DE1905473B2 - Verfahren zur herstellung eines hochfesten, bainitischen schweissbaren baustahles - Google Patents
Verfahren zur herstellung eines hochfesten, bainitischen schweissbaren baustahlesInfo
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Description
Erfindungsgemäß werden Stähle bestehend aus 0,05 bis 0,15% Kohlenstoff. 0,05 bis 0.6% Silizium,
0.1 bis 1.4% Mangan. 0.5 bis 4.5% Nickel. 0.1 bis 1.4% Chrom. 0.1 bis 0.8% Molybdän, wobei sich
der Wert von Mn f Ni + Cr + Mo auf 1,6 bis 4,2% belauft, ein oder zwei der Elemente 0.01 bis
0,09% Aluminium und 0.001 bis 0,15% Titan. Rest
Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen einer speziellen Wärmebehandlung unterworfen. Stählt
dieser oder vergleichbarer Zusammensetzung sind vor beschrieben (österreichische Patentschriften 194 875
193 914, Houdremont, »Handbuch der Sonderstahlkunde« 3. Auflage, 1956, Springer-Verlag, S, 615)
Einen niedrig legierten hochfesten Stahl der genannter Zusammensetzung anzulassen, nachdem vorher eir
Abschrecken erfolgt, ist ebenfalls vorbeschrieber (Klinischer- Kilger— Biegler, Technische
Baustähle«, 3. Auflage, Knapp Verlag, 1958 S. 579).
Wie in der Tabelle gezeigt, sind herkömmliche Stähle hoher Zerreißfestigkeit für Schweißzwecke
durch Abschrecken und Anlassen bei deren Wärmebehandlung, wodurch sich die MikroStruktur als
angelassener Martensit ausbildet, erhalten worden, um so eine Verbesserung der Zerreißfestigkeit und
Schlagarbeit VE0 sowie der Kerbschlagzähigkeit zu
erzielen.
Stähle hoher Zerreißfestigkeit, die in herkömmlicher Weise abgeschreckt und angelassen worden sind,
zeigen ein hohes Streckgrenzenverhältnis (Verhältnis von Streckgrenze zu Zerreißfestigkeit). Nach dem
Strecken ergibt sich auf Grund des Aufbaus innerer Spannungen eine Schwächung gegenüber Belastungskonzentrationen.
Wenn weiterhin der Sicherheitsgrad auf der Grundlage des Streckgrenzenverhältnisses zu bewerten ist,
dann muß ein hohes Ausmaß an Sicherheit, durch Erhöhung des Streckgrenzenverhältnisses gegeben,
sichergestellt werden.
Bei Erhöhen des Streckgrenzenverhältnisses muß deshalb die zulässige Belastung an einem derartigen
Stahl gering sein, so daß sich durch entsprechende Dicke der Platten ein hohes Gewicht der aus einem
derartigen Stahl geschweißten Konstruktion ergibt. Weiterhin muß bei einem derartigen vermittels Abschrecken
und Anlassen behandelten Stahl hoher Zerreißfestigkeit die Anlaßtemperatur hoch, z. B.
über etwa 600X, zwecks Erhöhen der Kerbschlagzähigkeit liegen.
Auf Grund dieser Tatsache enthält ein derartiger Stahl erhebliche Mengen an Legierungskomponenten
zwecks Erzielen der entsprechenden mechanischen Festigkeit.
Bei Erhöhen der mechanischen Festigkeit des Stahls wird somit das Kohlenstoffaquivalent (im
folgenden als Ceq und Ceq = C + 1 24Si + 1 6Mn + 1/40 Ni 4- 15 Cr + 14 Mo + 1 14 V) bezeichnet,
ebenfalls erhöht.
Sobald die Härtungsneigung der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone wesentlich wird, wird ebenfalls
die Empfindlichkeit gegenüber der Ausbildung von Schweißrissen erhöht, so daß Vorerhitzungstemperaturen
für einen derartigen Stahl in der in der Tabelle I gezeigten Höhe erforderlich sind, um die
Bildung von Schweißrissen zu verhindern.
