DE2124994A1 - Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten - Google Patents
Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung starker, zähfester StahlplattenInfo
- Publication number
- DE2124994A1 DE2124994A1 DE19712124994 DE2124994A DE2124994A1 DE 2124994 A1 DE2124994 A1 DE 2124994A1 DE 19712124994 DE19712124994 DE 19712124994 DE 2124994 A DE2124994 A DE 2124994A DE 2124994 A1 DE2124994 A1 DE 2124994A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- rolling
- optionally
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung ungetemperter, starker, zähfester Stahlplatten mit ausgezeichneter
Tieftemperatur-Zähfestigkeit ohne abzuschrecken, und eine Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens
.
Herkömmliche ungetemperte Stahlplatten mit hoher Zugfestigkeit
zur Verwendung bei Tieftemperaturen werden grob in zwei Sorten eingeteilt, nämlich (a) walzstahlähnliche
Stähle und (b) angelassene Stähle. Stähle der Sorte (a) sind dadurch gekennzeichnet, daß ihre Festigkeit
im Vergleich zu ihrem geringen Gehalt an Legierungselementen
hoch ist, und Stähle der Sorte (b) haben den Vorteil, daß sie eine ausgezeichnete Tieftenperatur-Zähfestigkeit
und eine homogene Qualität* haben. Sowohl Stähle der Sorte (a) als auch Stähle der Sorte (b)
haben jedoch folgende Nachteile.
109849/1303
Im allgemeinen haben Stähle der Sorte (a) geringere
Tieftemperatur-Zähigkeit und Homogenität in der Stahlqualität· Daher ist eine Änderung der Eigenschaften in
einer Platte ein Problem bei Stählen dieser Sorte, in
manchen Fällen ist es möglich, bei Stählen der Sorte (a) eine bessere Tieftemperatur-Zähfestigkeit als bei Stählen
der Sorte (b) zu erhalten, insbesondere durch Walzen unter genau gesteuert einstellbaren Bedingungen. Selbst
in solch einem Pail sind jedoch der Verbesserung der Tieftemperatur-Zähfestigkeit
Grenzen gesetzt. Bei Stählen der Sorte (b) ist es im allgemeinen schwierig, eine hohe Festigkeit
zu erreichen. Um einen Stahl mit einer Zugfestigkeit
von über 55 kg/mm und einer Streckspannung von über 40 kg/mm herzustellen, ist es notwendig, große Mengen
von Legierungselementen beizugeben. Ferner wird in einem
solchen Fall die Temperatur erhöht, bei der der erzeugte Stahl von dem duktilen in den brüchigen Zustand übergeht.
Dieser Sachverhalt ergibt sich aus Fig. 13 auf Seite 8 der Abhandlung von K. J. Irvine über die Herstellung von
starken, zähfesten Stählen (starker, zähfester Stahl: Proceedings of Joint Conference Organized by British
Iron and Steel Research Association and the Iron and Steel Institute, 4-6, April 1967).
Daher liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren anzugeben, nach dem eine hoch-zugfeste Stahlplatte
mit einer guten Festigkeit und einer ausgezeichneten Zähfestigkeit durch Walzen bei relativ niedrigen Temperaturen
ohne Absohrecken hergestellt werden kann·
Ein Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten,
die sowohl die Vorteile walzetahlähnlicher
Stahlplatten als auch die Vorteile angelassener Stahlplatten haben und die jedoch frei von den Hängein dieser
beiden Stahlplattenarten sind, ist gemäß einer ersten
109849/1303
Ausführungsform der Erfindung dadurch gekennzeichnet,
daß ein Stahlmaterial auf eine Temperatur im Bereich
von 800° C bis 1000° C erwärmt und daß das erwärmte Stahlmaterial auf eine gewünschte Sicke mit einem Reduktionsverhältnis
von nicht weniger als 30 # und bei einer Naohwalζtemperatur im Bereich von 680° C bis 850°
0 nachgewalzt wird, um eine ticke Stahlplatte mit außergewöhnlich guter Zähfestigkeit zu erhalten. Das Stahle
material kann in Form einer Walzstahlplatte, einer Gußeisenplatte
oder einer dicken Stahlplatte vorliegen. Gemäß einer zweiten Ausführungsform der Erfindung ist
das oben angegebene Verfahren dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl auf eine Temperatur oberhalb 1000° C
erwärmt und der erwärmte Stahl auf eine geeignete Dicke gewalzt wird, worauf der Walzvorgang unterbrochen wird,
daß der Stahl daraufhin auf eine Temperatur unterhalb 650° C durch Luftkühlung, Besprühen mit Wasser oder
ein anderes Kühlverfahren abgekühlt wird, daß der abgekühlte
Stahl auf eine Temperatur im Bereich von 800° 0-bis 1000° C in einem Nachwärmeofen erneut erwärmt wird
und daß der nacherwärmte Stahl auf eine gewünschte Dicke mit einem Reduktions verhältnis von nicht weniger als 30 $>
und bei einer Nachwalztemperatur im Bereich von 680° 0 bis 850° G nachgewalzt wird, so daß sich eine dicke Stahlplatte
mit außergewöhnlich guter Zähfestigkeit ergibt. Das Stahlmaterial kann in Form einer Walzstahlplatte oder
einer Gußeisenplatte vorliegen. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren können nicht abgeschreckte, hoch-zugfeste Stahlplatten
mit ausgezeichneter Zähfestigkeit hergestellt werden.
ist wesentlich, daß das verwendete Stahlmaterial 0,06 bis 0,30 f>
Kohlenstoff, weniger als 1,5 i» Siliziua und
0,5 bis 4,0 i» Hangan und im Übrigen Eisen mit geringen
Mengen Verunreinigungen und restlichen Deoxidationselementen
enthält.
109849/1303
212A994
Der Grund für diese Einschränkung des Gehalts dieser Elemente ist folgender. Bei einem Kohlenstoffgehalt von
weniger als 0,06 fo hat die Stahlplatte eine geringere Festigkeit
und die Herstellungskosten sind hoch. Bei einem Kohlenstoffgehalt von mehr als 0,30 fo hat die Stahlplatte
nur eine geringe Schweißbarkeit. Obwohl Silizium als Element zum Deoxidieren und zur Verbesserung der Festigkeit
notwendig ist, wird die Schweißbarkeit der Stahlplatte verschlechtert, wenn sein Gehalt 1,5 ^ übersteigt. Bei einem
Hangangehalt von weniger als 0,5 9^ werden keine guten
Ergebnisse bezüglich der Warmbearbeitbarkeit und der Festigkeit
erzielt. Bei einem Mangangehalt von mehr als 4,0 $ wird die Schweißbarkeit der Stahlplatte reduziert, und die Herstellungskosten
steigen.
Um die Festigkeit der Produkte zu erhöhen, ist es bei der Erfindung möglich, zu dem Stahlmaterial mit der oben angegebenen
Zusammensetzung eines oder mehrere der sogenannten Ausseheidungshärtungs-Elemente, beispielsweise Palladium,
Niob, Titan und Molybdän, zuzugeben. Daraus ergibt sich der Vorteil, daß die Festigkeit stark verbessert werden
kann, während die Zähfestigkeit kaum reduziert wird. Bei nach bekannten Verfahren hergestellten Stahl hatte eine Verbesserung
der Festigkeit im allgemeinen eine Verschlechterung der Tieftemperatur-Zähfestigkeit und eine abrupte
Erhöhung der !Temperatur zurHge, bei der das Material vom
duktilen in den brüchigen Zustand übergeht, wie noch näher dargelegt wird. Demgegenüber ist es bei der Erfindung möglich,
die Festigkeit ohne Erhöhung der Duktil-Brüchig-Übergangst emperatur zu verbessern, wenn eines oder mehrere der
in Tabelle 1 aufgeführten Elemente zur Ausscheidungshärtung in den in Tabelle 1 angegebenen Mengen in dem Ausgangs-Stahlmaterial
enthalten sind.
109849/1303
Tabelle^ | Gehalt (#) | |
Elemente | zur Ausscheidungshärtung | 0,02 - 0,30 |
(ν | (Vanadium) | 0,005 - 0,20 |
Nb | (iiiob) | 0,03 - 0,20 |
Ii | (Titan) | 0,05 - 1,0 |
Mo | (Molybdän) | 0,02 - 0,20 |
Zr | (Zirkonium) | 0,010 - 0,10 |
Ta | (Tantal) | |
Wenn der Gehalt der Elemente für die Ausscheidungshärtung
außerhalb der in Tabelle 1 angegebenen Bereiche liegt, wird die gewünschte Festigkeit und Zähfestigkeit nicht
erreicht. Ferner erhöhen sich die Herstellungskosten in unerwünschter Weise, wenn der Gehalt dieser Elemente
die obere Grenze übersteigt·
Wenn ein Stahlmaterial mit einem oder mehreren der in Tabelle 1 angegebenen Elemente für die Ausscheidungshärtung
dem Verfahren nach der ersten oder der zweiten Ausführungsform der Erfindung unterworfen wird, wird eine
nicht abgeschreckte, starke, zähfeste Stahlplatte erzielt, die sowohl eine außergewöhnlich gute Festigkeit als auch
eine außergewöhnlich gute Zähfestigkeit, beispielsweise gleichzeitig eine Streckspannung größer als 42 kg/am und
eine Duktil-Brüohig-Übergangstemperatur unterhalb -60° ö
aufweist«
Ausführ#ungsbeispiele der Erfindung werden nun anhand
der beiliegenden Zeichnungen beschrieben. Es zeigen:
fig. 1 eine grafische Darstellung der «βchanischen Sigenschaften
herkömmlicher Stahlaorten mit niedrige»
101849/1303
Kohlenstoffgehalt, wobei die Übergangstemperatur
gegen die Streckgrenze aufgetragen ist;
Pig. 2 eine grafische Darstellung der Eigenschaften von
Stahlproben gemäß Beispiel 1, wobei die Temperaturen,
bei denen der Walzvorgang durchgeführt wird, gegen die ,(Sharp? -Übergangs tempera tür, bei der
Brüche auftreten, aufgetragen ist;
Pig. 3 eine 'grafische Darstellung der Eigenschaften von
Stahlproben gemäß Beispiel 1, wobei die kritische Zugspannung gegen die Arretierungstemperatur aufgetragen
ist;
Pig. 4 eine grafische Darstellung der Eigenschaften von Stahlproben gemäß Beispiel 2, wobei die Streckspannung
gegen die tfachbehandlungstemperatur aufgetragen
ist;
Pig. 5 eine grafische Darstellung der Eigenschaften von
Stahlproben gemäß Beispiel 2, wobei die öharpy Übergangstemperatur,
bei der Brüche auftreten, gegen die Naohbehandlungstemperatur aufgetragen ist;
Pig. 6 ein Ausführungsbeispiel einer Vorrichtung zur Durchführung
des erfindungsgemäßen Ver&hrens, bei dem ein Vorwalzwerk und ein Nachwalzwerk vorgesehen ist;
und
Pig. 7 ein weiteres Ausführung* be ispiel der Vorrichtung zur
Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahren, bei
dem nur ein Walzwerk vorgesehen ist.
