DE3138084C2

DE3138084C2 - Verdecktes Lichtbogenschweißverfahren für niedriggekohlten Stahl

Info

Publication number: DE3138084C2
Application number: DE3138084A
Authority: DE
Inventors: Hiroyuki Isehara Kanagawa Homma; Naomichi Yamato Kanagawa Mori; Masakuni Sagamihara Kanagawa Wakabayashi; Masanobu Kisarazu Chiba Yamaguchi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1980-09-24
Filing date: 1981-09-24
Publication date: 1984-11-08
Also published as: DE3138084A1; CA1181667A; AU7558881A; JPS5768295A; FR2490521A1; FR2490521B1; US4430545A; IT8124112A0; GB2084501A; IT1138237B; JPS6016878B2; AU533031B2

Abstract

Die Erfindung betrifft ein verdecktes Lichtbogenschweißverfahren, insbesondere ein Unterpulverschweißverfahren für sehr niedriggekohlten Stahl zur Herstellung von Leitungsrohren mit hoher Festigkeit und Zähigkeit. Es wird ein Schweißdraht mit einem C-Gehalt von 0,18 bis 0,55% verwendet und Ti und/oder B dem Schweißdraht und/oder dem Flußmittel zugesetzt, so daß sowohl Ti als auch B im Schweißgut vorliegen. Der geschweißte Stahl weist einen C-Gehalt von 0,005 bis 0,06% auf.

Description

Die Erfindung betrifft ein verdecktes Lichtbogenschweißverfahren für sehr niedriggekohlten Stahl, insbesondere zur Herstellung von Leitungsrohren gemäß dem Oberbegriff deü Anspruchs 1. Derartig hergestellte Lei-

I tungsrohre haben eine hohe Festigkeit, hohe Zähigkeit, und gute Eigenschaften, insbesondere bei Tieftempera-

J turanwendungen. Ein Beispiel für ein verdecktes Lichtbogenschwcißverfahren ist das sog. Unterpulver-

■i 30 Schweißverfahren (UP-Schweißverfahren).

H Bei der Entwicklung von zur Verwendung von in kalten Klimazonen geeigneten Stählen für Leitungsrohre

ή. wird durch das Erniedrigen des Kohlenstoffgehaltes von niedrig legierten, hochfesten Stählen und insbesondere

]| durch das Erniedrigen des Kohlenstoffgehaltes derartiger Stähle auf einen derart niedrigen Wert, daß die Stähle

Il eine gute Schweißbarkeit und Tieftemperatur-Zähigkeit aufweisen, ein erheblicher Fortschritt erreicht.

I; 35 Durch Fortschritte bei den gesteuerten Walzverfahrcn wurden verschiedene niedrig gekohlte Stähle mit

JJf einem Kohlenstoffgehalt von nicht mehr als 0,06% verfügbar, während der Kohlenstoffgehalt gewöhnlicher

I Stähle bei etwa 0,1% liegt.

;| Es werden Leitungsrohre aus hochfesten, niedrig legierten Stählen durch verdecktes Lichtbogenschweißen

% hergestellt, wobei zur Verbesserung der Tieftemperatur-Zähigkeit ein Schweißflußmittel mit einem Zusatz an Ti

* 40 und B und ein Schweißdraht mit einer der nachstehend angegebenen Zusammensetzungen miteinander verwen-

t'i det werden. Die Schweißdrähte weisen die nachstehenden Zusammensetzungen auf (Angaben in Gewichtspro-

K zent):

Tabelle I	C	Si	Mn	Mo
	<0,15 <0,17 0,10-0,18 0,10-0,18	0,05-0,25 <0,05 <0,05 0,05-0,30	1,30-1.80 1.80-2.20 1,70-2,40 1,75-2,25	# # 0,45-0,65
JISSAW32 J1SSAW41 50 AWS Standard EA3 AWS Standard EH14

Anmerkung:

JlS = Japanese Industrial Standard (Japanische Induslrienorm).

SAW = Submerged Arc Welding (verdecktes Lichtbogenschweißen) ⁵⁵ AWS = American Welding Socieiy.

# = Mo und/oder Ni odcrdgl., zusätzlich zu den JIS-Bestandtcilcn.

Bei der Herstellung eines Rohres aus einem der vorstehenden Stähle werden verschiedene Verfahren verwendet, beispielsweise das UOE-Verfahren (U-ing and O-ing expander, U- und O-Aufweiteverfahren), die Spiral-

bo naht-Rohrherstellung und das Biegerollverfahren.