Wärme | C | Si | Mn | P | S | Ni | Cr | 0,33 | V | Cu | Ccq2) | |
Stahl | behandlung | 0.15 | 0.47 | 1.28 | 0.020 | 0,010 | 0,06 | 0.25 | 0,40 | 0.06 | 0,44 | |
HT 60 | QP) | 0.13 | 0.37 | 0.90 | 0,010 | 0.016 | 0,86 | 0,36 | 0,56 | 0,47 | ||
HT 70 | QP) | 0.13 | 0.34 | 0.82 | 0.015 | 0,008 | 1,01 | 0.51 | 0,25 | 0,51 | ||
HT 80 | QP) | 0.16 | 0.27 | 0.78 | 0,015 | 0,010 | 1.22 | 0.62 | 0,05 | 0.25 | 0.60 | |
HT KX) | QP) | |||||||||||
3 | ZcrreiUrcütigkcii | I 905473 r | Finschnürunt! | KeHv1ChIUg* | 4 | Vorerhit?unus- | |
lemperaiur /um Verhindern vnn |
|||||||
SchweiQnuht- | |||||||
Sireckyren/e | (kp/mm'i | Fortsetzung | l°nl | I C) | jhigkeil VE,, | wurzelrissen | |
Stihl | 65,4 | 68,2 | 0 | I C) | |||
76,2 | Dehnung | 68,1 | -20 | 100 | |||
lkp mm') | 82,8 | 66.5 | -20 | Ikp-m) | 150 | ||
56,3 | 101,3 | 65,6 | -25 | 14,4 | 150 | ||
HT 60 | 68,0 | l"o| | 11,9 | 250 | |||
HT 70 | 76,9 | 18,2 | 7,7 | ||||
HT 80 | 96,7 | 26,5 | 8,4 | ||||
HT 100 | 23,5 | ||||||
20,5 | |||||||
:l Ctq = C + 1 l·» Si + 1/6 Mn + 1/40 Ni + Io Cr + 1 4 Mo + 1 14 V.
I VE,,: gemessen an 2 mm-V-Kerbschlaimrobe nach C
'l Wasserabgeschreckl und angelassen.
Mn + 1/.
-Kerbschlagprobe nach C h a r ρ y
Mn + 1/.
-Kerbschlagprobe nach C h a r ρ y
Im Hinblick auf die geschilderten Nachteile herkömmlicher
Stähle liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, einen Stahl hoher Zerreißfestigkeit mit
bainitischer Struktur zu schaffen, der hohe Kerbschlagzähigkeit und gute Schweißeigenschaften aufweist.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines hochfesten bainitischen, schweißbaren Baustahls
der angegebenen Zusammensetzung wird in kennzeichnender Weise so durchgeführt, daß der Stahl auf
eine Temperatur über /Cc3 erhitzt wird und in Abhängigkeit
von der Summe der Elemente
a) Mn + Ni + Cr + Mo = 1,6 bis 3,2 in 2,1 bis 54 Sekunden auf 800 bis 5000C anschließend
in mehr als 15 Sekunden auf 500 bis 200C abgekühlt wird,
b) Mn + Ni + Cr + Mo = 3,2 bis 3,8% in 2,3 bis 70 Sekunden auf 800 bis 500" C anschließend
in mehr als 20 Sekunden auf 500 bis 200~C abgekühlt wird,
c) Mn + Ni + Cr + Mo = 3,8 bis 4,2% in 2,4 bis 80 Sekunden auf 800 bis 5000C anschließend
in mehr als 24 Stunden abgekühlt wird.
Vermittels der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung gelingt es einen Stahl zu gewinnen, der in der
Lage ist, erheblicher Belastungskonzentration zu widerstehen.
Ein Ausführungsbeispiel der Erfindung ist in den Zeichnungen dargestellt und wird im folgenden näher
beschrieben. Es zeigt
F i g. 1 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Menge an Ni und Kerbschlagzähigkeit
des erfindungsgemäß behandelten Stahls wiedergibt.
F i g. 2 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis
zwischen der Menge an Mn -i- Ni + Cr + Mo der Streckgrenze und der Zerreißfestigkeit des erfindungsgemäß
behandelten Stahls wiedergibt,
F i g. 3 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Menge an V, der Streckgrenze
und der Zerreißfestigkeit des erfindungsgemäß behandelten Stahls wiedergibt,
F i g. 4 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen de. Menge an V und der Kerbschlagzähigkeit
des behandelten Stahls wiedergibt.