1QBS4S/13Ö3
Fig. 1 verdeutlicht die oben erwähnten Mängel der bekannten
Stahlsorten (a) und (b). Fig. 1 entspricht im wesentlichen der Fig. 13 der angegebenen Literatureteile. Fig.
zeigt deutlich, daß die Kennlinien der Tieftemperatur-Zähfestigkeit
ungetemperter Stähle auch in den besten
Fällen folgende Werte aufweisen: Eine Streckspannung von 40 kg/mm und eine Duktil-Brüchig-Übergangstemperatur
von -90° 0; eine Streckspannung von 45 kg/mm und eine Übergangstemperatur m -65° 0; eine Streckspannung von
50 kg/mm und eine Übergangstemperatur von -50 Cj eine
Streckspannung von 60 kg/mm und eine tibergangstemperatur
von -30° C· Aus Fig. 1 ist daher ersichtlich, daß eine Verbesserung der Festigkeit im allgemeinen eine Verschlechterung
der Tieftemperatur-Zähfestigkeit und eine abrupte
Erhöhung der !Temperatur zur Folge hat, bei der das Material von dem duktilen in den brüchigen Zustand tibergeht.
Die erste Ausführungsform der Erfindung wird nun anhand -von Beispielen näher erläutert.
Der Gehalt an Elementen, die in den Ausgangsstahlproben
enthalten waren, ist in Tabelle 2 angegeben.
Tabelle. | 2 | II Probe | III Probe IV | |
Elemente (£) | Probe I | Probe | 0,12 | 0,11 |
Kohlenstoff | 0,15 | 0,16 | 0,33 | 0,28 |
Silizium | 0,41 | 0,28 | 1,34 | 1,23 |
Hangan | 1,41 | 1,18 | - | 0,07 |
Vanadium | - | 0,07 | 0,03 | - |
Hiob | - | - | - | 0,16 |
Kupfer | - | - | - | 0,27 |
Chrom | - | - | ||
109849/1303
Die Proben I, II und III werden auf 750° C, 800° C, 850° C, 900° 0, 950° C, 1000° C, 1050° G bzw. 1100° 0
erwärmt und dann auf eine Dicke von 11 mm von einer
anfänglichen Dicke von 22 mm bei Temperaturen unterhalb 800° 0 nachgewalzt. Für jede Probe, die bei 700° 0 nachgewalzt
wurde, ist die Beziehung zwischen den Aufheiztemperaturen und den Charpy-Temperaturen, bei denen Brüche
auftreten (2 mm V-Kerbe) bei den fertigen Platten in Fig. 2 aufgetragen.
Wie sich aus Fig. 2 ergibt, wird die Verbesserung der Zähfestigkeit in zwei Stufen erreicht, in der einen Stufe
bei einer Temperatur Jn dem Bereich von 900 bis 1000° C
und in der zwei ten Stufe bei einer Temperatur in einem Bereich von 800 bis 900° C. Aus den in Fig. 2 gezeigten
Ergebnissen ist ersichtlich, daß besonders, wenn das
Erwärmen bei einer Temperatur in dem Bereich von 800 bis 900° C durchgeführt wird, ein Produkt erzielt wird, das
eine ausgezeichnete Duktil-Brüchig-Übergangstemperatur von -90° C hat, die bei herkömmlichen ungeteqpcten Stahlerzeugnissen
mit geringem Gehalt an Legierungselementeη
nicht erreicht wird.
Die St»ahlprobe W.. (Tabelle II) wurde auf eine Stahlplatte
von 14 mm und 1800 mm Breite unter den in Tabelle 3 angegebenen Walzbedingungen ausgewalzt. Die Eigenschaften der
Produkte sind ebenfalls dargestellt.
Die Kennwerte des in Tabelle 3 dargestellten Verfahrens A
fallen in den Bereich der Erfindung und es ist ersichtlich, daß unter diesen Bedingungen ein Produkt erreicht
wird, das sowohl bezüglich der Tieftemperatur-Zähfestigkeit
als auch bezüglich der Festigkeit außergewöhnlich gut ist. Stahlplatten, die nach den Verfahren A, B und C
hergestellt wurden, wurden einem einen Temperaturgradienten erzeugenden Doppelspannungstest unterworfen.
109849/ 1303
An jeder Platte wurde die kritische Spannung bestimmt,
"bei der das Material "brüchig wurde. Die Ergebnisse sind
in Fig. 3 dargestellt.
Aus Tig. 3 ist zu ersehen, daß der erfindungsgemäß hergestellte
Stahl A eine ausgezeichnete liefteraperatur-ffihfestigkeit
hat, und daß die Abweichungen der Testergebnisse bei dem Stahl A außergewöhnlich gering im Vergleich zu den bei
den Stählen B und C waren. Daraus ergibt sich offensichtlich, daß die erfindungsgemäß hergestellten Produkte auch
bezüglich der Homogenität der Qualität außergewöhnlich gut sind*
109049/1303
ο co co
Aufheiztemperatur (0°) Anfängliclie Dicke (mm)
Nachbehandlungstemp. (C0)
Mechanische Eigenschaften
Tabelle 3 Verfahren A
920 40
Zugfestigkeit (kg/mm25
Streckgrenze (kg/mm ) Gesamt-Längenstreckung (%)
Chaxpysche Übergangstemperatur (0O)
( Auftreten von Brüchen ) Beim Aufschlag absorbierte Energie (kg-m)
bei * 40 C0 in Querrichtung
Verfahren B
1100 120 790
5,6
Verfahren C
1200 220
790
51,9 | 51,7 | O | |
55,3 | 40,6 | 40,4 | I |
42,2 | 39,0 | 41,0 | |
36,5 | -54 | -28 | |
-86 | |||
2,7
BeiS£iel_2
Die Stahlprobe V mit einem Kohlenstoffgehalt von 0,16 # und
die Stahlprobe VI mit einem Vanadiumgehalt von 0,09 #»
deren Zusammensetzungen in Tabelle 4 gezeigt sind, wurden (1) auf |50° 0 und (2) auf 850° C erwärmt und mit einem
Reduktionsverhältnis von 50 i» nachgewalzt, während die
Nachwalztemperatur in eineni Bereich von 650° C bis 900° C
variiert wurde. Bei dem abschließenden Walzvorgang wurde die Plattendicke von 14 mm auf 11 mm reduziert. Die Streckspan- '
nung und die Charpy-Übergangstemperatur jeder probe ist in
den Figuren 4 und 5 aufgetragen.
Wie aus den Figuren 4 und 5 zu ersehen ist, werden die Zähfestigkeit
und die Festigkeit bei einer Herabsetzung der Nachwalztemperatur erheblich verbessert, wobei jedoch die
Zähfestigkeit abrupt verkleinert wird, wenn die Nachwalztemperatur
kleiner als 86° C gewählt wird. Es zeigt sich daher,
daß zum Herstellen eines Produktes, das eine außergewöhnlich gute Zähfestigkeit hat, es notwendig ist, das Nachwalzen
bei einer Temperatur im Bereich von 680° bis 850° C durchzuführen, und daß ein Produkt mit sowohl guter Festigkeit
als auch guter Zähfestigkeit erhältlich ist, wenn das Nachwalzen bei einer Temperatur im Bereich von 680 bis 750°
durchgeführt wird.
Aus diesen Figuren ergibt sich ferner, daß ein Walzprodukt aus der Stahlprobe VI, die 0,09 Ί» Vanadium als Aüsscheidungshärtungselement
enthält, eine gegenüber dem Walzprodukt aus der Stahlprobe V, die kein Vanadium enthält, stark
verbesserte Festigkeit hat, es keine Versdiechterung der
Zähfestigkeit zeigt, sondern eiie stake, zähfeste Stahlplatte
mit einer Streckspannung von 55 kg/mm und einer Duktil-Brüchig-tibergangstemperatur von -80 bis -100° 0
ist.
10984971303
Tabelle 4 | Probestahl VI | |
Gehalt ( £ ) | Probestahl V | 0,15 0,27 1,26 0,016 0,016 0,09 |
Kohlenstoff Silizium Mangan Phosphor Schwefel Vanadium |
0,16 0,32 1,16 0,015 0,017 |
|
Beispiel 3 | ||
Die in Tabelle 5 zusammengefassten Stahlproben VII, VIII, IX, X und XI wurden nach dem erfindungsgemäßen Verfahren,
nach einem herkömmlichen Hochtemperatur-Walzverfahren und nach den herkömmlichen Anlassverfahreη behandelt. Die mechanischen
Eigenschaften der so hergestellten Stahlplatten und die Walzbedingungen und Dicken sind in Tabelle 6 aufgeführt.
Aus den in Tabelle 6 angegebenen Ergebnissen ist zu ersehen, daß, wenn das erfindungsgemäße Verfahren entweder auf einen
beruhigten oder einen haibberuhigteη Stahl angewendet wird,
das erfindungsgemäße Verfahren eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften der Stahlplatten, insbesondere der
Zähfestigkeit derselben, gegenüber dem herkömmlichen Hochtemperatur-Walzverfahren
und dem AnIassverfahreη bringt.