Üblicherweise wird ein niedrig legierter, niedrig gekohlter Stahl mit einem Kohlenstoffanteil von 0,05% einem gesteuertem Walzverfahren unterzogen. Das dadurch hergestellte Stahlblech wird dann in eine Rohrform überführt. Das rohrförmige Erzeugnis wird dann einer verdeckten Lichtbogenschweißung unterzogen, wobei ein dem AWS-Standard EA3 entsprechender Schweißdraht mit 0,1% C. 2,0% Mn und 0.5% Mo und ein TiO₂ und

⁽ⁱ⁵ BiOi enthaltendes erschmolzenes Schwcißflußmiltel (melt type flux) miteinander verwendet werden. (Unter erschmolzenem Sdiweißflußniiticl (Schmel/flußmiiicl) wird ein Flußmittel verstanden, dessen Bestandteile gemeinsam erschmolzen und danach ggi. pulverisiert werden, während gebundenes Schweißflußmittel (bonded flux) mit Hilfe eines Bindemittels hergestellt wird.) Die mechanischen Eigenschaften des auf diese Weise

iergestellten Schweißgutes sind in Tabelle 11 dargestellt. Tabelle II

Kombinationsversuch Stahlblech

sehr niedrig gekohlter Suhl»)

Stahl mit normalem Kohlenstoffgehalt")

Schweißdraht

.SchweiUflußmiltel

0,1 %C-2% Mn -0.5»/o Mo Schmel/.flußmitiel

mit TiO;-

0,1 %C—2% Mn —0,5% Mo Schmclzflußmittel

mit TiO₂-B₂Oj

·) Stahl mit 0.05 C-03 Si-1,5 Mn-0,2 NiO.25 Mo-0,05 Nb-0,07 V-O.OJ AI-0.01 Ti *') Stahl mit 0,09 C-0,3 Si-1,6 Mn-0,3 Cu-0.3 Ni-0.05 Nb-0.09 V-0,03 Al

Ergebnisse des Charpy-Kcrbschlagbiegeversuchs mit
2 mm V-K erbe

60 Versuche,
Mittelwert 18.1 kgm
Schwankungsbreite ff=3,5

60 Versuche.
Mittelwert 20,5 kg m
Schwankungsbreite σ=0,9

Die durchgeführten Versuche zeigen eine Verringerung der Hochtemperatur-Duktilität des Schweißgutes und eine Tendenz zur Bildung von Defekten im Schweißgut. Als Folge davon wird, wie aus Tabelle II ersichtlich, die Schwankungsbreite der Tieftemperatur-Zähigkeit größer als im Schweißgut eines Stahles mit normalem Kohlenstoffgehalt.

Andererseits zeigt sich bei einem üblichen, niedrig legierten Stahl mit 0,09% C, der mit dem vorstehend erwähnten verdeckten Lichtbogenschweißverfahren geschweißt wurde, keinerlei Verringerung der Hochtemperatur-Zähigkeit. Auch die Schwankungsbreite der Tieftemperatur-Zähigkeit ist gering, wie aus Tabelle II ersichtlich. Das beim Schweißen eines sehr niedrig gekohlten Stahles beim Schweißgut auftretende Problem der mangelnden Bruchfestigkeit scheint also eine Folge der Kombination eines Schweißdrahtes mit üblichem Kohlenstoffgehalt und eines sehr niedrig gekohlten Stahles zu sein.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein verdecktes Lichtbogen-Schweißverfahren gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1 bereitzustellen, bei dem sowohl eine gute Hochtemperatur-Duktilität als auch eine gute Tieftemperatur-Zähigkeit des Schweißgutes gewährleistet sind.

Diese Aufgabe wird mit dem kennzeichnenden Merkmalen des Anspruchs I gelöst. Die Lösung der Aufgabe beruht auf dem überraschendem Befund, daß durch eine geeignete Kombination eines sehr niedrig gekohlten Stahles mit einem Schweißdraht und einem Schweißflußmittel der angegebenen Zusammensetzung die vorstehenden Eigenschaften des Schweißgutes erreicht werden können. Es zeigt sich, daß das Problem der Verringerung der Hochtemperatur-Duktilität des Schweißgutes eng mit den Kohlenstoff- und Borgehalten des Schweißgutes verknüpft ist.

Die Erfindung wird nachstehend anhand der Zeichnung näher erläutert. Es zeigt

F i g. 1 eine schematische Ansicht einer Simulationsvorrichiung für den Wärmekreisiauf bei der Schweißnaht-Erstarrung,

F i g. 2 ein Schaubild der Duktilitäton verschiedener erstarrter Metalle bei hohen Temperaturen, die mit der Simulationsvorrichtung von F i g. 1 ermittelt wurden,

F i g. 3 eine schematische Ansicht der Probenposition einer Probe in der Simulationsvorrichtung von F i g. 1,

Fig.4 eine schematischc Ansicht der Probenposition einer Probe im Charpy-Schlagbiegeversuch (Kerbschlagbiegeversuch), und

F i g. 5 eine Ansicht der in den Beispielen der Erfindung verwendeten Fugengeometrie der Platten (Elektroden).

F i g. 1 ist eine schematischc Ansicht der verwendeten Simulationsvorrichtung für den Wärmekreislauf bei der Schweißnaht-Erstarrung. Die Vorrichtung weist ein Infrarot-Thermometer A, einen Druckzylinder ßmit einem luftbetätigten Druckspeicher, einer (Kraft)-Meßdose C, ein Dilatometer (Dehnungsmesser D), eine Kammer E, eine Probe F, eine Induktionsspule G und zwei wassergekühlte Kupferblöcke Häuf. Eine ausführliche Erläuterung dieser Simulationsvorrichtung wird in »A Mechanism of High Temperature Cracking in Steel Weld Metals«, Welding Journal, Bd. 58, September 1979, S. 277 ff gegeben.

