 4.5,5.0	70	750	7.0	26
E-4	π	1150	3.5	6	4.5,5.0,4.5,4.5, 4.0,6.0	80	660	7.5	26
F-1	KG	1150	4.5	8	10.0.5.0.1.9,3.5, 2.0,4.5,4.0,3.5	70	760	5.5	20
F-2	η	η	Il	7	3.5,4.0,6.5,8.0, 3.5,10.0,3.5,4.0	40	780	5.9	20
F-3 *1)	η	η	η	9	3.6,4.0,5.0,4.5, 4.0,3.0,4.0,3.5, 3.8	60	760	7.0	20
F-4	η	H	η	8	4.5,4.0,3.0,4.5, 4.5,4.5,4.0,5.0	70	780	8.0	20 ro

ro cn O

Fortsetzung Tabelle I

	G-1	KG	1150	2.5	6	3.5,1.8,4.5,5.0, 3.0,3.5	70	720	4.5	32
	G-2	η	η	Il	6	1.9,6.0,8.0,3.5, 4.0,3.5	75	750	4.5	32
	G-3	η	Il	Il	6	4.5,5.0,4.0,3.5, 4.0,4.5	60	740	5.5	32
	G-A	π	η	Il	5	1.0,1.5,8.5,10.5, 0.5	75	745	5.8	32
	H-1	SG	1080	2.8	7	2.8,1.6,4.0,3.5, 2.5,3.5,3.0	70	780	4.0	16
CD O	H-2	Il	Il	η	7	4.0,3.0,4.5,4.0, 5.0,5.0,4.5	70	765	5.5	16
CO OO	H-3	η	Il	η	β	1.5,8.0,1.5,3.5, 8.0,2.5	75	760	5.6	16
O CC	I	KG	1150	3.0	5	2.5,3.0,5.0,6.0, 4.5	70	730	6.0	20
C O CC a	J	SG	1150	4.0	5	2.0,8.0,5.0,4.0, 3.5	65	740	6.5	13.7
Is O	K	SG	1000	4.5	6	5.0,4.0,3.5,4.5, 6.0,4.0	70	740	6.5	16 ι

*2)SG : Stranggießverfahren KG : Kokillengießverfahren

Fortsetzung Tabelle I

Klassi- Stähl« fika-	O	A-1	i Besonderheiten des Grvindmetalls	Festig keit ₂ (kg/mm )	Ver länger ung (Ji)	♦3)	vTrs (⁰C)	DWTT 4) 85J6 SATT (C)	Absorbierte Schlagenergie	Zahl der Querschnitts
tion		A-2	Festigkeits-Eigen schaften	58.1	42	2mmV Kerbschlag zähigkeit	-40	- 5	im geschweißten Teil -40°C, 2mmV Kerbe Charpy (kg-m)	risse in Wasser stoff Rißfestigkeit (mm)
		A-3		59.0	42	absorbier te Ener- gie-60°C (mkg)	-50	-10
		B-1	Streck grenze ₂ (kg/mm )	61.5	41	4.8	-105	-40	8.0	3
	O	B-2	46.5	61.0	48	6.1	-50	+10	7.0	2
		B-3	47.1	61.5	46	14.2	-60	O	8.5	2
		C-1	49.1	63.0	49	6.0	-125	-40	14.1	2
CO	C-2	48.1	57.5	36	7.1	-30	-10	13.8	2
U/ . O	C-3	49.0	58.1	38	18.1	-40	-21	14.9	1
(O ο ^.	C-4	51.5	54.6	36	6.0	-50	-20	9.5	2
O CO	D-1	46.1	60.1	37	6.5	-100	-65	9.8	3
cn	D-2	47.1	61.6	40	6.8	-40	- 5	9.0	2
Ό	D-3	41.5	61.9	41	14.5	-50	-10	10.6	1
D-4	51.2	62.1	42	4.0	-70	-25	12.1	3
50.6	63.0	42	3.8	-120	-50	12.0	3
50.4		6.0		11.4	4
51.2	10.5	11.8	2 ,ν.
51.8