Von den in Tabelle 6 gezeigten Ergebnisse ist ferner ersichtlich,
daß die erfindungsgemäß erreichte Verbesserung der Zähfestigkeit im Falle einer dicken Plttte mit einer
Dicke von 30 bis40 mm und auch bei einer Platte mit einer
109849/1303
Dicke von weniger als 20 mm sehr erheblich ist. Ausgangsstähle, die Vanadium, Niob oder Molybdän enthalten, können
nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelt werden und
ergeben dann eine Stahlplatte, die nicht nur bezüglich der Zähfestigkeit, sondern auch gegenüber der Festigkeit außergewöhnlich gut ist.
ergeben dann eine Stahlplatte, die nicht nur bezüglich der Zähfestigkeit, sondern auch gegenüber der Festigkeit außergewöhnlich gut ist.
109849/1303
gjabell 5
Probe VII (iialbbenihigt)
Probe VIII (halbberuhigt)
Probe IX
(beruhigt)
(beruhigt)
Probe Y
(beruhigt)
(beruhigt)
Probe XI (beruhigt)
Gehalt C%) | |
O | C |
(O | Si |
00 | |
-P- | Mn |
(D
"N. |
V |
CO | Nb |
O | Sol.Al |
ta | Mo |
0,18 | 0,15 |
0,11 | 0,13 |
0,73 | 1,01 |
0,027'
0,16 | 0,08 | 0,14 |
0,45 | 0,31 | 0,31 |
1,46 | 1,32 | 1,26 |
- | 0,08 | 0,06 |
- | 0,03 | - |
0,017 | 0,025 | 0,027 |
- | — | 0,13 |
IK»
CO
Probe Nr. | Walzverfahren | Aufhe i ζt emperatur | Herstellungsbedingungen | Plattendicke |
(C0) | Nachbehandlungstemp. | (mm) | ||
1250 | (0C) | 24 | ||
Hocht emperatur- | 740 | |||
walzverfahren | 930 | 24 | ||
VII | Anlaßverfahren | 850 | Anlassen | 24 |
Erfindung | 1250 | 740 ; | 40 | |
Hochtemperatur | 740 | |||
wal zverfahren | 930 | 40 | ||
VIII | Anlaßverfahren | ■ 850 | Anlassen | 40 |
Erfindung | 1250 | 740 | 25 | |
Hochtemperatur- | 720 | |||
walzverfahren | 920 | 25 | ||
IX | Anlaßverfahren | 830 | Anlassen | 25 |
Erfindung | 720 | |||
Tabelle 6 (Fortsetzung)
XI
VII
Hochtemperaturwal ζ ve rf alir e η
Anlaßverfahren Erfindung
Hochtemperaturwalzverfahren
Anlaßverfahren Erfindung
Hochteinperaturwal zve rf aiir en
Anlaßverfahren
Erfindung 1250
920 830
1250
920 930
720
Anlassen 720
700
Anlassen 700
40
40 40 30
30
Zugfestigkeit
ο (kg/mm )
45,6
44,4 46,2
Streckspannung
ο (kg/mm. )
30,2
24,5 33,5
Charpy-Übergangstemperatur
( Auftreten von Brüchen) (0C)
-
-10 -35
CO CO
Tabelle 6 (Fortsetzung)
VIII
IX
Hochtemperaturwalzverfahren
Anlaßverfahren Erfindung
Hoentemperaturvral
zverf ahr en
Anlaßverfahren
Erfindung
Hochtemperatur-
walzve rfahreη
Anlaßverfahren
Erfindung
Ho cht emp e r at urwalzverfahren
Anlaßverfahren Erfindung
41,8
- 6
45,1 | 31,0 | - 28 | 1 -1. |
49,2 | 40,7 | - 74 | ι |
62,2 | 44,7 | - 42 | |
59,2 | 40,9 | - 34 | |
62,1 | 43,6 | - 98 | |
52,6 | 43,3 | - 21 | |
46,4 | 36,2 | - 53 | |
50,8 | 42,9 | - 82 | |
65,2 | 51,3 | - 28 | Λ |
49,3 | 36,7 | - 45 | NJ |
60,0 | 49,4 | - 82 | CO LO |
-18- 212A99A
Die Gründe, warum die Aufheiztemperatur, die Nachwal ztemperatur und das Reduktionsverhältnis in der oben angegebenen
Weise gemäß der Erfindung festgelegt werden, sind die folgenden:
Venn die Aufheiζtemperatür 1000° C übersteigt, ist die
Struktur der gewalzten Platte rauh und bekommt eine Duplex-Struktur,
wodurch die Zähfestigkeit verschlechtert wird. Wenn die Aufheiztemperatur kleiner als 800° 0 ist, geht die
Homogenität der Struktur und djfe Qualität in dem gewalzten
Produkt verloren und das Produkt bekommt die Struktur von Duplexstahl und eine große Korngröße. Bei einer Nachwal
ztempera tür oberhalb 850° C ergibt sich eine Verschlechterung sowohl der Festigkeit als auch der Zähigkeit. Bei
Nachwalztemperatureη unterhalb 680° 0 wird zwar die Festigkeit
beachtlich verbessert, die Zähigkeit wird jedoch außergewöhnlich stark herabgesetzt. Aus diesem Grund ist solch
eine niedrige Nachwalztemperatur nicht bevorzugt. Ein Reduktionsverhältnis
von weniger als 30$ wird nicht bevorzugt,
weil die gewünschte Verbesserung in der Festigkeit und der Zähigkeit bei solch niedrigen Reduktionsverhältnissen
nioht erreicht werden kann.
Im folgenden wird die zweite Ausführungsform der Erfindung
im einzelnen beschrieben.
Sie zweite Ausführungsform ist eine Weiterentwicklung
des Verfahrens gemäß der ersten Ausführungsform mit dem
Ziel, ein industriell durchführbares Verfahren zu schaffen, mit dem eine kontinuierliche Massenproduktion möglich ist.
nach der zweiten Ausführungsform der Erfindung kann der Verstärkungseffekt der Elemente für die Ausscheidungshärtung
gegenüber der ersten Ausführungsform noch erhöht werden. Die zweite Ausführungsform hat darüber hinaus
den Vorteil, daß bei Ausgangs-Stahlmaterial, das beiapiels-
109849/1303
weise die in Tabelle 1 aufgeführten Elemente zur Ausscheidungshärtung
enthält, die danach hergestellten Platen eine noch bessere Festigkeit als die Platten haben, die aus demselben Ausgangsmaterial nach der ersten Ausführungsform hergestellt
sind. Die Gründe dafür werden im folgenden unter Bezugnahme auf Beispiele beschrieben.
Zur Durchführung der zwei ten Ausführungsform der Erfindung
wird eine unten beschriebene spezielle Walzausrüstung verwendet.
Bei einer herkömmlichen Walzeinrichtung ist ein Walzwerk, eine Kühlvorrichtung und eine Richtbank stromab von einem
Ofen zum Aufheizen eines Stahl-Rohblockes oder eines Stahlstückes vorgesehen und sie sind mit einer Stahlplatten-Transportvorrichtung
parallel geschaltet. Gemäß der Erfindung ist zusätzlich zu der genannten Walzstraße eine Umlauf-Nebenflußstraße
stromab von dem Walzwerk vorgesehen. Auf dieser Nebenflußetraße ist ein Nachwärmeofen angeordnet, der an
eine umsteuerbare Fördereinrichtung, einen Walzentisch oder dergleichen angeschlossen ist. Bei der genannten, erfindungsgemäßen
Walzeinrichtung wird eine Stahlplatte, die durch ein binäres Walzwerk auf eine Zwisohendicke von 30
bis 100 mm gewalzt ist, in die Nebenflußstraße übernommen,
die das chaakteristische Merkmal der vorliegenden Erfindung
darstellt. Der Stahl wird sodann auf eine Temperatur unter 650° C durch Luftkühlung oder Besprühen mit Wasser abgekühlt
und auf eine Temperatur im Bereich von 800 bis 1000° C in den Nachwärmeofen erneut erwärmt. Nach diesem wird der
Stahl auf die herkömmliche Walzstraße zurückgeführt und einer zweiten Walzbehandlung unterzogen, so daß er zu der
endgültigen Stahlplatte geformt wird.
Erfindungsgemäß wird das Nacherwärmen nur durch Anheben
der Temperatur um 200 bis 300° C erreicht. Da die Zwischendicke der Stahlplatte, die nacherwärmt werden soll, klein
10 9 8 4 9/1303
ist, kann der Nachheizwirkunggrad erheblich erhöht werden.
Wenn daher ein gewöhnlicher Wärmeofen für das Nacherwärmen verwendet wird, kann der Heizwirkungsgrad um 25 bis 100 $
erhöht werden.
Bei Verwendung der erfindungsgemäßen Ausrüstung kann daher
das Walzgefälle des Walzwerkes gut mit dem Wärmegefälle durch entsprechende Steuerung dieser VerÄhrenssehritte synchronisiert
werden. Das Walzen bei der außergewöhnlich tiefen Temperatur und das Aufheizen kann ohne Verminderung des
Produktionswirkungsgrades der Walzausrüstung durchgeführt
werden. Die erfindungsgemäße Ausrüstung hat noch den Vorteil,
daß die Nebenflußstraße für eine andere Wärmebehandlung oder ähnliche andere Zwecke verwendet werden kann.
Mit der erfindungsgemäßen Ausrüstung ist es ferner möglich,
abwechselnd gewöhnliche Stähle zu walzen und das Walzverfahren bei einer außergewöhnlich niedrigen Temperatur und
das Aufheizen von Stählen für starke, zähfeste Stahlplatten durchzuführen, wobei der Unterschied zwischen dem Wirkungsgrad
des Walzwerkes und dem Heizwirkungsgrad reduziert und die Abweichung in den Nachwärmebedingungen durch eine entsprechende
Toleranz in dem Heizwirkungsgrad ausgeglichen werden. Besonders bei einer Walzstraße mit hohem Wirkungsgrad,
die ein Vorwalzwerk und ein Nachwalzwerk aufweist, wird der Effekt der vorliegenden Erfindung wesentlich
durch Anwendung des abwechselnden Walzverfahrens erhöht.