F i g. 5 ein kontinuierliches Abkühl-Umwandlungsdiagramm, wie es bei der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung
auftritt,
F i g. 6 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen der Menge an Mn + Ni + Cr 4- Mo
und der Abkühlzeit des erfinduogsgemäß behandelten Stahls wiedergibt,
F i g. 7 eine graphische Darstellung, die das Verhältnis zwischen dem Kohlenstoffäquivalent und den
mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäß behandelten Stahls wiedergibt.
Die F i g. 1 zeigt die Einwirkung des Ni-Gehaltes auf die Schlagarbeit VE0 nach der erfindungsgemäßen
Wärmebehandlung.
In der Zeichnung gibt die Abszisse Ni% und die Ordinate die absorbierte Energie (VE0 (kp-m) durch
2-mm-V-Kerbschlagprobe nach C h a r ρ y) wieder.
Wie an Hand dieses Verhältnisses ersichtlich, erweist sich der Zusatz von Ni in einer Menge von mehr
als 0,5% als dahingehend wirksam, daß die Schlagarbeit verbessert wird, jedoch sind mehr als 4,5%
desselben in dieser Hinsicht unwirksam, so daß der Gehalt an Ni auf 0,5 bis 4,5% festgelegt wird.
Der Gehalt an Cr muß sich auf mehr als 0,1% belaufen, damit die bainitischc Struktur ausgebildet
wird und sich eine Erhöhung der Zerreißfestigkeit ergibt, jedoch wurden mehr als 1,4% desselben zu
einer Verschlechterung der Verschweißbarkeit des Stahls führen, und gleichzeitig ist nicht zu erwarten,
daß durch die erfindungsgemäße Wärmebehandlung hierbei eine Verbesserung der Zerreißfestigkeit erzielt
wird, so daß der oben angegebene Gehalt an Cr aul 0.1 bis 1.4% festgelegt ist.
Unter Bezugnahme auf die F i g. 2, die die Einwirkung der chemischen Zusammensetzung auf die
mechanische Festigkeit eines typischen erfindungsg~mäß zu behandelnden Stahls zeigt, gibt die Abszisse
den Prozentsatz an Mn -+■ Ni + Cr + Mo als ein Parameter der chemischen Zusammensetzung und
die Ordinate die Streckgrenze ns und die Zerreißfestigkeit
aB wieder.
Wie an Hand dieses Verhältnisses ersichtlich, c-rgibl
sich, daß der Wert von Mn + Ni + Cr + Mo sich auf mehr als 1,6%, mehr als 3,2%, mehr als 3,3"-1
und mehr als 4,2% belaufen muß, um eine Zerreißfestigkeit von mehr als 70 bzw. 80 kp/mm2, mehr al;
90 bzw. mehr als 100 kp/mm2 zu erzielen.
In der F i </, 3 gibt die Abszisse V% und die
Ordinate die Streckgrenze und Zerreißfestigkeit wieder, wobei die Streckgrenze und Zerreißfestigkeil
sich bei erhöhtem Zusatz von V erhöhen. Die F i g. i zeigt ein Verhältnis zwischen dem Gehalt an V unc
f>5 der Kerbschlagzähigkeit, wobei die Abszisse V% unc
die Ordinate den Wert für die verbrauchte Schlag arbeit (VEn (kp-m) durch 2 mm-V-Kerbschlagprobt
nach C harp y) wiedergibt. An Hand dieses Vet-
hältnisses beläuft sich ein Gehalt an V. der zu keiner
Verringerung der Schlagarbeit führt, auf weniger als 0,12%, und daher wird der Gehalt desselben auf
0,12% als ausreichend für den oben angegebenen Zweck festgelegt.
Im folgenden werden erfindungsgemäße Erhitzungsbedingungen im einzelnen erläutert.
Die F i g. 5 ist eine graphische Darstellung des kontinuierlichen Zeit - Temperatur - Umwandlungs-3chaubitdes (Z.T.U.-Bild). ausgehend von 900 C. wobei der Stahl die folgende Zusammensetzung aufweist:
C = 0.11%. Si = 0.20%. Mn = 0.28%. Ni = 2.51%.
Cr =1.12%. Mo = 0.28% und Al = 0.025%. Bei dieser in der F i g. 5 wiedergegebenen graphische.!
Darstellung gibt die Abszisse die Abkühlzeit in Sekunden (logarithmische Unterteilungen) ausgehend von
800 C und die Ordinate die Temperatur ( C. gleiche Unterteilung) bezüglich der Umwandlungsbereiche
des Stahls wieder, und zwar zeigt A den Bereich des Austenits. F den Bereich des anfänglichen Ferrites.