Ca) OQ

Fortsetzung Tabelle I

	CD	E-1	46.1	58.1	36	5.1	-50	O	8.5
	O CO	E-2	47.5	58.6	38	6.8	-60	-10	8.8
O	<o	E-3	48.9	59.0	38	11.6	-105	-40	9.0
O	O CO	E-4	48.0	58.9	39	12.8	-100	-45	9.5
	O	F-1	50.1	60.1	38	9.1	-70	-20	15.1
	CO	F-2	50.6	60.0	39	9.8	-75	-20	16.2
O	O *»»	F-3 *1)	53.5	62.5	40	24.5	-140	-70	16.0
O	O	F-4	51.9	64.1	40	22.5	-120	-60	16.4
	O	G^ 1	50.5	62.5	43	4.8	-45	+ 5	4.5
G-2	51.0	62.8	46	4.9	-50	+ 2	4.8
G-3	51.1	63.4	44	5.1	-50	O	4.4
G-4	52.5	64.1	44	5.9	-55	-10	4.6
H-1	48.5	59.1	38	4.1	-55	- 8	6.2
H-2	49.1	60.2	36	4.4	-60	-10	6.4
H-3	50.0	61.4	38	5.1	-65	-15	6.9
I	46.0	57.5	42	10.1	-95	-35	8.2
J	46.5	56.4	38	20.6	-105	-45	15.0
K	43.5	54.6	43	15.1	-100	-40	14.0

6 4 3 2 2 1 O 1 5 8 6

*3) Eigenheiten des Grundmetalls sind durch Werte in Richtung senkrecht zur endgültigen Walzrichtung

ausgedrückt. *4) 85Ji Dehnungsbruch-Übergangstemperatur (API-Norm), nämlich die Temperatur, bei der Anteil an

Dehnungsbrüchen 8596 1st. Vergleiche Fig. 7 und 8.

ro cn O

Tabelle II

Klassi fika	Stähle	C	Si	Mn	Chemische	S	Mo	Zusammensetzung %	V	_	Al	N	Verfahren der Brammenher	I
tion		0.09	0.37	1.32	0.004	0.12	Nb	-	0.022	0.0088	stellung *1 )	(·}
	1	0.04	0.25	1.10	0.003	0.10	_	0.04	0.028	0.0042	SG	I
Q) •ö Ö bO	2	0.08	0.16	1.22	0.009	0.17	-	0.05	0.016	0.0097	KG	co
	3	0.10	0.33	1.45	0.005	0.28	-	0.07	0.033	0.0079	KG
Q) ¹O •H Ö	4	0.03	0.22	1.65	0.005	0.21	-	_	0.019	0.0068	KG
3* O	5	0.09	0.37	1.32	0.004	0.12	-	-	0.022	0.0088	SG
CD OO	6	η	It	η	η	η	_	-	η	Il	SG
CD	7	Il	η	η	η	η	-	-	η	η	SG
So	8	0.15	0.21	1.40	0.008	0.45	-	0.05	0.019	0.0090	SG
	9	0.10	0.33	1.45	0.005	0.28	0.02	η	0.033	0.0079	KG
	10	η	Il	Il	η	η	-	0.15	η	η	KG
O)	11	0.06	0.32	1.80	0.007	0.35	-		0.022	0.0120	KG
	12			0.04		KG