Wenn das erfindungsgemäße Verfahren unter Verwendung der
genannten Ausrüstung durchgeführt wird, kann der Stahl, der aus einem primären Walzwerk stromauf von der Nebenflußstraße
kommt, auf den Transportweg luftgekühlt werden. Da aber die Abkühlgeschwindigkeit, die beim Luftkühlen
einer Stahlplatte mit einer Zwischendicke von 40 bis 100 mm gering ist, ist es notwendig, ein Kühlbett mit einer sehr
großen Grundfläche vorzusehen, um den Kühlwirkungsgrad
109849/ 1 303
mit dem Durchsatz der neuesten Walzeinrichtungen mit
hohem Wirkungsgrad, die ein Vorwalzwerk und ein Nachwalzwerk halsen, zu synchronisieren. Aus diesem Grund
wird die aus dem primären Walzwerk kommende Stahlplatte durch Besprühen mit Wasser gewaltsam abgekühlt. Im allgemeinen
hat eine Kühlvorrichtung mit Wasserbesprühung eine so große Kapazität, daß eine Stahlplatte mit einer
Dicke von 40 bis 50 mm von etwa 950° 0 auf etwa 650° C in 2 bis 5 Minuten abgekühlt wird. Solch eine Vorrichtung
kann an einer herkömmlichen Walzstraße den gewünschten Zweck erfüllen.
TJm eine homogene Nacherwärmung zu erreichen, wird erfindungsgemäß^ine
Richtbank zwischen der Wassersprühvorrichtung und dem Nachwärmeofen nach Bedarf angeordnet,
da es schwierig zu vermeiden ist, daß sich eine dicke Stahlplatte aufbiegt oder verzieht, wenn sie durch Besprühen
mit Wasser gewaltsam abgekühlt wird. Aufgebogene und verzogene Stellen stören jedoch, wenn eine homogene
Nacherwärmung erzielt werden soll. Das Nachrichten und Nivellieren wird an einer Stahlplatte mit einer Dicke
von 30 bis 100 mm durchgeführt, während sie auf 500 bis 650° C gehalten wird. Daher kann zu diesem Zweck eine
herkömmliche Heißrichtbank verwendet werden, die an einer herkömmlichen Walzstraße vorgesehen ist. Als Nachwärmeofen
in der Nebenflußstraße kann ein Hochfrequenzoder Niederfrequenz-Induktionsofen oder ein Gasofen verwendet
werden. Perner kann eine Vorrichtung zum Entfernen der Gußhaut nach Bedarf vor dem Walzwerk auf der Walzstraße
oder der Nebenschlußstraße angeordnet werden·
Die erfindungsgemäße Vorrichtung wird nun anhand der
beiliegendenJfeichnungen erläutert. Fig. 6 zeigt eine
Ausführungsform der erfindungsgemäßen Vorrichtung, bei
der zwei Walzwerke, d. h. ein Vorwalzwerk und ein Nach-
109849/1 303
walzwerk, vorgesehen sind. Pig. 7 zeigt eine andere Ausführungsform
der erfbidungsgemäßen Vorrichtung, bei der
efa Walzwerk vorgesehen ist.
Bei dem herkömmlichen Hoehtemperaturwalzen wird ein aus
dem Aufheizofen 1 kommender Stahl zunächst durch ein Vorwalzwerk
2 (Fig. 6) gewalzt, läuft durch eine Fördervorrichtung 3 für Stahlplatten und wird in einem Nachwalzwerk
4 nachgewalzt, während er über die Walzstraße A läuft.
Wenn das Walzen gemäß der zweiten Ausführungsform der
vorliegenden Erfindung ausgeführt wird, wird eine Stahlplatte, die zunächst durcli das Vorwalzwerk 2 vorgewalzt
ist, auf eine Temperatur unterhalb 650° 0 durch Besprühen mit Wasser während 2 bis 3 Minuten in der Kühlvorrichtung
5 auf der lebenschlußstraße B abgekühlt, läuft durch die
Rieht bank 6, wird auf 800 bis 1000° G nacherwäriat und wird
bei einer Machwal ztemperatur von 680 bis 800° C durch das Nachwalzwerk 4 nachgewalzt, von dein die fertige Stahlplatte
zu einer Nachbehandlung 8 weiterbefördert wird.
Bei der Erfindung können zwei Walzwerke, ein Vorwalzwerk und ein Ifachwalzwerk, in der in Fig. 6 gezeigten Weise
angeordnet sein. Es ist aber auch möglich, das Hachwalzwerk auf der Walzstraße parallel zu dem Naehwärmeofen auf
der Hebenschlußstraße vorzusehen.
Bei der in Fig. 7 gezeigten Vorrichtung wird zur Durchführung des herkömmlichen Hochtemperaeur-Walzverfahrens
ein Stahlblock auf eine vorbestimmte Temperatur in dem Aufheizofen 1 aufgeheizt, wird in dem Walzwerk 2 vorgewalzt
und nachgewalzt, gelangt über eine fördervorrichtung 3 über die herkömmliche Walzstraße A in eine Wassers4prtih-Kühlvorrichtung
5, wo er durch Besprühen mit Wasser abgekühlt wird, wird in der Richtbank 6 nivelliert und zur
durchführung eiiH· Nachbehandlung weiterbefördert.
109849/1303
Wenn das Tieftemperatur-Walzverfahren nach der zweiten
Ausführungsform der Erfindung durchgeführt werden soll,
wird eine Stahlplatte in dem Walzwerk 2 vorgewalzt, läuft über die Fördervorrichtung 3 in die Kühlvorrichtung 5,
wo sie durch Besprühen mit Wasser auf eine Temperatur unterhalb
650° C abgekühlt wird, wird in der Richtbank 6 nivelliert, in dem Nachwärmeofen 7 auf 800 bis 1000° C
nacherwärmt, in dem Walzwerk 2 bei einer Nachwalztempera—
tür von 680 bis 800° G nachgewalzt, läuft durch die Kühlvorrichtung
5 und die Richtbank 6 und wird dann zu einer
Nachbehandlung 8 weiterbefördert.
Mit der erfindungsgemäßen Vorrichtung ist es daher möglich, abwechselnd das gewöhnliche Hochtemperatur-Walzverfahren
und das Tieftemperatur-Walzverfahren durchzuführen, durch das eine Stahlplatte eine sehr homogene Qualität erhält
und sowohl bezüglich der Festigkeit als auch der Zähfestigkeit sehr gut wird. Es ist ferner möglich, eine kontinuierliche
Massenproduktion nach beiden Walzverfahren durchzuführen.
Obwohl in den fcichnungen nur eine Nebenschlußstraße dargestellt
ist, ist es erfindungsgemäß möglich, mehrere solche Nebenschlußstraßen vorzusehen.
Die zweite Ausführungsform der Erfindung wird nun anhand von Beispielen im einzelnen besehrieben.
Die in Tabelle 7 zusammengefassten Stahlproben werden unter den in Tabelle 8 angegebenen Bedingungen nach einen
herköoBlichen Tieftemperatur-Walzverfahren mit eteuerbar
auf bestimmte Werte eingestellten Bedingungen, nach dem Walzverfahren bei außerordentlich tiefen Temperaturen
109849/1303
gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung und
gemäß dem Walzverfahren nach der zweiten Ausführungsform der Erfindung gewalzt. Die mechanischen Eigenschaften
der so hergestellten Stahlplatten sind in Tabelle 9 aufgeführt.