B den Bereich des Bainits und M den Bereich des Martensits; die Linien a-b-c zeigen den Beginn der
martensitischenUmwandlung(JVf s- Punktl.die Linie d-e
deren Ende (M/-Punkt) und die Linie e-f das Ende der Umwandlung in bainitisches Gefüge (B/-Punkt).
Die Abkühlkurve 1 zeigt eine kritische Abkühlkurve für die Bildung des anfänglichen Ferrites, die Abkühlkurve 2 zeigt eine kritische Abkühlkurve für die
Umwandlung in Bainit und die Abkühlkurve 3 eine kritische Abkühlkurve für die Umwandlung in Martensit.
An Hand des ZTU-Diagramms ergibt sich, daß der ursprüngliche Ferrit bei einem langsameren
Abkühlen, als der Abkühlkurve 1 entsprechend, ausgebildet wird, und die Zerreißfestigkeit und die Kerbschlagzähigkeit erfahren eine Verringerung. Bei einem
schnelleren Abkühlen als der Abkühlkurve 3 entspricht, wird das gesamte Gefüge in Martensit umgewandelt. Es wird eine hohe Zerreißfestigkeit erzielt,
jedoch erfährt die Kerbschlagzähigkeit eine ausgeprägte Verschlechterung. Bei dem Abkühlen zwischen
den Abkühlkurven 2 und 3 wird ein gemischtes Gefüge aus Bainit und Martensit ausgebildet, wobei
jedoch auf Grund des im Gefüge vorliegenden Martensites keine Verbesserung der Kerbschlagzähigkeit
zu erwarten ist.
Um eine zufriedenstellende Zerreißfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit sicherzustellen, ist die Bildung
des bainitischen Gefüges wesentlich, deshalb wird für diesen Zweck der Stahl nach den folgenden
Bedingungen abgekühlt.
Es ist bekannt, daß die Abkühlbedingungen von 500" C herunter von der größten Wichtigkeit für die
martensitische Umwandlung sind. So stellt man fest, daß ausgehend von der kritischen Abkühlkurve 2.
wo das gesamte Gefüge bainitisch wird, die Abkühlzeit
von 500 auf 200" C in S2-Sekunden erfolgen sollte.
Somit wird bei dem Abkühlen mit mehr als S2-Sekunden von 500 auf 2001C kein martensitisches Gefüge
gebildet werden.
Im Hinblick auf die oben angegebenen Bedingungen sollte sich die Abkühlzeit von 800 herunter auf
500"C auf S,- bis .S,-Sekunden und sodann die Abkühlzeit von 500 herunter auf 200 C auf mehr
als Sj-Sekunden belaufen, damit durch Umwandlung
ίο die gesamte Struktur bainitisch werden kann.
Die /ahlenwerte der kritischen AhkUhlzeit stehen in Beziehung tu der chemischen Zusammensetzung
des Stahls, und in dieser Hinsicht zeigt die Tabelle Π S1. .S2 und Sf und die chemischen Zusammensetzungen
verschiedener erfindungsgemäß zu behandelnder Stahlarten, wie sie auf Grund eines kontinuierlichen
Zeit - Temperatur - Umwandlungsschaubildes (ZTUl erhalten werden.
sehen Zusammensetzungen und S1. S1 und S1. wobei die
Abszisse dem Prozentsatz an Mn + Ni + Mo als einen Parameter der chemischen Zusammensetzung
und die Ordinate die erforderlichen Zeiten S1. S2
und S3 in Sekunden (logarithmische Unterteilungen)
wiedergibt.
An Hand des Verhältnisses zwischen dem Prozentsatz an Mn 4 Cr + Mo und der Zerreißfestigkeit
nach der F i g. 2 erhält man die AbkUhlbedingungen. wie sie für das Ausbilden des bainitischen Gefüges
erforderlich sind, und zwar unter Bezugnahme auf
den Bereich des Prozentsatzes an Mn + Ni + Cr + Mo
1.6 bis 3.2% belauft, wird sich die Abkühlzeit von
800 auf 500 C auf 2.1 bis 54 Sekunden und die Ab
kühlzeit kontinuierlich von 500 auf 200" C auf mehr
als 15 Sekunden belaufen.