Das Schaubild von F i g. 2 zeigt die Ergebnisse von mit der Simulationsvorrichtung von F i g. 1 durchgeführten Versuchen, bei denen die Temperaturabhängigkeit der Duktilität verschiedener Metalle unmittelbar nach ihrer Erstarrung dargestellt ist.

Fig. 3 zeigt das UP-Schweißgut 12 eines untersuchten Rundstabes 11 mit 10 mm Durchmesser. Die chemische Zusammensetzung des Schweißgutes 12 von acht untersuchten Proben ist in Tabelle III dargestellt.

Die mit den Nummern 1 bis 8 bezeichneten erstarrten Metalle in Fig. 2 weisen die gleiche chemische Zusammensetzung auf wie diejenigen von Tabelle III und /eigen deren Hochtemperatur-Duktilität. Die Anteile sind leweils in Gewichtsprozent ausgedrückt.

	1)1	Si	Mn	31	P	38 084	Mo	Ti	B	vE-50
Tabelle	C									(kgm)
Nr.		0,26	1,62	0,018	S	0,13	0,1		2,8
	0,03	0,27	1,58	0,019		0,12	0,02	0,0045	6,7
1	0,03	0,27	1,63	0.017	0,015	—	0,01	0,0051	12,2
2	0,06	0.26	1,58	0,015	0,012	—	—	—	2,5
3	0,07	0,25	1,59	0,016	0,017	—	0,02	0,0039	12,0
4	0,07	0,31	1,60	0,017	0,016	0,12	0,01	—	3,2
5	0,12	0,29	1,58	0.015	0,013	0,12	0,02	0,0044	10,5
6	0,13	0,30	1,64	0.015	0,012	0,12	0,02	0,0047	7,8
7	0,14		0,015
8			0,013

Der Prüfabschnitt des Schweißgules 12 (Fig. 3) ist etwa 6 mm breit und wird in einem Wärmekreisiauf, der denjenigen des UP-Schweißens simuliert, erwärmt, geschmolzen und abgekühlt. Während des Abkühlens wird der Prüfabschnitt durch eine äußere Kraft gebrochen. Die Duktilität zur Zeit des Bruchs wird üblicherweise durch die Verringerung der Bruchfläche in % dargestellt ((Teilfläche bei Erstarrung — Teilfläche nach dem Bruch/Teilfläche bei Erstarrung) · 100). Wenn die Flüchenabnahme zwischen 1300 und 1000⁰C einen Wert von mehr als 50% beibehält, nachdem sie am Erstarrungspunkt schlagartig von Null ansteigt, besteht sogar dann, wenn eine Übergangsverformung auftreten kann, wie bei der Rohrherstellung durch Schweißen, keine Gefahr eines Defektes.

Die Hochtemperatur- Duktilität des Schweißgutes eines niedrig legierten Stahles kann bekanntermaßen durch Verringerung des Kohlenstoffgehaltes des Stahles verbessert werden. Dies steht in Übereinstimmung mit F i g. 2, aus der hervorgeht, daß bei einem kein Bor enthaltenden Stahl eine gute Hochtemperatur-Dehnbarkeit erreicht wird, wenn der Kohlenstoffgehalt unter eine gewisse Grenze abnimmt.

Andererseits gilt dies nicht für das Schweißgut eines Stahles, der Bor enthält. F i g. 2 zeigt, daß die Hochtemperatur-Duktilität eines Bor enthaltenden Stahles sogar dann stark abnimmt, wenn der Kohlenstoffgehalt zwischen 0,06 und 0,14% beträgt. Dies wird nachstehend näher untersucht.

Unter den Systemen Nr. 1,4 und 6, die überhaupt kein Bor enthalten, zeigt das System Nr. 6 mit 0,1% C einen relativ niedrigen Duktililätswert. Dennoch bleibt die Duktilität des Stahles von System Nr. 6 bei allen Temperaturen zwischen 1300⁰C und 1000°C größer als 50%, so daß auch bei großer Beanspruchung keine Gefahr eines Defektes besteht.

Beim Stahl von System Nr. 2. der wie derjenige von System Nr. 1 0,03% C, aber dazu 0.0045% B enthält, nimmt die Duktilität unterhalb des Erstarrungspunktes nur geringfügig zu und bleibt darüber hinaus bei allen Temperaturen unterhalb 1300⁰C außerordentlich niedrig, nämlich unterhalb etwa 30%. Eine ähnliche Tendenz ist beim System Nr. 3 mit 0,06% C und 0,0051% B zu beobachten. Wenn die erstarrten Metalle Nr. 2 und 3 stark verformt werden, kann im Sicken-(Schweißwulst-)Biegeversuch (bead bend test) ein Defekt, insbesondere ein Riß auftreten.

Der Stahl Nr. 5 mit 0,07% C und 0,0039% B weist eine etwas geringere Duktiütät auf als der Stahl Nr. 4, der ebenfalls 0,07% C. aber kein Bor enthält. Der Stahl Nr. 5 weist jedoch eine rasche Erholung der Duktilität unmittelbar unterhalb des Erstarrungspunktes und darüber hinaus eine Duktilität von mehr als 80% bei Temperaturen unterhalb 1300°C auf. Es besieht somit keine Gefahr, daß bei diesem Stahl Defekte auftreten.