1-09849/1303
Probe Nr. | XII | XIII | Tabelle 7 | XIV | XV | XVI | XVII | Ti | XVIII | XIX | XX | I | |
Gehalt (%) |
PO
Vn |
||||||||||||
C | 0,17 | 0,15 | 0,14 | 0,11 | 0,17 | 0,15 | 0,14 | 0,14 | 0,14 | I, | |||
Si | 0,07 | 0,31 | 0,29 | 0,33 | 0,32 | 0,28 | 0,30 | 0,31 | 0,28 | ||||
Mn | 1,27 | 1,36 | 1,32 | 1,35 | 1,27 | 1,12 | 1,16 | 1,31 | 1,31 | ||||
P | 0,021 | 0,014 | 0,018 | 0,011 | 0,014 | 0,024 | 0,018 | 0,015 | 0,015 | ||||
S | 0,024 | 0,017 | 0,019 | 0,014 | 0,014. | 0,022 | 0,015 | 0,015 | 0,016 | ||||
Sol.Al | 0,001 | 0,012 | 0,022 | 0,019 | 0,032 | 0,033 | 0,018 | 0,026 | 0,031 | ||||
O | |||||||||||||
co CX) |
Zusätsl. | ||||||||||||
-P- | Elemente | V | Nb | V | Ti | Zr | Nb | Ta | |||||
0,07 | 0,022 | 0,07 | 0,09 | 0,04 | 0,055 | 0,03 | |||||||
co | Nb | Mo | |||||||||||
O | 0,016 | 0,14 | |||||||||||
Bemerkungen | |||||||||||||
beruhig | |||||||||||||
ter Stahl | Zugaben | ||||||||||||
V | Nb | V-Nb | Zr | Nb-Mo | Ta.. | ||||||||
halb | |||||||||||||
beruhigter | |||||||||||||
Stahl | |||||||||||||
Primärer Walzvorgang Materialdicke (mm) Aufheiztemperatur (0G)
Nachwalztemperatur (0G)
Dicke der fert. Platte (mm)
oo Kühltemperatur (0C)
(n Kühlverfahren
<*> Nachwalzen
ο ———————
ο ———————
o> Aufheiztemperatur (C) —'
Verweil zeit im. Ofen (min) liachwal zt emperatur (0G)
Reduktionsverhältnis (%) Dicke der fert. Platte (mm)
Kühlverfahren
Tabelle 8 | 82 | Walzverfahren | 1. Ausführungsform |
1250 | 2. Ausführungsforin | der Erfindung | |
Kontrolliertes | 720 | der Erfindung | 82 |
Walzen | 11 | 82 | 950 |
Zimmertemperatur | 1250 | 750 | |
Luftkühlung | 850 | 11 | |
22 | Zimmertemperatur | ||
600 | Luftkühlung | ||
Luftkühlung | |||
950 | |||
8 | |||
750 | |||
50 | |||
11 | |||
Luftkühlung | |||
Walzverfahren | Zug | 53,0 | Streck | Mechanische | Eigenschaften | - 13 | |
Probe Nr·. | festigkeit | 56,1 | spannung | Gesamt- | Charpy -ITbergangs- | - 41 | |
(kg/mm ) | 56,0 | (kg/mm2) | längenaus- | temperafcur | - 43 | ||
Kontrolliertes Walzen |
53,9 | 55,3 | 38,6 | dehnung % | (0C) | - 45 | |
1. erfindungs- 53,1 gem. Ausführungs form |
58,5 | 37,8 | 40,0 | - 92 | |||
XII | 2. erf.-gem. Au s führung s- form |
56,7 | 39,1 | 39,3 | - 89 | ||
Kontr.. Walzen | 58,4 | 41,4 . | 40,5 | - 56 | |||
1. erf. AF. | 59,5 | 41,3 | 39,5 | - 77 | |||
XIII | 2. erf. AF. | 55,5 | 40,9 | 41,0 | - 80 | ||
Kontr. Walzen | 57,3 | 48,5 | 40,5 | - 72 | |||
1. erf. AF. | 43,3 | 38,5 | - 95 | ||||
XIV | 2. erf. AF. | 47,3 | 39,8 | - 102 | |||
Kontr. Walzen | 44,6 | 39,5 | |||||
1-r erf. AF. | 39,8 | 38,0 , | |||||
XV | 2. erf. AF. | 44,8 | 40,1 | ||||
39,5 | |||||||
I 1 I I I
jNCOLfNOCMLfNOOOD
ν- V-I I I I I I I I
V" LfNOQvf^
^ f
KN LfN KN CTv
^- si· et KN
^- si· et KN
LfNOJ CO LfN LfNlALTN^f
φ | • | ρ) | • * | ö | • | • | φ | • | • | rf | • | • | |
N | % I | φ | [Vt fe | φ | 3 | 5 | φ | 3 | |||||
H ti |
·. | • fcQ | • · | # | rf | • | ι | • | j, | ||||
m |
tj H
A cd |
1M C)-H | H | «Η | «Μ | Ή | «Η | H | «Η | ||||
W | • | Fh J | t | Fh Fh | Fh | Fh | • | Fh | Fh | Fh | Fh | ||
-P | Fh | φ ( | _) · | φ φ | • | φ | φ | Φ | φ | • | φ | φ | |
Fh | P | 4 h | Fh | Fh | |||||||||
O | Ö | • | 0 -P | • · | -ρ | • | * | • | • | ■ρ | • | « | |
O | V" C | ν OJ | OJ | 0 | V | OJ | ρ) | V | OJ | ||||
M | • O | ο | O | ||||||||||
\i M | M | M | |||||||||||
H
M
M
H
H
H
109849/1303
Aus den in Tabelle 9 angezeigten Ergebnissen ist ersichtlich,
daß die Tieftemperatur-Zähfestigkeit der Stahlplatte durch das erfindungsgemäße Verfahren stark verbessert werden
kann, und daß die längenausdehnung ebenfalls verbessert wird. Insbesondere bei der zweiten Ausführungsform der Erfindung
ist die Verbesserung der Festigkeit durch die Ausscheidungshärter besonders groß.
Der Grund, warum die Wirkung der Ausscheidungshärter bei der zweiten Ausführungsform der Erfindung größer als bei
der ersten Ausführungsform der Erfindung ist, wird wie
folgt erklärt:
Bei dem Tieftemperatur-Heiz- und Walz-Verfahren kann, da
die für die Temperaturerhöhung benötigte Zeit und die Zeit, während der die Temperatur gehalten wird, während
des Aufheizens vor dem Walzvorgang größer gemacht wird, die Ausscheidung und Ballung des Ausscheidungshärtungselementes
während d-er Aufheizzeit größer werden, und die Größe der Ausscheidung wächst, so daß ein Teil der Härtungswirkung
der Ausscheidungshärter verloren geht. Aus diesem Grund ist es unvermeidlich, daß die Festigkeit der
Platte bei der ersten Ausführungsform der Erfindung etwa im Vergleich zu dem herkömmlichen Walzverfahren mit steuerbar
auf bestimmte Werte eingestellten Bedingungen reduziert ist. In der zweiten Ausführungsform der Erfindung ist die
Ballung des Ausscheidungshärten klein, da die für die Temperaturerhöhung
notwendige Zeit und die Zeit, während der die Temperatur gehalten wird, sehr klein ist. Daher geht die
Härtungswirkung des Ausseheidungshärters kaum verloren. Dieser
Sachverhalt wird im folgenden Beispiel erläutert.
Die Stahlprobe XVI (Tabelle 7) wurde verwendet und das
109849/1303
Vorwalzen, wurde bei einer Aufheiztemperatur von 1250° C
und einer Hachwalztemperatur von 950° C durchgeführt. Die
Stahlprobe wurde durch Luftkühlung auf 600° C abgekühlt. Der sekundäre Walzvcrgang wurde bei einer Aufheiztemperatur
von 900° 0 durchgeführt, während die Probe auf dieser Temperatur
für 5 Minuten, 10 Minuten, 30 Minuten oder 60 Minuten gehalten wurde. Die %chwalztemperatur wurde auf 720° 0
eingestellt, und das Reduktionsverhältnis war 50 $. Sodann
wurde die Probe von der Kachwal ztemperatur auf Zimmertemperatur
durch Luftkühlung abgekühlt. Die mechanischen Eigen-*
schäften der so hergestellten Platten sind in Tabelle 10 gezeigt, wo die mechanischen Eigenschaften der Stahlplatte,
die aus dem Probestahl XYI, der durch ein herkömmliches Tieftemperatur-Wslzverfahren
hergestellt ist, ebenfalls dargestellt sind.
109849/1303
Valzverfahren
Verweilzeit beim
Nacherwärmen (min)
Zugfestigkeit
(kg/mm2)
Streckspannung
(kg/mm2)
Gesamtlängenaus dehnung
Gharpy- Übergangstemperatur
<? 0C)
Herkömmliches ο Tieftemperatur-
cc Walzverfahren co
65,5
51,8 . 34,5
- 69
2. | Ausf ühnincr s | Ausf. | |
CO | form der Erf. | Ausf. | |
O | Ausf. | ||
CO | |||
2. | |||
2. | |||
2. | |||
10
60
61,2
59,5
57,3
60,7
47,0
44,2
51,3
37,5
39,5
39,0
35,2
- 98
- 125
- 108
- 100
Aus den in Tabelle 10 zusammengefassten Ergebnissen ist
ersichtlich, daß nach dem afindungsgemäßen Verfahren die
Zähfestigkeit und Längenatreckung stark verbessert werden
kann, während die Kennwerte für die Festigkeit, beispielsweise die Zugfestigkeit und die Streckepannung, auf hohen
Werten gehalten werden können, wenn die Wartezeit bei dem Nachwärme-Verfahrensschritt unter 30 Minuten, insbesondere
bei 15 Minuten gehalten wird. Wenn die Wartezeit bei dem Nachwärmen länger als 30 Minuten ist, wird die Festigkeit
erheblich verringert.
Beisj)iel__6
Die in Tabelle 11 zusammengefassten Stahlproben wurden getrennt nach dem herkömmlichen, genau gesteuerten Walzverfahren
und nach dem Verfahren gemäß der zweiten Ausführungsform der Erfindung gewalzt. Die mechanischen Eigenschaften
der fertigen Stähle sind in Tabelle 12 gezeigt. Das erfindungsgeifi3e Verfahren wurde unter folgenden Bedingungen
durchgeführt:
Aufheiztemperatur beim primären Walzen: 1250° C; Nachwalztemperatur bei dem primären Walzen: 950° C;
Kühltemperatur: 600° G, Aufheiztemperatur bei dem sekundären Walzen: 900° C;
Verweilzeit in dem Aufheiz-Verfahrensschritt: 10 Minuten; Nachwalztemperatur bei dem sekundären Walzen: 720° C.
Tabelle 1 | C | Si | 1 | ,24 | W | Nb | Sol .Al | |
0,^18 | 0,33 | ,26 | V | 0,044 | ||||
Erobe Nr. | 0,18 | 0,33 | ,26 | 0,15 | - | 0,048 | ||
0,17 | 0,34 | Gehalt | ,27 | 0,28 | 0,014 | 0,042 | ||
XXI | 0,17 | 0,34 | Mn | 0,10 | 0,030 | 0,038 | ||
XXII | 1 | 0,14 | ||||||
XXIII | 1 | |||||||
XXIV | 1 | |||||||
1 |
TO 9~8 4"9 / 1 3 0 3
σ co co -Ρα»
U)
Walzve rfahreη | Tabelle | Zug | 12 | Gesamt | Charpy-Ub e r gang s· | |
Probe Nr. | festigkeit | Streck | längenaus | temperatur | ||
(kg/mm ) | spannung | dehnung °/o | (0C) | |||
Herkömmliches Verfahren |
66,6 | (kg/ mm2) | 33,5 | - 16 | ||
XXI | 2. Ausfünrungs- form |
62,9 | 52,9 | 37,0 | - 62 | |
Herk. | 73,1 | 50,1 | ■ 28,5 | + 32 | ||
XXII | 2. Ausf. | 69,5 | 60,1 | 31,5 | - 95 | |
Herk. 2. Ausf. |
67,6 62,2 |
57,8 | 30,0 33,5 |
- 105 | ||
XXIII | Herk. | 69,7 | 55,8 51,5 |
29,0 | + 6 | |
YYTV | 2. Ausf. | 64,2 | 57,6 | 32,5 | - 130 | |
53,7 | ||||||
VM VM
Ki
CO CD
-34- 212Α99Λ
Wenn das erfindungsgemäße Verfahren bei einem Stahl mit
0,28 $> Vanadium durchgeführt wird, kann eine Zugfestigkeit
von etwa 70 kg/mm durch den Ausscheidungshärtungseffekt
des Vanadiums ohne Verminderung der Zähfestigkeit oder der Längendehnung erreicht werden (Tabellen 11 und 12).