*1) SG : Stranggießverfahren

KG : Kokillengießverfahren

Fortsetzung Tabelle II

Klassi- Stähle fika-	1 2 3 4 5	Blechherstellungsbedingungen	Heiz- erhitzte tempe- <f Korn- ratur größe /Opv (ASTM <· ^c; No.)	Im Temperaturbereich von 900 - 1050⁰C	Prozentuale Abnahme je Stich (in zeitlicher Reihenfolge)	Prozen tuale Ab nahme bei 900°C o. weniger (I)	End- tempera-	gewalzte {- Korn größe (ASTM No.)	Blech dicke (mm)	Cr (Λ i I
tion	6 7 8 9 10 11 12	1150 3.0 1150 3.0 1150 3.5 1100 4.0 1150 3.0	An zahl der Stiche	8.0,8.5,9.0,15.0 9.0,8.0,10.0,15.0,8.5, 9.5,10.0 9.5,9.0,12.0,13.0,12.5 12.0,10.0,15.0,13.5 8.0,9.5,8.0,15.0,13.0, 10.5	75 75 70 65 75	735 800 730 745 750	7.0 6.5 7.5 8.0 7.5	16 8 16 20 20
	1300 2.0 1150 3.0 1150 3.0 1250 0 1150 3.0 " 3.0 1250 -1.0	4 7 5 4 6	10.0,12.5,10.0,15.0 3.0,4.0,4.5,5.0,4.5 8.0,13.5,15.0 10.0,12.5,12.0,15.0 20.0 10.0,11.5,10.5,15.0, 20.0,15.0	60 70 40 60 30 60 70	740 735 840 750 850 760 750	5.0 5.5 4.5 3.5 4.5 5.0 4.0	16 16 16 20 16 16 20 ro
0/608S08 vorliegende Erfindung	4 0 5 3 4 1 6
ZS6 Vergleich

Ca) OO

Fortsetzung Tabelle II

Klassi fika tion	Stähle	Eigenschaften des Grundmetalls *2)	Festig keit ₂ (kg/mm	Verlängerung	2mmV Kerbschlagzähigkeit	vTrs (⁰C)	-102 -105 -121 -110 -107	DVTT *3) • 8596 SATT (⁰C)
	1 2 3 4 5	Festigkeitswerte	52.5 50.1 58.5 61.8 61.8	42 38 37 40 42	absorbier te Ener- gie-60°C (mkg)	- 60 - 75 - 52 - 46 - 41 - 82 - 83	-45 -60 -65 -60 -60
18 efl.8 . vorliegende Erfindung	6 7 8 9 10 11 12	Streck grenze- Ocg/mm )	51.9 52.3 46.9 68.2 58.8 61.8 67.4	40 39 54 37 45 37 38	13.8 14.2 10.8 10.5 20.3	-15 -20 O +10 +10 -20 -15
(O >». O CO CJTG sS O) H in Q)	46.2 43.9 52.1 51.1 48.1	5.3 5.8 2.9 1.9 5.7 7.4 8.2
45.5 46.9 36.3 51.3 42.5 52.2 56.3

*2) Eigenheiten des Grundmetalls sind durch Werte in Richtung senkrecht zur endgültigen Walzrichtung

ausgedrückt.
*3) 8596 Dehnungsbruch-Übergangstemperatur (API-Norm),nämlich die Temperatur, bei der Anteil an ^K3