Obwohl der Stahl Nr. 7 mit 0,13% C und 0,0044% B eine viel niedrigere Duktilität als der Stahl Nr. 5 aufweist, beträgt seine Duktilität bei Temperaturen unterhalb 1300°C etwa 70%, so daß ebenfalls keine Gefahr für Defekte besteht.

Der Stahl Nr. 8 mit 0,14% C und 0,0047% B weist wie die Stähle Nr. 2 und 3 eine schlechte Erholung der Duktilität unterhalb des Erstarrungspunktes auf. Darüber hinaus erreicht seine Duktilität lediglich in der Umgebung von 1200⁰C 50% und beträgt bei Temperaturen unterhalb 1300⁰C im allgemeinen etwa 40%. Deshalb besieht bei diesem Stahl bei hohen Beanspruchungen die Gefahr von Defekten.

Wie in Fig.4 dargestellt, wurden die Proben 13 einem Charpy-Kerbschlagversuch unterzogen, wobei der untersuchte Probenabschnitt der gleiche wie beim Simulationsversuch für den Wärmekreislauf bei der Schweißnahterstarrung war. Die Probe 13 für den Charpy-Kerbschlagversuch weist eine Kerbe 14 auf, und der Versuch wurde bei — 50⁰C durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle III angegeben.

Aus dem Vergleich der Stähle Nr. 3,5 und 7 mit guter Tieftemperatur-Zähigkeit mit den Stählen Nr. 4 und 6 mit schlechter Tieftemperatur-Zähigkeit ist zu entnehmen, daß eine zufriedenstellende Tieftemperatur-Zähigkeit nur bei Gegenwart von sowohl Ti als auch B erreicht werden kann.

Aus einem Vergleich des Stahles Nr. 2 mit dem Stählen Nr. 3, 5 und 7 ergibt sich außerdem, daß auch bei Gegenwart von Ti und B keine zufriedenstellende Tieftemperatur-Zähigkeit erreicht werden kann, wenn der Kohlenstoffgehalt des Schmelzgutes außerordentlich niedrig ist.

Andererseits ist die Tieftemperatur-Zähigkeit ebenfalls schlecht, wenn der Kohlenstoffgehalt, wie beim Stahl Nr. 8,0,14% übersteigt.

Die vorstehenden Versuchsergebnisse stellen den Ausgangspunkt für die Erfindung dar. Der sehr niedrig gekohlte Stahl, auf den das erfindungsgemäße Verfahren angewendet wird, ist ein niedrig legierter, hochfester Stahl, der für Leitungsrohre in kalten Klimazonen geeignet ist.

Nachstehend sind Beispiele Für die Zusammensetzung derartige!· Stühle angegeben (Anteile in Gewichtsprozent):

Nr.	C	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Mo	Nb	V	Ti	B
A B	0,049 0,021	0,29 0,14	1,56 1,59	0,017 0,018	0,005 0,003	0,01	0,27	0,25	0,049 0,041	0,068	0,007 0.017	0,0010

Beim Schweißen eines Stahles mit 0,005 bis 0,06% C z. B. mit dem UP-Schweißverfahren soll der Schweißdraht über 0,18 bis 0,55% C enthalten. Der Grund dafür liegt darin, daß zum Erreichen zufriedenstellender Hochtemperatur-Duktilität im Hinblick auf das Verhindern von Defekten in einem Bor enthaltenden Schweißgut der Kohlenstoffgehalt des Schweißgutes im Bereich zwischen 0,07 und 0,13% liegen muß. Beim UP-Schweißen eines Stahles mit 0,005% Kohlenstoff sinkt der Kohlenstoffgehalt des Schweißgutes in den genannten is Bereich, wenn der Schweißdraht 0,3ö bis 0,55% C enthält. Andererseits sinkt beim UP-Schweißen eines Stahles mit 0,06% C der Kohlenstoffgehalt des Schweißgutes in den genannten Bereich, wenn der Schweißdraht über 0,18 bis 0,33% C enthält.

Auf der Grundlage der vorstehenden Überlegungen wird der Kohlenstoffgehalt des Schweißdrahtes für das UP-Schweißen eines Stahles mit 0,005 bis 0,6% C im Bereich von über 0,18 bis 0.55% festgelegt. Wenn der Kohlenstoffgehalt im vorstehenden Bereich liegt, wird die Tieftemperatur-Zähigkeit des Schmelzgutes ebenfalls stark verbessert.

Es ist von größter Bedeutung, daß der Schweißdraht und/oder das Schweißflußmittel Titan und/oder Bor enthält, so daß das Schweißgut sowohl Titan als auch Bor enthält.

Titan macht in Gegenwart von Bor die MikroStruktur des Stahles viel feiner und verbessert damit die Tieftemperatur-Zähigkeit. Um Schwankungen in der Tieftemperatur-Zähigkeit zu verhindern und eine gute Tieftemperatur-Zähigkeit zu erreichen, müssen sowohl B als auch Ti im Schweißgui vorliegen, was dadurch erreicht werden kann, daß jeweils zumindest eines der beiden Elemente im Schweißdraht und/oder im Schweißnußmittel enthalten ist.