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren können daher Stahlplatten mit einer so hohen Festigkeit hergestellt werden, wie sie
bei herkömmlichen ungetemperten Stahlplatten nicht gegeben ist, während die Zähfestigkeit und die Duktilität auf hohen
Werten gehalten werden.
Erfindungsgemäß wird bei dem sekundären Walzen auf 800 bis
1000° C erwärmt. Wenn das Erwärmen auf eine Temperatur von
weniger als 800° G erfolgt, wird die Homogenität der Walz—
struktur und die Eigenschaften der fertigen Stahlplatten herabgesetzt, mit dem Ergebnis, daß die Zshfestigkeit abrupt
verschlechtert wird. Wenn bei dem sekundären Walz-Verfahrensschritt
auf eine Temperatur von mehr als 1000° 0 erwärmt wird, bekommt die fertige Stahlplatte eine Duplexstruktur,
und die Zähfestigkeit wird herabgesetzt.
Der sekundäre Walzvorgang wird bei der Erfindung mit einem Reduktionsverhältnis von nicht weniger als 30 % durchgeführt.
Wenn das Walzen mit einem Seduktionsverhältnis von weniger als 30 $>
durchgeführt wird, so ergibt sich eine urarwünsehte
Verminderung der Festigkeit und der Zähfestigkeit. Wenn die Naehwalztemperatur bei dem zweiten Walzvorgang höher als
800° C liegt, ergibt sich eine Verminderung der Festigkeit.
Wenn die nachwalztemperatur nicht über 680° G liegt, ergibt sich eine außergewöhnlich starke Verminderung der Zähfestigkeit.
Wenn die erste Ausführungsform und die zweite Ausführungsform
des erfindungsgemäßen Verfahrens auf Ausgangs-Stahl—
proben angewendet wird, die eines oder mehrere der in
Tabelle 13 gezeigten Legierungselemente zur Verbesserung
109 849/1303
der Härtbarke it zusätzlich zu den 0,06 - 0,30 $>
Kohlenstoff, weniger als 1,5 % Silizium und 0,5 - 4,0 $>
Mangan enthalten, ist es möglich, ungetemperte, stark zähfeste
Stahlplatten mit sehr hoher Festigkeit zu erhalten, die
durch eine Zugfestigkeit von mehr als 65 kg/mm und einer
ο Streckspannung von mehr als 60 kg/mm charakterisiert sind
und eine außergewöhnlich gute Tieftemperatur-Zähfestigkeit
haben.
TabelleJ^ | • | Gehalt (#) | 4,0 | |
Elemente | 1,8 - | 3,0 | ||
Mangan | 1,0 - | - 1,0 | ||
Chrom | 0,15 | - 0,01 | ||
Molybdän | 0,002 | 1,5 | ||
Bor | 0,9 - | |||
Silizium |
Wenn ein AusgangsStahlmaterial mit einem Ausscheidungshärter
allein dem erfindungsgemäßen Verfahren unterzogen wird, ist
es nicht möglich, eine hoch-feste Stahlplatte mit einer Zug-
festigkeit über 70 kg/mm und einer Streckspannung von über
60 kg/mm zu erhalten (Tabelle 12). Aus Pig. 1 ist zu ersehen, daß es auch bei dem herkömmlichen Verfahren nicht
möglich ist, eine ungetemperte Stahlplatte mit so hoher Festigkeit
und einer Duktil-Brüchig-Übergangstemperatur von weniger als -60° C zu erhalten.
Verschiedene Stahlsorten, deren Gehalt an Legierungselementen von O bis zu relativ großen Werten lag, wurden der ersten
und der zweiten Ausftihrungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens
unterworfen, wobei sich die oben angegebenen ausgezeichneten Tieftemperatur-Festigkeitswerte ergaben.
109849/1303
-36- 212A99A
Es wurde im einzelnen geprüft, welche Festigkeit und welche
Tieftemperatur-Zähfestigkeit "bei Stahlplatten erreicht wurden, die aus diesen Ausgangs-Stahlproben mit einem Gehalt
an Legierungselementen hergestellt wurden. Es hat sich gezeigt, daß, wenn Stähle mit einem oder mehreren,
in Tabelle 13 angegebenen Legierungselementen zur Verbesserung der Härtbarkeit in die in Tabelle 13 angegebenen unteren
Grenzen übersteigenden Mengen enthalten, nach der ersten und der zweiten Ausfuhrungsform der Erfindung behandelt
werden, es möglich ist, hoch-feste Stahlplatten mit einer
Zugfestigkeit über 65 kg/mm und einer Streckspannung über 60 kg/mm ohne Verminderung der Tieftemperatur-Zähfestigkeit
zu erzeugen. Die oberen in Tabelle 13 angegebenen Grenzen für diese Legierungselemente sind hauptsächlich durch wirtschaftliche
Gesichtspunkte und aus Gründen der Schweißbarkeit des Stahl-Endproduktes bestimmt. Wenn diese Legierunyelemente
insbesondere in großen Mengen enthalten sind, sind die ökonomischen Vorteile der vorliegenden Erfindung gegenüber
dem herkömmliehen Temper- und Anlassverfahren zur Herstellung
von getemperten, hoch-zähfesten Stahlplatten nicht so erheblich.
Bei herkömmlichen walzstahlähnlichen, hoch-festen Stahlplatten
ändert sich mit wachsendem Gehalt an Legierungselementen die mikroskopische Struktur von der Ferritstruktur
zu der Perlitstruktur und von der Perlitstruktur zu der
Bainitstruktur mit dem Ergebnis, daß eine Verminderung
der Zähfestigkeit nicht vermieden werden kann. Wenn Stähle, die die in Tabelle 13 angegebenen Legierungselemente in
verhältnismäßig hohen Mengen enthalten, nach der ersten und zweiten Ausführungsform der Erfindung behandelt werden,
wird eine sehr feine Ferrit- und Perlitstruktur direkt in eine Struktur umgewandelt, die aus feinem Ferrit und
Quasi-Perlit und -Martensit zusammengesetzt ist.
1 09 849/ί 30 3
Eine höhere Bainitstruktur tritt überhaupt nicht auf.
Bei der Erfindung tritt daher keine Übergangsstruktur,
die einen schlechten Einfluss auf die Zähfestigkeit hat, beispielsweise höherer Bainit, nicht in der StahDsbruktur
auf, sondern !Ferrit wird direkt in Martens it umgewandelt, welches eine Struktur ist, die bis zu einem gewissen Grad
spontan in einen Zustand übergeht, der dem durch Anlassen erreichten ähnlich ist. Aus diesem Grund, weil die bei dem
erfindungsgemäßen Verfahren erzeugte Ferritstruktur sehr
fein ist, ergibt sich keine Verminderung der Zähfestigkeit.
Die Herstellung solcher hoch-fester Stahlplatten nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wird nun anhand von Beispielen
im eiizelnen erläutert.
BeispJ.el_j[
Jede Stahlprobe wurde in eine Platte von 30 mm Dicke, 150 mm Breite und 230 mm Länge geformt und auf 920° C
während 30 Minuten aufgeheizt. Sodann wurde die Probe in 5 Durchgängen mit einem kleinen Probe-Walzwerk bei
einer Haehwalztemperatur von 700° 0 auf eine Platte von 11 mm Dicke, 150 mm Breite und 600 mm Länge gewalzt.
Die mechanischen Eigenschaften in der Walzrichtung jeder der so hergestellten Platten sind in Tabelle 15 zusammengefasst.
Die einzelnen Walzdurchgänge wurden gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung durchgeführt.
Getrennt davon wurde jede der in Tabelle 14 aufgeführten Stahlproben in eine Platte von 82 mm Dicke, 100 ram Breite
und 100 mm Länge geformt und bei 1250° 0 während 20 Minuten
erwärmt. Dgnn wurde die Probe einem primären Walzvorgang
bei einer Hachwalztemperatur von 900 - 1000° ö in einem kleinen Probe-Walzwerk auf eine Platte von 22 mm
Dicke, 100 mm Breite und 330 mm Länge gewalzt. Sodann
109849/1303
-58- 212499A
wurde die Platte auf eine Temperatur unter 650 0, vorzugsweise
550 - 600° C während 30 Sekunden 'duroh Besprühen
mit Wasser abgekühlt, worauf die Platte in einen Nachwärmeofen
eingeführt und während 30 Minuten auf 900° C gehalten wurde. Danach wurde sie in einem sekundären Walzvorgang bei
e iner Nachwalztemperatur von ?00° G in 4 Durchgängen gewalzt,
so daß eine gewalzte PMte von 11 mm Dicke, 100 mm Breite und 700 mm Länge gebildet wurde, ttach dem sekundären
Walzvorgang wurde mit Luft abgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften der so hergestellten Stahlplatten in Walzrichtung
sind in Figur 16 gezeigt. Die Durchgänge werden gemäß der zweiten Ausführungsform der Erfindung durchgeführt.
Dieselben Stähle wurden dem primären Walzvorgang unter denselben Bedingungen wie oben unterworfen, bis die Dicke 24 mm
betrug*. Danach wurden sie durch Luftkühlung auf 800° 0 abgekühlt. Wenn die Temperatur so groß war, wie die Walztemperatur
bei dem oben genannten sekundären Walzvorgang, wurde bei einer UachwaIztemperatur von 700° 0 gewalzt, um
die Dicke auf 11 mm zu reduzieren. Die mechanischen Eigenschaften der auf diese Weise hergestellten Vergleichs-Stahlplatten
von 11 mm Dicke durch das genannte Walzverfahren mit steuerbar auf bestimmte Werte eingestellten Bedingungen,
wobei das Erwärmen nur einmal durchgeführt wurde, sind in Tabelle 17 gezeigt«,
In den Tabellen 15, 16 und 17 sind die Werte der Streckspannung, die durch das Zeichen "xM markiert sind, für die
Elastizitätsgrenze angegeben, weil die Msssung der Streckspannung
nicht möglich ist.