In dem Fall, wo sich Mn + Ni + Mo auf 3.2 bis
3,8% beläuft, wird sich die Abkühlzeit von 800 auf
500r C auf 2.3 bis 70 Sekunden und die Abkühlzeit
kontinuierlich von 500 bis auf 200" C auf mehr al*
20 Sekunden belaufen.
In diesem Fall, wo sich Mn 4- Ni 4- Cr 4- Mo auf
3.8 bis 4.2% beläuft, wird sich die Abkühlzeit von 800 auf 500 C auf 2.4 bis 80 Sekunden und die Ab
kühlzeit kontinuierlich von 500 auf 200f C auf mehr
als 24 Sekunden belaufen.
In dieser Weise ist es möglich, die feir, Bainitstruktur des Stahls durch die erfindungsgemäße
Wärmebehandlung zu erzielen, wodurch ausreichende
Zerreißfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit sichergestellt werden.
Wenn eine höhere Kerbschlagzähigkeit erforderlich ist wird dieselbe durch Anlassen des Stahls bei
Temperaturen unter Ax erreicht. Somit kann ein
derartiger Anlaßvorgang gegebenenfalls zur Anwendung kommen.
Nr | C | Si | Mn i P \ S | Ni | Cr | Mo | V |
4 | 0,12 | 0.18 | 0.83 ; 0,012 i 0.016 | 0.61 | 0.28 | 0.37 | |
5 | 0,12 | 0.16 | 0.93 : 0.012 { 0.017 | 0,70 | 031 | 0.31 | |
6 | 0,12 | 0.16 | 0,86 ' 0,012 0.018 | ! 0.66 | 0J2 | 0.35 | 0.11 |
14 | 0,13 | 0.19 | 0,87 S 0.012 ; 0.018 | ! 0.71 | 037 | 0.33 | |
15 | 0,11 | 0.20 | 0.92 i 0.012 j 0.018 | j 0,75 | 035 | 037 | 0,12 |
10 | 0,07 | 0,27 | 0.43 1 0.011 j 0.013 | I 1,61 | 0,65 | 0,46 |
Nf.
18
0.06
0,11
0,11
Fortsetzung
Si | Mn | P | S | Ni | Cr | Mo |
0,14 | 0.56 | 0,009 | 0,012 | 1,45 | 1,34 | 0.55 |
0,20 | 0,28 | 0,012 | 0,006 | 2.51 | 1,12 | 0.28 |
(Fortsetzung)
Nr.
14
15
IO
Ii
18
Nb | B | ΛΙ |
0.018 | ||
0,015 | ||
0.016 | ||
0,04 | 0.011 | |
0.0024 | 0.017 | |
0.031 | ||
0.036 | ||
0,025 |
0,028 0,028 0.015 0.025 0.016
Mn + Ni + Cr + Mo
2.09
2,23
2.19
2,28
2,39
3.15
3,90
4.19
2,23
2.19
2,28
2,39
3.15
3,90
4.19
S1 | |
(see) | (see) |
61 | 8.8 |
62 | 8.2 |
68 | 7.4 |
63 | 6.9 |
94 | 8.8 |
70 | 14.6 |
110 | 20 |
128 | 15.8 |
S3
(see)
1.4
1.5
1.4
1.9
1,8
1,4
2,3
1.8
1.5
1.4
1.9
1,8
1,4
2,3
1.8
Im folgenden werden eine Reihe erfindungsgemäßer Ausführungsformen erläutert.
Di*. Tabelle III zeigt die chemischen Zusammenletzungen,
Erhitzungsbedingungen und mechanischen Eigenschaften verschiedener erfindungsgemäß zu behandelter
Stahlarten.
Die Stähle nach dieser Tabelle III werden erfindungsgemäß wärmebehandelt, jedoch erfolgt kein
Anlassen, um so deutlich die hohe Zerreißfestigkeit und hohe Kerbschlagzähigkeit aufzuzeigen, die hierdurch
erhalten werden kann.
Im Gegensatz hierzu zeigt die Tabelle IV eine Versuchsreihe, in der ein Abkühlen unter den erfindungsgemäßen
Abkühlungsbedingungen und sodann Anlassen erfolgt.