Der im Schweißgut vorliegende Anteil an Ti und B soll den Bereich von 0,004 bis 0,035% Ti und 0,001 bis 0,005% B liegen.

Wenn der gesamte Anteil an Ti im Schweißgut kleiner als 0,004% ist, kann keine zufriedenstellende Tieftemperatur-Zähigkeit erreicht werden; wenn dieser Anteil 0,035% übersteigt, wird die Zähigkeit des wieder erhitzten oder nachgewärmten Schweißgutes verschlechtert.

Wenn Ti dem Schweißgut aus einem festen Schweißdraht zugeführt wird, und im Schweißdraht enthalten ist, sollte es als Legierungselement mit einem Anteil von 0,004 bis 0,035 Gewichtsprozent vorliegen. Wenn ein Schweißdraht mit Flußmittelkern verwendet wird, wird Ti in Form von Ferrotitan zugesetzt.

Wenn Ti aus dem Schweißflußmittel zugesetzt wird, kann es als Rutil. Titanschlacke oder Ferrotitan zugesetzt werden. Wird Ti aus dem Schweißflußmittel in Form von Rutil, Titanschlacke oder Ferrotitan zugesetzt, entspricht der Zusatz von 5 bis 30% in Form von TiO₂ oder 0,5 bis 5% in Form von Ferrotitan (50% Ti) dem Zusatz von 0,004 bis 0,035% Ti zum Schweißgut.

Wenn der gesamte im Schweißgut enthaltene Anteil an B kleiner als 0,001% ist, kann keine ausreichende Tieftemperatur-Zähigkeit erreicht werden, während ein höherer Anteil als 0.005% wegen der größeren Anfälligkeit für Hochtemperaturrisse unerwünscht ist.

Wenn Bor aus einem festen, (massiven) Schweißdraht zugesetzt wird, sollte es im Schweißdraht vorzugsweise ⁴^ als Legierungselement mit einem Anteil im Bereich von 0.002 bis 0.01% vorliegen. Bei Verwendung eines Schweißdrahtes mit Flußmiitelkern kann B als Legierungselemcnl in Form von Ferrobor zugesetzt werden. Bor kann auch aus dem Schweißflußmittel in Form von Borsäure, einem Borat oder eines Bor enthaltenden Alkalimetallsalzes, wie Borax, oder Ferrobor zugesetzt werden.

Wenn Bor aus dem Schweißflußmittel in Form von Borsäure, einem Borat, Borax oder Ferrobor zugesetzt wird, entspricht der Zusatz von 0,05 bis 1,0% in Form von B₂01 oder 0,07 bis 1,7% in Form von Ferrobor (20% B) dem Zusatz von 0,001 bis 0,005% B zum Schweißgut.

Im Hinblick auf Verbindungen, wie Rutil, Titanschlacke, Borsäure, Borate, Borax usw. kann durch Verwendung entweder von gebundenem oder geschmolzenem Flußmittel die gleiche Wirkung erzielt werden.

Der verwendete Schweißdraht enthält vorzugsweise 0,01 bis 0,5% Si und 0$ bis 3,5% Mn als Hauptbestandteile. Silicium im Schweißdraht wirkt als Reduktionsmittel. Wenn der Siliciumgehalt jedoch 0,5% übersteigt wird die Beständigkeit des Schweißgutes gegen Rißbildung verringert Andererseits wird keine befriedigende Reduktionswirkung erzielt wenn der Siliciumgehalt kleiner als 0,01 % ist

Ein Zusatz an Mangan erzeugt im Schweißgut eine nadeiförmige ferritische MikroStruktur (Feingefüge), wodurch die Tieftemperatur-Zähigkeit verbessert wird. Wenn der Mangangehalt kleiner als 0,9% ist, kann keine ausreichende Tieftemperatur-Zähigkeit erreicht werden. Bei einem Mangangehalt über 3,5% wird die Tieftemperatur-Zähigkeit ebenfalls verschlechtert und darüberhinaus nimmt die Ziehbarkeit des Drahtes ab.

Nur der Kohlenstoffgehalt des gesamten Schweißdrahtes muß innerhalb des angegebenen Bereiches liegen; der erfindungsgemäß verwendete Schweißdraht kann jede beliebige Form aufweisen und kann insbesondere entweder ein massiver Draht oder ein Draht mit Flußmittelkern sein, der aus einem Drahtrohr hergestellt ist in das ein Metall- oder ein Legierungspulver eingebracht ist, das einen Teil der Legierungszusammensetzung aufweist
Zusätzlich zu den vorstehenden Elementen können dem verwendeten Schweißdraht weniger als etwa 0,6%

10

20 25 30 35

Mo und/oder weniger als etwa 3,5% Ni zugesetzt werden.

Ein Zusatz von bis zu 0,6% Mo verbessert die Festigkeit des Schweißgutes. Wenn der Molybdängehalt jedoch 0, 6% übersteigt, wird die Tieftemperatur-Zähigkeit erheblich verschlechtert. Ein Anteil bis zu 3,5% Ni verbessert ebenfalls die Tieftemperatur-Zähigkeii. Wenn jedoch mehr als 3,5% Ni zugesetzt werden, nimmt die Tieftemperatur-Zähigkeit merklich ab.