109849/1303
Vergleichsstahlproben
einfacher
XXV C-Stahl 0,21 0,35 1,43 0,017 0,015 ----- 0,028
XXVI V 0,15 0,30 1,34 0,14 0,015 - - 0,06 - - 0,033
ο | Stahl mit LeRierungselementen | Mo | 0,21 | 0,15 | 0,20 | 0,33 | 1,39 | 0,015 | 0,015 | 0 | ,99 | 33 | - | - | 026 | 0,031 | K) |
co | Mo-V | 0,15 | Mn-V-Nb 0,17 | 0,31 | 1,39 | 0,015 | 0,015 | - 0 | - | ,16 | 0,07 | - | 020 | 0,032 | co | ||
co | Mo-V | 0,15 | Si-V | 0,32 | 1,38 | 0,016 | 0,015 | 0 | — | ,62 | 0,05 | - | 0,029 | co | |||
■Ρ- | XXVII | Mo-Nb | 0,12 | 0,3t | 1,30 | 0,012 | 0,019 | 0 | ,32 | - | o, | 05 | 0,014 | ||||
co | XXVIII | Mo-B-V-nS'08 | 0,34 | 1,35 | 0,011 | 0,018 | 0 | ,16 | 0,09 | o, | 0,003 0,032 | ||||||
XXIX | Cr-V | 0,35 | 1,39 | 0,016 | 0,020 1 | - | 0,06 | - | 0,031 | ||||||||
O | YYY | 0,41 | 2,26 | 0',012 | 0,015 | - | 0,06 | o, | 0,032 | ||||||||
co | YYYT | 0,95 | 1,31 | 0,017 | 0,020 | - | 0,08 | - | 0,033 | ||||||||
YYYTT | |||||||||||||||||
YYYTII | |||||||||||||||||
XXXIV | |||||||||||||||||
- | Stahlsorte | Zug | Tabelle 15 | ( | Streck- | (kg/mm ) | 1. Ausf ührun | |
Probe Nr. | bzw» Zu | festigkeit spannung | Gesamt | |||||
gabe | (kg/mm ) | 42,3 | längenaus | |||||
einfacher | 46,7 | dehnung (%) | ||||||
XlI." | C-Stahl | 56,7 | 62,1X | |||||
XXV | V | 54,8 | 54,6 | 35 . | ||||
XXVI | Mo | 82,2 | 72,1X | 36 | ||||
XXVII | Mo-V | 67,7 | 62,5 | 24 | ||||
XXVIII | Mo-V | 103,9 | 53,2X | 28 | ||||
O (O |
XXIX | Mo-Nb | 71,3 | 70,2X | 23 | |||
co -S-* |
XXX | Mo-B-V-Fb | 73,1 | 67,3X | 28 | |||
co | XXXI | Cr-V | 93,6 | 56,a | 29 | |||
t .\ | XXXII | Mn-V-Nb | 96,3 | 22 | ||||
Iv O |
. XXXIII | Si-V | 70,5 | 23 | ||||
<*> | XXXIV | 28 | ||||||
Übergangstemperatur
C0O 1)
52 80 42 90
82 137 91 98 68 77
Beim Aufschlag absorbierte Energie
O0C
-600C
24,3 | 8,3 |
22,1 | 20,6 |
15,7 | 3,3 |
15,7 | 13,8 |
10,9 | 8,9 |
15,3 | 12,2 |
11,4 | 10,8 |
8,3 | 6,8 |
7,7 | 5,3 |
13,5 | 11,8 |
Übergangstemperatur, bei der beim Aufschlag finergie
absorbiert wird.
Probe Nr. | Tabelle 16 | Zug | Streck | ) | ■ | Beim Aufschlag | -600C | |
(2· Ausführungsform der Erfindung | festigkeit | spannung | Gesamt | absorbierte Energie | ||||
Stahlsorte | (kg/mm ) | (kg/mm ) | längenaus | Übergangs | (kg-m) | 4,3 | ||
bzw. Zu | dehnung ,(%) | temperatur | O0G | 1,4 | ||||
gabe | (0O) 1) | 1,4 | ||||||
XXV | 58,7 | 42,0 | 15,3 | 1,2 | ||||
XXVI | einfacher | 61,8 | 50,3 | 36,0 | 20,0 | 1,0 | ||
I—> | XXVII | C-Stahl | 76,5 | 55,1X | 27,0 | . - 44 | 6,8 | 1,1 |
CO - .-: | XXVIII | V | 67,5 | 48,8X | 21,0 | - 48 | 11,0 | 0,9 |
CO | XXIX | Mo | 82,8 | 58,9X | 27,0 | - 14 | 3,4 | 0,8 |
CO ·.: ,; | XXX | Mo-V | 84,7 | 63,1X | 21,0 | - 28 | 3,9 | 0,6 |
^^* * „S —* |
XXXI | Mo-V | 80,6 | 54,4X | 20,0 | + 4 | 2,2 | 1,8 |
to ,■■-. | XXXII | Mo-Nb | 109,5 | 87,2X | 20,0 | - 20 | 7,2 | |
XXXIII | Mo-B-V-Nb | 91,4 | 55,4X | 19,0 | + ' 7 | 3,9 | ||
XXXIV | Cr-V | 67,9 | 51,7 | 23,0 | - 42 | 19,7 | ||
Mn-V-Nb | 38,5 | - 20 | ||||||
Si-V | - 35 | |||||||
Ί lsi
) Übergangstemperatur, bei der beim Aufprall _Λ
Energie absorbiert wird.
( Herkömmliches unter bestimmten Bedingungen erfolgendes Walzen
cUh* kontrolliertes Waisen )
cUh* kontrolliertes Waisen )
Probe Nr. | Stahlsorte | Zug | Streck | Gesamt | Übergangs | Beim Aufschlag | -600O | |
bzw. Zu | festigkeit | spannung | längenaus | temperatur | absorbierte Energie | |||
gaben | (kg/mm2) | (kg/mm ) | dehnung (%) | (0O) 1) | (kg-m) | 4,5 | ||
O0G | 12,4 | |||||||
A*i η f* λ f* Vi ρ» τ* | 4,0 | |||||||
XXV | C JuXJJU Ca w JJlCS1J. σ-itahl |
59,1 | 42,6 | 36,0 | - 50 | 16,9 | 9,7 | |
co» | XXVI | ν | 57,3 | 49,8 | 34,0 | - 90 | 21,6 | 4,9 |
XXVII . | Mo | 75,0 | 54,9X | .24,0 | - 44 | 6,3 | ||
XXVIII | Mo-V | 70,1 | 58,8X | 27,0 | - 111 | 14,2 | 7,4 | |
YYTY | Mo-V | 108,6 | 76,5X | 20,0 | . - 157 | 5,5 | ■6,2 | |
O | XXX | MoNb | 91,4 | 75,2X | 22,5 | - 124 | 6,5 | • 4,9 |
ω | XXXI | Mo-B-Y-Nb | 82,9 | 60,7X | 23,5 | - 145 | 9,1 | . 10,4 |
XXXII | Or-Y 9ft | , 98,1 | 70,3X | 20,$5 | - 140 | 7,3 ! | ||
XXXIII | Mn-V-Nb | 89,3 | 66,4X | 20,5 | - 80 | 6,4 | ||
XXXIY | Si-V | 71,2 | 58,8 | 29,65 | - 81 | 12,0 , | ||
) tlbergangstemperatur, bei der beim Aufschlag Energie
absorbiert wird. ■ :,
absorbiert wird. ■ :,
Aus den in den Tabellen 15, 16 und 17 zusammengefassten
Ergebnissen ist ersichtlich, daß bei jedem Ausgangs-Stahlmaterial
eine außergewöhnlich gute Zähfestigkeit mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erzielt werden kann. Insbesondere
bei Stählen mit einer Zugfestigkeit von 60 kg/mm und mehr wird bei dem herkömmlichen Verfahren entweder
die Übergangstemperatür erhöht oder die beim Aufschlag
absorbierte Energie beim Anstieg der Festigkeit erheblich reduziert, und die Zähfestigkeit wird außergewöhnlich stark
erniedrigt. Bei nach dem erfindungsgemäß*n Verfahren verarbeiteten
Stählen dieser Art wird die Übergangstemperatur kaum geändert und die beim Aufschlag absorbierte Energie
nur geringfügig erniedrigt, und zwar auf ein Naß, das
der Verminderung der Duktilität entspricht, die sich auf Grund der Erhöhung der Festigkeit natürlich ergeben soll.
Es ist daher ersichtlich, daß eine iralzstahlähnliche, hochfeste Stahlplatte, die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
hergestellt ist, eine genügend hohe Zähfestigkeit hat.
In Beispiel 7 wurden die Auswirkungen der Erfindung insbesondere bei einer Stahlplatte mit einer Dicke von 11 mm
erläutert. Auch im Falle von Stahlplatten mit größerer Dicke ist das erfindungsgemäße Verfahren vorteilhafter als
das herkömmliche Temper- oder Anlass-Verfahren, da die mechanischen
Eigenschaften der Platten «it wachsender Plattendicke nicht wie bei den herkömmlichen Temper- oder Anlassverfahren
erheblich verschlechtert werden. Daher können Stahlplatten mit einer Dicke von 30 mm oder 40 mm und
mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähfestigkeit mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lediglich dadurch erreicht werden,
daß die Zugabe an Legierungselementen in gewissen Grenzen erhöht wird.
Es let jedoch aus den Ergebnissen der Tabellen 15 und 16
zu ersehen, daß die hoch-feste Stahlplatte, die nach den
1098A9/1303
erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt ist, etwas schlechter
bezüglich der Duktilität im Vergleich zu der herkömmlichen
getemperten Stahlplatte oder dergleichen ist. Dieser Nachteil kann jedoch dadurch überwunden werden, daß die
ifalzstahlähnliche, erfindungsgemäße Stahlplatte einer
Temperung bei 500 - 650° C während 20 Minuten bis 2 Stunden in herkömmlicher Weise wie bei dem bekannten Abschrecken
und Tempern unterworfen wird. Die Duktilität, die durch die Gesamtlängenausdehnung und die beim Aufschlag absorbierte
Energie gekennzeichnet ist, kann bis auf ein WrQ verbessert
werden, das mit den herkömmlichen abgeschreckten und getemperten
SHhlen vergleichbar ist, obwohl die Zugfestigkeit geringfügig
vermindert ist. Es hat sich gezeigt, daß es möglich ist, Stahlplatten mit ausgezeichneter Festigkeit, Zugfesti-gkeit
und Duktilität herzustellen, wenn die nach der Erfindung hergestellte, walzstahlähnliche Platte getempert wird.