Wie hieraus ersichtlich, kann die Kerbschlagzähigkeit durch Anlassen verbessert werden. Es ist weiterhin
möglich, die Kerbschlagzähigkeit ohne Verringern der Zerreißfestigkeit in Abhängigkeit von den Temperaturen
des Anlaßvorganges zu verbessern. Die F i g. 7 zeigt ein Verhältnis zwischen Kohlenstoffäquivalent (Ceq) und Streckgrenze <ts, Zerreißfestigki
d Skhälti bi di
q (q
keit σΒ und Streckgrenzenverhältnis
d Odi S
wobei die
Β g
Abszisse Ceq und die Ordinate Streckgrenze. Zerreißfestigkeit und Streckgrenzenverhältnis wiedergibt, um
»o deren Verhältnis aufzuzeigen und gleichzeitig einen Vergleich mit dem Stahl hoher Zerreißfestigkeit
zu geben, der in herkömmlicher Weise abgeschreckt und angelassen worden ist.
Die Kurve 1 der Zeichnung zeigt die Streckgrenze des erfindungsgemäß behandelten Stahls, die Kurve 2
zeigt die Zerreißfestigkeit desselben, und die Kurve 3 zeigt das Streckgrenzenverhältnis desselben, während
die Kurve 1' die Streckgrenze herkömmlich behandelten Stahls, die Kurve 2' die Zerreißfestigkeit desselben
und die Kurve 3' das Streckgrenzenverhältnis desselben wiedergibt
Wie an Hand dieser Verhältnisse ersichtlich, sind selbst auf der Grundlage gleicher Ceq die Streckgrenze
und die Zerreißfestigkeit des erfindungsgemäß behandelten Stahls besser und das Streckgrenzenverhältnis
kleiner, als dies bei herkömmlich behandeltem Stahl der Fall ist
Man sieht somit, daß Ceq für den erfindungsgemäß zu behandelnden Stahl kleiner als bei herkömmlich
behandeltem Stahl bei gleicher Zerreißfestigkeit sein kann.
Mit anderen Worten, bei gleicher Zerreißfestigkeit wird bei einem erfindungsgemäß behandelten Stahl
die durch die Schweißwärme beeinflußte Zone weniger gehärtet. Sie ist bezüglich der Bildung von Schweißrissen
weniger empfindlich als dies der Fall bei herkömmlich behandeltem Stahl ist, wodurch bessere
Verschweißbarkeit aufgezeigt wird. Weiterhin ist das Streckgrenzenverhältnis des erfindungsgemäß zu behandelnden
Stahls kleiner als bei herkömmlich bebehandeltem Stahl, so daß sich ein besserer Sicherheitsfaktor
bezüglich Belastungskonzentrattonen im Vergleich mit herkömmlich behandeltem Stahl und
höhere zusätzliche Belastung für Konstruktionszwecke ergeben.
Tabelle V zeigt die größte Härte der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone des Stahls Nr. 18
mit einer Zerreißfestigkeit in der Größenordnung von 100 kp/mm2 und den Prozentsatz an Wurzelrissen
bei einem Schweißrißtest.
Wie an Hand dieser Ergebnisse ersichtlich, sind die Härtungseigenschaften einer derartigen durch die
Schweißwärme beeinflußten Zone recht gering für eine Zerreißfestigkeit in der Größenordnung von
100 kp/mm2. Ferner erweist es sich als möglich, einwandfrei
die Bildung von Schweißrissen auf Grund eines Vorerbitzens auf 75° C bei Anwenden des üblichen
Lichtbogenschweißverfahrens zu vermeiden.
Im Vergleich mit herkömmlich behandelten Stählen.
die eine Zerreißfestigkeit in der Größenordnung von
100 kp/mm2 aufweisen (s. die Tabelle I), ergibt sicfc
somit, daß der erfindungsgemäß behandelte Stahl eine ausgeprägt bessere Verschweißbarkeit aufweist
Der erfindungsgemäß zu behandelnde Stahl hohei Zerreißfestigkeit kann zum Herstellen von Stahlplatten
und Produkten aus geschmiedetem Stahl Gußstahl, geformtem Stahl, Stahlrohren, Stangenstahl
und Drahtmaterialien angewandt werden.