Wie vorstehend erläutert, soll erfindungsgemäß durch die Begrenzung des Kohlenstoffgehaltes des Schweißgutes auf 0,07 bis 0,13% die Verringerung der Hochtemperatur-Duktilitüt des Schweißgutes aufgrund des Borgehaltes verhindert werden. Wenn deshalb der Schweißvorgang unter Verwendung von Mehrfachelektroden durchgeführt wird, müssen nicht notwendigerweise alle Schweißdrähte die vorstehend angegebene Zusammensetzung aufweisen. Erfindungsgemäß können auch herkömmliche Schweißdrähte zusammen mit Schweißdrähten und Schwcißflußmittel mit der angegebenen, erfindungsgemäßen Zusammensetzung verwendet werden.

Die Schweißung kann zufriedenstellend durchgeführt werden, wenn die Basizität des verwendeten Schweißflußmittels zwischen 0,5 und 2,5 gemäß der Kennzeichnung des UW (International Institute of Welding) beträgt. Die Basizität wird nach der nachstehenden Formel bestimmt:

Basizität

CaO, % + MgO, % + BaO, % + CaF₂, % + - (MnO, % + FeO, %)
SiO₂, % + j (Al₂Oj, % + TiO₂, %)

Wenn die Basizität kleiner als 0,5 ist, nimmt der Sauerstoffgehalt im Schweißgut außerordentlich zu und verschlechtert die Tieftemperatur-Zähigkeit·, wenn die Basizität größer als 2,5 ist. ist kaum eine gute Bearbeitbarkeit des Schweißgutes zu erreichen.

Die Vorteile werden nachstehend anhand der Beispiele näher erläutert:

Die Tabellen IVa und IVb zeigen die chemischen Zusammensetzungen von Schweißdrähten, Flußmitteln und Stahlblechen zusammen mit den jeweiligen Schweißbedingungen.

In den Tabellen IVa und IVb sind A, C, E, G, M, N. O, P. Q und R Vergleichsbeispiele, während B, D, F. H, I, J, K und L Beispiele für Schweißdraht- und Flußmittelzusammensetzungen sind. Die Proben für den Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy wurden aus jeder Schweißverbindung auf die in F i g. 4 dargestellte Weise entnommen, und die Proben für den Längssicken^Schweißwulst-JBiegeversuch (longitudinal bead bend test) wurden aus dem gleichen Bereich entnommen.

Tabelle IVa

Nr.

Chemische Zusammensetzung des Schwuißdrahts (Gew.-%) C Si Mn Mo Ni Ti

Arides Drahts

Draht 0 (mm)

A	15	F	0,60	0,55	2,04	—	—	—	—	massiv	4,0
,0 B		0,19	0,11	1.97	_	—	—	—	massiv	4,0
C		0,09	0,03	1.98	0.25	0.01	0.22	—	massiv	4,8
D	G	0,21	0,09	2,52	0.23	—	0.23	—	massiv	4.8
E	50 H	0.11	0,15	3,6	0.25	—	—	0,006	mit	4,8
	J								Flußmittel
i								kern")
K	0,27	0,12	2,02	0.43	—	0.12	0,006	mit	4,8
L								Flußmittel
55 M								kern")
N	0.15	0,08	1.42	0,52	0.05	0,31	—	massiv	4,8
O	0,26	0,15	1.58	0,19	—	—	—	massiv	4,8
P	0,¹9	0,02	1,08	—	1,40	0.05	_	massiv	4.8
Q	0,51	0,15	1,03	0.01	—	0.03	—	massiv	4,8
bO R	0.21	0,05	2,05	—	—	0.15	0.004	massiv	4,0
0,27	0,12	2.10	0.25	—	—	0,003	massiv	4,0
0.26	0.15	1.58	0,19	—	—	—	massiv	4,8
0,26	0.15	1,58	0,19	—	—	—	massiv	4,8
0,19	023	1,65	0,20	—	—	—	massiv	4,8
031	0,14	1.49	—	—	—	—	massiv	4,8
0,26	0.15	1,58	_	—	—	—	massiv	4.8
0.26	0.15	1.58	—	—	—	_	massiv	4.8

65

Tabelle IVa (Fortsetzung)

