DE1905473B2

DE1905473B2 - Verfahren zur herstellung eines hochfesten, bainitischen schweissbaren baustahles

Info

Publication number: DE1905473B2
Application number: DE19691905473
Authority: DE
Inventors: Kazuhisa; Shimyama Toshikazu; Kobe Hyogo Suzuki (Japan). C22c 39-20
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 1968-01-31
Filing date: 1969-01-31
Publication date: 1972-07-27
Also published as: PL79948B1; CS196236B2; AT319303B; GB1253552A; BE727765A; FR2001076A1; SE349329B; CA927256A; NL6901640A; DE1905473A1; CH507373A

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.

Tabelle

	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

F τ . ι....ι», ι iiijsjtai.111 LLM UIlU UIlUUltlSSCn,

^: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

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 n_s und die Zerreißfestigkeit a_B 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 (VE_n (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.

Die F i g. 6 zeigt das Verhältnis zwUchen chemi-

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

In dem Fall, wo sich Mn + Ni + Cr 4 Mo auf

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 500^r 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 200^f 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 A_x erreicht. Somit kann ein derartiger Anlaßvorgang gegebenenfalls zur Anwendung kommen.

Tabelle II

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

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

	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

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 <t_s, Zerreißfestigki d Skhälti bi di

q (q

keit σ_Β 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

Tabelle IH

Kennzeich
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 500^CC.

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	VB_n
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

Tabelle IV

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

(Forlsetzung)

Streckgrenze (kp/mm²)

75,4 84,6

12

Zerreißfestigkeit (kp/mm²)	Dehnung (%)
88,1 100,2	27,5 22,3

Einschnürung

71,0
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

Zerreißfestigkeit

Tabelle V

Größte Härte der durch die Schweißwärme beeinflußten Zone, Hv

(kp/mm²)

102,3

358

Vorerhitzungstemperatur und Prozentsatz der Wurzelrisse

vermittels des mit ^-Ausnehmung arbeitenden Schweißrißtests

kein Vorerhitzen

100

5<xrc

20

750" C

Vorerhitzungstemperatur zum Verhindern von Wurzelrissen

75

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

2462

Claims

Patentansprüche:

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,

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 A_t angelassen wird.