209 531/42
24*2
Kennzeich
nung
nung
C | r,i | Mn | P |
j
S |
Ni |
0.11 | 0.37 | 0.91 | 0.012 | 0.018 | 0.77 |
0.13 | 0.28 | 1.30 | 0.017 | 0.002 | 0.52 |
0.14 | 0.25 | 1.27 | 0,012 | 0.018 | 0.53 |
0.12 | 0.18 | 0.83 | 0.012 | 0,016 | 0,61 |
0,12 | 0.16 | 0.93 | 0,012 | 0.017 | 0.70 |
0.12 | 0.16 | 0.86 | 0.012 | 0.018 | 0.66 |
0.07 | 0.21 | 0.39 | 0,010 | 0.011 | 2.32 |
0,07 | 0.26 | 0.42 | 0.011 | 0,012 | 1.59 |
0,06 | 0.26 | 0.42 | 0,010 | 0,011 | 1,08 |
0,07 | 0.27 | 0.43 | 0,011 | 0.013 | 1.61 |
0,06 | 0.14 | 0.56 | 0.009 | 0,012 | 1.45 |
0,06 | 0.18 | 0.56 | 0,008 | 0.009 | 1.54 |
0.07 | 0.31 | 0.45 | 0,008 | 0,006 | 2.00 |
0.13 | 0.19 | 0,87 | 0,012 | 0.018 | 0,71 |
0.11 | 0.20 | 0.92 | 0,012 | 0.018 | 0.75 |
0.09 | 0.18 | 0.54 | 0.008 | 0.019 | 4,02 |
0.13 | 0.30 | 1.00 | 0,002 | 0.006 | 0,84 |
Cr | Mo | V | Nh | B |
0.41 | 0.34 | |||
0.20 | 0,17 | |||
0.24 | 0,19 | |||
0.28 | 0.37 | |||
0.31 | 0,31 | |||
0.32 | 0.35 | 0,11 | ||
0.44 | 0.44 | |||
0.49 | 0.48 | |||
0.54 | 0.51 | |||
0,65 | 0,46 | |||
1,34 | 0,55 | |||
1.33 | 0,44 | |||
1.27 | 0,44 | |||
0.37 | 0,33 | 0,04 | ||
0,35 | 0.37 | 0,12 | 0,0040 | |
0,63 | 0.22 | 0,035 | 0,002 | 0,0024 |
0,50 | 0.45 | 0,064 |
ΛΙ | Ti | Ceq |
0.015 | 0,46 | |
0,028 | 0,46 | |
0.048 | 0.47 | |
0,018 | 0,028 | 0.43 |
0,015 | 0,028 | 0,44 |
0,016 | 0,015 | 0.44 |
0,018 | 0.40 | |
0,029 | 0,41 | |
0,019 | 0,40 | |
0,035 | 0.44 | |
0,015 | 0,60 | |
0.024 | 0,58 | |
0,023 | 0,57 | |
0,011 | 0,025 | 0.46 |
0.017 | 0,016 | 0,54 |
0,013 | 0,48 | |
0,025 | 0,47 |
(Fortsetzung)
Kennzeichnung | T1) |
C | |
I | 900 |
2 | 900 |
3 | 900 |
4 | 900 |
5 | 900 |
6 | 900 |
7 | 900 |
8 | 900 |
9 | 900 |
10 | 900 |
11 | 900 |
12 | 900 |
13 | 900 |
14 | 900 |
15 | 900 |
16 | 900 |
17 | 900 |
18 | 900 |
S,21
16 12 15 21 25 18 35 42 48 28 32 26 32 49 45 36 42 35
') T: Austenitisierungstemperatur.
2) S4: Abkühlzcit τοπ 800 auf 500CC.
3) S1: Abkühlzeil von 500 auf 200° C.
*) Meßlänge: 50 mm.