Dehnungsbrüchen 8596 ist. Vergleiche Fig. 7 und 8. ^³

Tabelle III

Klassi fika	Stähl	.e	C	Si	Mn	Chemische Zusammensetzung	Mo Nb	V Cr	(96)	Ni	-	SE	Ca	Ti	N	SE/S	xtKren der *1) Brammen- her- stellung
tion	1	0.12	0.33	1.28	S	0.21 -	0.22	Cu	0.45	1.34		_		0.0048		KG
	2	0.07	0.29	1.52	0.010	0.18 -	0.05 -	_	0.21	-	-	-	-	0.0079	- ■	KG
	3	0.06	0.25	1.50	0.002	0.21 -	0.07 -	0.25	0.28 0	-	.012	-	-	0.0055	4	SG
	4	0.10	0.28	1.44	0.003	0.22 -	0.07 -	-	0	-	.008	0.001	-	0.0080	2	KG
	5	0.09	0.15	1.23	0.004	0.13 -	0.26	0.25	0.22	-	-	0.018	0.0096	-	SG
Q) •ö	6*2)	0.04	0.25	1.49	0.005	0.27 -	0.06 -	-	0.98 0	-	-	0.019	0.0077	-	SG
OO ü) C	7	0.07	0.13	1.21	0.002	0.16 -	0.04 -	-	0.25	-	0.003	0.016	0.0098	-	SG ■
r—i QU 7 CO -H Ö	8	0.07	0.13	1.21	0.005	0.16 -	0.04 -	-		-	0.003	0.016	0.0098	-	SG ^
OO pH ·Η	9	0.06	0.20	1.65	0.005	0.20 -	-	-	-	-	0.012	0.0035	-	SG '
" O M CD >W	10	0.13	0.22	1.58	0.003	0.30 -	0.09 -	-	-	-	0.042	0.0081	-	SG c₍
O Λ CO ^ü	11	0.06	0.32	1.55	0.012	0.45 -	0.07 -	0.25	.009	-	-	0.0065	3	KG
•° I -H	12	0.09	0.31	1.22	0.003	0.04 0.05	0.06 -	-	-	-	0.013	0.0071	-	KG
^ > QO			0.004	-

*1 )SG : Stranggießverfahren

,KG : Kokillengießverfahren

*2)wurde 10 Minuten lang auf 530 C erhitzt, um unmittelbar nach dem Walzen den Wasserstoff zu entfernen.

- 2 Fortsetzung Tabelle III

Klassi¹- Stähle	"Zl	1	Blechherstellungsbedingungen	Heiz- tempe·	er- - hitzte	Im Temperaturbereich von 900 - 1050⁰C	Prozentuale Abnahme Je Stich (in zeitl.Reihen folge) (96)	prozen tuale Ab	Endtempe- ratur	gewalzte /" Korngröße	Blech- A τ r\rCk*	16
tion	I "H ti a) a> H	2	ratur (⁸C)	{"Korn größe (ASTM No.)	An zahl der Stichte	15.0,15.0,15.0,15.0	nahme bei 900°C o. weniger	(⁰C)	(ASTM No.)	(mm)	26
	> bo	3	1050	6.0	4	15.0,10.0,20.0	70	740	8.5		15
		4	1150	3.0	3	10.0,12.0,12.5,15.0,15.0, 15.0	75	730	7.5	16	30
2		5	1150	3.0	6	9.5,8.0,15.0,10.0,12.0,10.5	70	720	7.5	12	15
indu	6 *2)	1150	2.5	6	10.0,15.0,15.5,20.0,15.0	75	720	7.0	20
	7	1150	5.5	5	10.0,15.0,14.0,15.0,13.0, 12.0,10.0	75	740	8.5	18
	8	1100	7.0	7	10.0,12.5,15.0,14.0,10.0, 15.0,20.0	75	750	9.0	16
	9	1150	6.0	7	3.0,6.0,8.0,8.0,4.0	80	690	8.5	30 ι
<0a>	10	1150	6.0	5	4.0.8.0.10.0.3.0.8.0	70	720	8.0	I
	11	I 980	7.0	5	10.0,15.Ό,13.0,12.0	65	720	8.5
	12	1150	3.5	4	15.0,12.0,15.0,10.0,10.5	75	750	7.0
1250	-1.0	5	9.5.8.0.10.0.20.0.15.0	70	740	7.0
11^0	3.5	5	75	740	5.0

*2) wurde 10 Minuten lang auf 530⁰C erhitzt, um unmittelbar nach dem Walzen den Wasserstoff
zu entfernen.