Nr.	Chemische Zusammensetzung des llulimitlels ((jcw.-%)	AI₂O, TiO₂ CuO	MgO	IkO	CaI-,	C Si	Mn	Nb	V	andere	BjO₁ Biisi-	Andes	Teilchen	I	IO
	SiO₂									Stoffe	/itiäi	Flußmittels	größe	I
		17,7 24,2 4,9		24,6	14.0	0,05 0.32	1.54	0.04	0.05		0,7 1,30		(mesh)
A	12,5	17,7 24,2 4,9	_	24,6	14,0	0,05 0.32	1.54	0,04	0,05	—	0.7 1,30	erschmolzen	40 χ 250
B	12.5	38,2 - 15,8	_	—	29,9	0,05 0.32	1.54	0,04	0,05	_	0,3 1.34	erschmolzen	40 χ 250	I
C	14,9	38,2 - 15,8	—	—	29,9	0,05 0,32	1.54	0,04	0,05	—	0,3 1,34	erschmolzen	20 χ 250
D	14,9	28,3 19,0 4,9	—	10,4	14,3	0,025 0,14	1,91	0,0t>	—	MnO	0,85	erschmolzen	20 χ 250
E	17,4									5,3		erschmolzen	20 χ 250
		28.3 19.0 4,9	■ -	10.4	14,3	0,025 0.14	i ,91	Ü.Oö	—	MnO	0,85			20
F	17,4									5,3		erschmolzen	20 χ 250
		13.2 !6.8 10,5	34,6	—	•0.0	0,025 0,14	1.91	0,06	—	Na₂O	0.5 2,25
G	10,5									2,2		gebunden	12x100
		13.2 16,8 10,5	34.6	—	10,0	0,025 0,14	1,91	0,06	—	Na₂O	0,5 2,25			25
H	10,5									2,2		gebunden	12x100
		28,2 19,1 4,8	—	10,2	14,6	0,05 0,38	1,28	0,03	0,03	MnO	0,7 0,83
1	14,9									5,3		erschmolzen	20 χ 250
		60.2 - 8,8	8.9	—	8,7	0,008 030	1.95	0.06	—	—	0,2 0,62
J	12,5	28,2 19.1 4,8	—	10.2	14,6					MnO	0,2 0,83	erschmolzen	20x250	JO
K	14,9	28,2 19.1 4,8		10,2	14,6	0,05 0,38	1,28	0,03	0,03	3,J MnO	0,83	erschmolzen	20 χ 250
L	14,9									5,3		erschmolzen	20 χ 250
		6,2 16,8 15,2	1,4	_	3,5	0,025 0,14	!.91	0.06	—	MnO	0,3 0,47
M	14,4									12,2		erschmolzen	40 χ 250
		19,0 0.6 13,2	27,2	—	26,1	0,025 0,14	1,91	0,06	—	MnO	0,3 3,11			35
N	12,8									0,8		erschmolzen	40 χ 250
		13,2 16,8 10,5	34.6	—	10,0	0,025 0.14	1.91	0,06		Na₂O	0,5 2,25
O	10,5						2,2		gebunden	12x 100	40
		13,2 16,8 10,5	34,6	—	10,0	Na₂O	0.5 2,25
P	10,5					2,2		gebunden	12x100
		28,2 19,1 4,8	—	10,2	14,6	MnO	0,83			45
Q	14,9					5,3		erschmolzen	20 χ 250
		60,2 - 8,8	8,9	—	8,7	—	0,3 0,62
R	12,5							erschmolzen	20 χ 250
Tabelle IVb	Chemische Zusammensetzung des Stahlblechs (Gew.-^ö/i>)
Nr.	Dicke	Al	Ti		Kombina	50
	(mm)			Mo andere	tion*)
	25,0	0.019	0,014	Elemente
A	25.0	0,019	0,014	0,20 -	1
B	19,5	0,019	0,014	0,20 -	I
C	19,5	0,019	0.014	0,20	Il	55
D	19,5	0,020	0.019	0,20 -	II
E				- B	III
	mc	0.020	0.0 i 9	0,0012
Γ ι				— B	iii
	19,5	0,020	0,019	0,0012		60
G				- B	III
	193	0,020	0,019	0,0012
H				- B	III
	193	0,03	0,010	0,0012
I				0,10 Ni	II	65
	193	0,021	0,OiI	0,93
I				- B	II
	193	0,03	0,010	0,0014
K				0,10 Ni	Π
	193	0.02	0,019	0,93
L				- B	III
	19,5	0,020	0.019	0,0005
M				- B	III
	193	0.020	0.019	0,0012
N		g	IU

Fortsetzung

	Nr.	Chemische Zusammensetzung des Stahlblechs (Gew.-%)	C	Si	Mn	Nb	V	Al	Ti	Mo	andere	Kombina
		Dicke									Elemente	*tion)**
5		(mm)	0,003	0,35	1,95	0,05		0,020	0,019	0,21	B
	O	22									0,0008	1
			0,09	0,24	1,56	0.05	0,07	0,022	0,015	0.10	—
	P	22	0,018	0.16	2.01	0,05	—	0,015	0.018	030	B	1
10	Q	19,5									0,0012	Ul
			0,018	0,16	2.01	0,05	—	0,015	0,018	0,30	B
	R	19,5									0,0012	IH

Anmerkung zu den Tabellen:

*) Schweißbedingungen: Kombination

Nr. 1 600 A · 35 V · 300 mm/min. Gleichstrom. Einzeldraht. Fugcngcomclrie wie in F i g. 5 dargestellt,
mit t\ = 25 mm. /2 = 8 mm, (3 = 9 mm, tt = 8 mm θ\ = 90". fy = 90".

Nr.

Nr. Ill

Vordere Elektrode Hintere Elektrode

1100 A 35 V 900 A · 40 V

1100 mm/min 1100 mm/min

Fugengeometrie wie in F i g. 5 dargestellt, mit t] = 19,5 mm, /2 = 7 mm. f j «■ b mm. u

Vordere Elektrode Mittlere Elektrode Hintere Elektrode

1350 Λ · 35 V ■ 1200 mm/min

1000 Λ · 40 V ■ 1200 mm/min

780 Λ · 38 V ■ 1200 mm/min

Wechselstrom, Doppcldraht

ι = 70°. 6I₂ = 90". Weehclstrom. Dreifachelektrodendraht

Fugengeometrie wie in F i g. 5 dargestellt, mit i| = 19,5 mm. /> ■= 7 mm,i| = h mm, r«

b.5mm.6>i = 70",

90".