328 460 362 152 257 128 92 181 257 282 880 780 910 460
481 252 322 980
Streckgrenze | Zerreißfestigkeit | Dehnung4) |
(kp/mnr1) | (kp/mm2) | (%) |
61.2 | 73,4 | 32,3 |
63.3 | 73,2 | 31,5 |
58.3 | 77,9 | 31,5 |
62.7 | 76,1 | 18,0 |
59.9 | 71,0 | 19,5 |
68.3 | 78,6 | 18,0 |
67.3 | 78,2 | 15,5 |
63,9 | 77,3 | 17,5 |
61.9 | 74,4 | 17,0 |
67,0 | 79,4 | 15,5 |
81.7 | 93,4 | 14,0 |
80.8 | 92,9 | 14,0 |
81,1 | 94.5 | 15.0 |
65,6 | 72,9 | 15,0 |
69,6 | 79,0 | 17,0 |
96,1 | 108,9 | 14,0 |
85,4 | 1043 | 29,3 |
86,8 | 102,3 | 19,5 |
Ein | VBn |
schnürung | (kp-m) |
(V.) | 11.8 |
68,0 | 21.6 |
— | 15.2 |
— | 9.3 |
65.2 | 9.6 |
67,5 | 9,6 |
65,2 | 15.0 |
69,7 | 14.7 |
70,8 | 17.4 |
73,9 | 14,1 |
69,7 | 12,1 |
63,9 | 14,7 |
69.7 | 13,6 |
66.4 | 12.4 |
68.6 | 13,6 |
68.6 | 16,4 |
66,4 | 6,6 |
— | 13,6 |
67.3 | |
Nr. | C | Si | Mn | ρ | S | Ni | Cr | Mo | Al | Ceq | V) I=Q |
Sf) (sec) |
Ss1) L fsec) |
18 | 0,11 | 0.20 | 0.28 | 0,012 | 0,006 | 2,51 | 1,12 | 0,28 | 0,025 | 0/7 | 9Ou | 35 | 980 |
2462
Anlaßtemperatur
Γ C)
580
500
500
(Forlsetzung)
Streckgrenze (kp/mm2)
75,4 84,6
12
Zerreißfestigkeit
(kp/mm2) |
Dehnung
(%) |
88,1 100,2 |
27,5 22,3 |
71,0
68,5
68,5
(kp-m)
23,8 15,3
VE-50 flcg-m)
23,0 5,8
Nr. | Ceq |
18 | 47 |
Streckgrenze
(kp/mm2)
86,8
86,8
Zerreißfestigkeit
Größte Härte der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone, Hv
(kp/mm2)
102,3
358
vermittels des mit ^-Ausnehmung
arbeitenden Schweißrißtests
kein Vorerhitzen
100
5<xrc
20
750" C
Vorerhitzungstemperatur zum Verhindern von Wurzelrissen
75
2462
Claims (3)
1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, bainitischen schweißbaren Baustahls, dadurch
gekennzeichnet, daß der an sich bekannte aus 0,05 bis 0,15% Kohlenstoff, 0,05 bis 0,6%
Silizium, 0,1 bis 1,4% Mangan, 0,5 bis 4,5% Nickel,0,l bis l,4%Chrom,0,l bis0,8% Molybdän,
wobei sich der Wert von Mn + Ni + Cr + Mo auf 1,6 bis 4,2% beläuft, ein oder zwei der Elemente
0,01 bis 0,09% Aluminium und 0,001 bis 0,15% Titan, Rest Eisen und erschmelzungsbedingte
Verunreinigungen bestehende Stahl auf eine Temperatur über Ac3 erhitzt wird, und in Abhängigkeit
von der Summe der Elemente
a) Mn + Ni + Cr + Mo = 1,6 bis 3,2% in 2,1 bis 54 Sekunden auf 800 bis 5000C, anschließend
in mehr als 15 Sekunden auf 500 bis 200-C abgekühlt wird,
b) Mn + Ni + Cr + Mo = 3,2 bis 3,8% in 2,3 bis 70 Sekunden auf 800 bis 500°C, anschließend
in mehr als 20 Sekunden auf 500 bis 200 C abgekühlt wird.
c) Mn + Ni + Cr + Mo = 3,8 bis 4,2% in 2,4 bis 80 Sekunden auf 800 bis 500°C anschließend
in mehr als 24 Sekunden abgekühlt wird.
2. Verfahren zur .Herstel'ung eines hochfesten,
bainitischen schweißbaren Baustahls mit der Zusammensetzung und Wärmeb ,handlung nach Anspruch
1, mit der Maßgabe, daß der Stahl zusätzlich
weniger als 0,12% Vanadium,
weniger als 0.04% Niob,
weniger als 0,0005% Bor,
weniger als 0.04% Niob,
weniger als 0,0005% Bor,
35
einzeln oder zu mehreren enthält.
3. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, bainitischen schweißbaren Baustahls mit der Zusammensetzung
und der Wärmebehandlung nach den Ansprüchen 1 oder 2. dadurch gekennzeichnet,
daß zur Erhöhung der Kerbschlagzähigkeit der Stahl abschließend bei Temperaturen unter At
angelassen wird.
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