Fortsetzung Tabelle 111

fik·- tion

Stähle

Eigenschaften des Orundaetalls ^#3)

restlgJceitsverte

Jtreek

Vkgfim«)

.- Festigkeit

2, <w>

bV Kerbsohlagrählgkelt

absorbierte Energie-60°C

(mkg)

Kerbübergangswert
(⁰C)

DWTT 85*

1 2 3 4 5 6 7 6 9

56.3 65.7 62.9 64.1 54.4 59.9 64.4 62.5 57.1

12.3 20.8

20.3 18.6 16.2 24.8 15.9 13.8 21.6

-112 -128 -115 -106 -129 -120

-123 -118

-135

-60 -65 -60 -55 -70 -65

-75 -65 -75

IO 11 I2

70.1 64.2 58.1

2.1

11.2

8.0

52
80
81

+10 -25 -20

♦3L Eigenheiten des Grundmetalle sind durch Werte in Richtung senkrecht zur endgültigen Walzrichtung _o ausgedruckt. <d ro

00' «O

ο co

CO 00

3? . Leerseite

Claims

24. August 1977 31 730 K NIPPON STEEL CORPORATION, No. 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyado-ku, Tokio, Japan Patentansprüche;

1. Verfahren zum Herstellen von Stahlblech mit ausgezeichneter Zähigkeit bei tiefen Temperaturen, dadurch gekennzeichnet, daß eine Bramme aus Stahl der Analyse

0,01 bis 0,1396 C, 0,05 bis 0,8 % Si, 0,8 bis 1,8 % Mn, 0,01 bis 0,0896 Al insgesamt, 0,08 bis 0,4096 Mo, nicht mehr als 0,01596 S,

Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen

auf eine Temperatur von höchstens 1150⁰C erhitzt und durch mindestens drei Walzstiche mit einer prozentualen Abnahme von mindestens 296 je Walzstich in einem Temperaturbereich von 900 bis 1050⁰C, mit einer prozentualen Gesamtabnahme von mindestens 5096 und bei einer Endtemperatur von höchstens 820⁰C gewalzt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Bramme zusätzlich noch 0,02 bis 0,296 V enthält.

809809/095?

ORIGINAL INSPECTED

3. Verfahren nach Anspruch 1,dadurch gekenn· zeichnet , daß die Stahlbramme zusätzlich noch wenigstens einen der Zusätze

0,001 bis 0,03% Seltene Erden (SE), 0,0005 bis 0,03% Ca und 0,004 bis 0,03% Ti

aufweist und die Bramme bei Anwesenheit von Ti 0,001 bis 0,009% N enthält sowie bei Gegenwart von Seltenen Erden (SE) das Verhältnis von Seltenen Erden zu Schwefel (SE/S) in dem Bereich von 1,0 bis 6,0 liegt.

4. Verfahren nach Anspruch 2,dadurch gekennzeichnet , daß die Stahlbramme zusätzlih noch wenigstens einen der Zusätze

0,001 bis 0,03% Seltene Erden (SE), 0,0005 bis 0,03% Ca und
0,004 bis 0,03% Ti

5. Verfahren nach Anspruch 1,dadurch gekennzeichnet , daß die Bramme zusätzlich noch wenigstens einen der Zusätze

nicht mehr als 0,6% Cr,
nicht mehr als 0,6% Cu und nicht mehr als 2,5% Ni

enthält.

8ÖÖÖ09/095?

6. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet , daß die Bramme zusätzlich noch wenigstens einen der Zusätze

nicht mehr als 0,696 Cr, nicht mehr als 0,6% Cu und nicht mehr als 2,5% Ni

enthält.

7. Verfahren nach Anspruch 3,dadurch gekennzeichnet , daß die Bramme zusätzlich noch wenigstens einen der Zusätze

nicht mehr als 0,6% Cr, nicht mehr als 0,6% Cu und nicht mehr als 2,5% Ni

enthält.

8. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , daß die Bramme zusätzlich noch wenigstens einen der Zusätze

nicht mehr als 0,6% Cr, nicht mehr als 0,6% Cu und nicht mehr als 2,5% Ni

enthält.

9. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß die prozentuale Abnahme je Walzstich über 5% liegt.

800809/0952