**) Die Schweißdrähte mit Fluflmiuelkern enthielten zusätzlich zu den in den Tabellen E und F angegebenen Bestandteilen 15% CaF₂.
Bor wurde als Ferrobor zugesetzt (20% B).

Die Versuchsergebnisse sind in Tabelle 5 dargestellt.

Wenn Schweißdraht mit der Zusammensetzung verwendet wird, betragen die Anteile an C, Ti und B im Schweißgut 0,07 bis 0,13% C. 0,004 bis 0,035% Ti und 0,001 bis 0,005% B. Wie aus Tabelle V für die Proben B, D, F, H, I, J, K und L ersichtlich, treten beim Schweißgut im Biegeversuch keine Risse auf, und es wird ein zufriedenstellender vE-Wert bei —60°C erreicht.

Wenn andererseits ein herkömmlicher Schweißdraht oder ein Schweißdraht mit einem größeren als dem Kohlenstoffgehalt verwendet wird, beträgt der Kohlenstoffantcil schließlich weniger als 0,06% oder mehr als 0,20%, was zum Auftreten feiner Risse beim Biegeversuch führt. In diesem Falle sinkt auch der vE-Wert be -60°C gelegentlich unter 3,0 kg m.

	31 38	Ti	B	084	Anzahl der	vE-60'C	Vergleichs	10	Ü
Tabelle V		0.020	0,0052		Risse*)	(kg-m)	beispiel		1
Nr.	Zusammensetzung des Schweißgutes (%)				Mittelwert/	Erfindung		H
		0,019	0.0048		kleinster Wort	Vergleichs		30 I
		0,025	0.0024	19	7,5/3.2	beispiel
	C					Erfindung	15	j
A	0.20	0,026	0,0022	0	16,4/15.9	Vergleichs		1
		0,020	0,0019	4	16,2/13.8	beispiel		1
B	0,080					Erfindung		35 I
C	0,060	0,018	0,0018	0	18.5/16,3	Vergleichs
		0,037	0,0038	26	6,8/2.9	beispiel	20
D	0,087					Erfindung
E	0,041	0,020	0,0036	0	12,4/11.3	Erfindung
		0,022	0,0045	8	4.2/2,8	Erfindung
F	0,078	0,005	0,0021			Erfindung
G	0,052	0,032	0,0028	0	9,5/8,2	Erfindung
		0,017	0,0013	0	14,8/13.3	Vergleichs-
H	0,077	0,012	0,0023	0	10,5/8.8	bcispiel
1	0,075			0	13.2/12,0	Vergleichs
j	0,13	0,020	0,0025	0	11.8/10,5	beispiel
K.	0.081			0	3,2/2.3	Vergleichs
L	0.075	0,028	0.0032			beispiel
M	0,070			3")	9.8/8,2	Vergleichs
		0,025	0,0033			beispiel
N	0,076			12	6,5/2.8	Vergleichs
		0,026	0,0008			beispiel
O	0.045			U	8,8/5,3	Vergleichs
		0,002	0,0022			beispiel
P	0,14			0	4,5/2.7

Q	0,072		0	3,9/2,1

R	0,073




		25

*) Anzahl der Risse im Elicgcversuch.
**) Von Schlackeneinllüssen verursachte Risse.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verdecktes Lichtbogenschweißverfahren für niedriggekohlten Stahl, enthaltend 0,005% bis 0,06% Kohlenstoff, insbesondere zur Herstellung von Leitungsrohren, unter Verwendung eines Kohlenstoff enthalten-

5 den Schweißdrahtes, wobei dem Schweißgut Titan und Bor zugegeben wird, dadurch gekennzeichnet, daß der Schweißdraht über 0,18% bis 0,55% Kohlenstoff enthält.

2. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Titan und Bor zum Schweißdraht und/oder dem Schweißflußmittel zugesetzt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Schweißflußmittel Rutil und/oder ίο Titanschlacke in einem Anteil von 5 bis 30% (als TiO₂) und Borsäure, ein Borat und/oder Ferrobor in einem Anteil von 0,05 bis 1,0% (als B₃Oj) enthäu.

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Schweißflußmittel Ferrotitan in einem Anteil von 0,5 bis 5% (als Fe-Ti-Legierung mit 50% Ti) und Ferrobor in einem Anteil von 0,07 bis 1,7% (als Fe-B-Legierung mit 20% B) enthält

15

5. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Schweißflußmittel 5 bis 30% TiO₂

oder 03 bis 5% Ferrotitan (ah Fe-Ti- Legierung mit 50% Ti) und Borsäure, ein Borat oder Bor mit einem Anteil von 0,05 bis 1,0% (als B₂O₃) oder 0,07 bis 1,7% Ferrobor (als Fe-B-Legierung mit 20% B) enthält.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß der Schweißdraht 0,004 bis 0,035% Ti und 0,002 bis 0,010% B enthält.

20

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Schweißflußmittel eine

Basizität von 0,5 bis 2,5 aufweist.