Der Grund, warum bei der Erfindung die Temperatur für das Tempern auf 500 - 650° 0 und die Temperzeit auf 20 Minutei
bis 2 Stunden begrenzt ist, sind folgende:
Das Tempern wird zur Wiederherstellung der Duktilität
in dem gewalzten Stahl durchgeführt. Wenn das Tempern bei einer Temperatur unterhalb 500° C durchgeführt wird, ist
die Wiederherstellung der Duktilität nicht ausreichend. Wenn die Temper-Temperatur 650° C übersteigt, wird die
Festigkeit vermindert. Wenn kürzer als 20 Minuten getempert wird, wird die Duktilität nur in ungenügendem Maße wieder
hergestellt. Wenn die Temperzeit 2 Stunden übersteigt, wird durch diese Verlängerung der Temperzeit eine besondere
Wirkung erzielt. Daher wird aus wirtschaftlichen Gesichtspunkten die Temperzeit nicht über 2 Stunden ausgedehnt.
109 849/1303
Ein Stahl der folgenden Zusammensetzung wurde durch Schmelzen
in einem lOO-kg-Hochfrequenzschmelzofen hergestellt und
als Stahlprobe XXXY in diesem Beispiel verwendet.
Anteile (56) der Probe XXXV
Kohlenstoff | 0,16 |
Silizium | 0,51 |
Mangan | 1,55 |
Vanadium | 0,06 |
Molybdän | 0,50 |
/aSuminium | 0,050 |
Der Probestahl wurde in eine Platte von 58 mm Dicke, 82 mm Breite und 140 mm Länge geformt. Sodann wurde er auf 900° 0
während 30 Minuten erwärmt und bei einer Nachwalztemperatur
von 700° C und mit einem Reduktionsverhältnis von 81 $ gewalzt, so daß eine Stahlplatte mit einer Dicke von 11 mm
gebildet wurde. Danach wurde die Platte auf Zimmertemperatur abgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften der walzstahlähnlichen
Platte in Walzrichtung sind in Tabelle 18 gezeigt.
Dann wurde die walzstahlähnliche Stahlplatte nach dem Luftkühlen während einer Stunde auf 500° C, 600° 0 oder 650° C
gehalten. Die mechanischen Eigenschaften in Walzrichtung der auf diese Weise getemperten Stahlplatte sind ebenfalls
in Tabelle 18 gezeigt.
109849/1303
Temper-Bedingungen
Zug- Streck- Gesamt- tibergangst emperatur
festigkeit spannung längenaus- bei der Brüche auf-
(kg/mm ) (kg/mm ) dehnung (%) treten (0G)
Beim Aufschlag absorbierte Energie (kg~m)
J.60°C
_^ ungetcmperte
ο wälzst ahlähnliche
oo Platte
^1Std. tempern
bei 50O0C und
luftgekühlt
85,3
72,9
58,0 22,0
65,3 26,0
- 153
- 157
10,1 8,1
14,8 12,6
1 Std. tempern bei 6000C und
luftgekühlt
69,9
64,7 37,5
- 142
16,2 12,8
1 Std. tempern bei 6500O und luftgekühlt
65,5
60,7 30,5
- 142
17,9 12,8
Aus den in Tabelle 18 gezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, daß ein Stahl mit einem Gehalt von 0,30 % Molybdän
nach der ersten Ausführungsform der Erfindung gewalzt
wurde. Die Walzplatte wird dann bei 500 bis 650° C getempert. Dadurch kann eine hoch-zähfeste Stahlplatte mit ausgezeichneter
Duktilität hergestellt werden, die durch eine Zug*festigkeit von mehr als 65 kg/mm , eine Streckspannung von mehr als
60 kg/mm , eine Brüchig-Duktil-Übergangstemperatür von weniger
als -60° C, einer Gesamtlängenausdehnung von mehr als 26 #
und einer beim Aufschlag absorbierten Energie bei 0° G von mehr als H kg-m gekennzeichnet ist.
Bei hoch-zugfesten Stählen werden häufig andere als die
erwähnten Eigenschaften, beispielsweise Korrosionsbeständigkeit, Wetterbeständigkeit und Widerstandsfähigkeit gegenüber
Seekorrosion, verlangt. Es wurden bereits Stähle entwickelt, die für solche Verwendungszwecke bestimmt sind,
wo beispielsweise hoch-zähfeste, korrosionsbeständige Stähle, wetterbeständige Stähle und Stähle mit einer hohen
Widerstandsfähigkeit gegen Seekorrosion benötigt werden. Im allgemeinen geht man davon aus, daß diese Widerstandseigenschaften
durch Zugabe von einem oder mehreren der Elemente Nickel (0,2 - 2,0 #), Chrom (0,2 - 3,0 #), Kupfer
(0,2 - 190 ^) und anderen Elenenten erheblich verbessert
werden können. Wenn Stähle mit diesen Zugabeelementen zur Verbesserung der Korrosions-Widerstandsfähigkeit, der
Witterungsfestigkeit und der Seekorrosions-Festigkeit den Verfahren gemäß der ersten und der zweiten Ausführungsform
der Erfindung unterworfen werden, können Stahlplatten hergestellt werden, die bezüglich dieser Fes tigke its eigenschaften
außergewöhnlich gut sind und gleichzeitig die ausgezeichnete Festigkeit und Tieftemperatur-Zähfestigkeit
behalten, d. h. weder die Festigkeit noch die Zähfestigkeit lassen in irgendeiner Weise nach. Dies wird anhand des
folgenden Beispiels erläutert.
109849/1303
Bei diesem Beispiel wurden die Stahlproben XXXVI bis XXXH verwendet, die in Tabelle 19 zusammengefasst sind.
Jede Stahlprobe wurde in eine Platte von 82 mm Dicke, 100 mm Breite und 260 mm Länge geformt. Sodann wurde sie
bei einer Temperatur von 1250° C während 20 Minuten erwärmt und bei 900° 0 nachgewal zt, um eine Platte mit einer
Dicke von 30 mm herzustellen. Die auf diese Weise einen primären Walzvorgang unterworfene Platte wurde auf eine Temperatur
unterhalb 650° C während einer Zeitdauer von 60 Sekunden durch Besprühen mit Wasser abgekühlt und sofort auf
900° C während 20 Minuten nacherwärmt. Danach wurde sie einem sekundären Walzvorgang bei einer Nachwalztemperatür
von 700° 0 in 6 Durchgängen unterworfen, um eine Walzplatte mit 11 mm Dicke, 100 mm Breite und 650 mm Länge zu erhalten.
Die auf diese Weise hergestellte Platte wurde luftgekühlt. Die mechanischen Eigenschaften in Walzriohtung jeder der
auf diese Weise hergestellten Platten sind in Tabelle 20 gezeigt.
Aus den Ergebnissen in Tabelle 2o ist ersichtlich, daß die
e me
erfindungsgemäß hergestellten Stahlplatten/außergewöhnlich gute Festigkeit und Zähfestigkeit unabhängig von der Zugabe
von Elementen aufweisen, die die Korrosionsbeständigkeit, die Witterungsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen
Seekorrosion, beispielsweise Wickel, Chrom und Kupfer, verbessern.
109849/1303
Chemische Zusammensetzung in Gewichtsprozent
Kohlenstoff
Silizium
Mangan
Phosphor
Schwefel
Molybdän
Vanadium
Kupfer
Nickel
Chrom
Probe Nr.
XXXVI XXXVII XXXVIII XXXIX
XXXVI XXXVII XXXVIII XXXIX
0,16 0,26
1,35
0,016
0,014
0,06
0,04
0,30
0,35
0,41 0,14
0,33
1,32
0,014
0,014
0,13
0,06
0,28
0,13
0,28
1,22
0,28
1,22
0,017
0,018
0,12
0,04
0,018
0,12
0,04
1,03
0,15
0,29
1,22
0,012
0,014
0,31
0,05
0,55
109849/1303
Probe Nr. | Zugabe- | Zug | Streck- | Gesarat- | 27,2 | Ubergangs- | Beim Aufschlag | I VJi O |
|
Element | festigkeit | spannung | längenaus- | temperatur | absorbierte | I | |||
(kg/mm ) | (kg/mm ) | dehnung % | 21,0 | (0C) | Energie (kg-m) | ||||
Elastizitätsgrenze | bei O0C/ bei-60°C | ||||||||
ο co |
XXXVI | Cu,Ni,er | 65,0 | 51,8 | 34,0 | - 92 | 20,2 17,3 | ||
co | |||||||||
■Ρ- co |
XXZVII | Cu | 69,7 | 58,1 | 28,2 | - 88 | 14,1 11,5 | ||
Elastizitätsgrenze | |||||||||
OO O |
XXXYIII | Cr | 68,3 | 50,3 | - 77 | 15,5 10,0 | |||
ca | |||||||||
XXXIX | Ni | 84,3 | 66,2 | - 99 | 9,8 7,8 | ||||
Claims (12)
- Patentansprücheί 1.)Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahl- ^-^ platten, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahlmaterial auf eine Temperatur im Bereich von 800° C bis 1000° C erwärmt wird, und daß das erwärmte Stahlmaterial auf eine gewünschte Dicke mit einem Reduktionsverhältnis von nicht weniger als 30 $> und bei einer Nachwalzteraperatur im Bereich von 680° C bis 850° C nachgewalzt wird;
- 2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl auf eine Temperatur oberhalb 1000° C erwärmt und der erwärmte Stahl auf eine geeignete Dicke gewalzt wird, worauf der Walzvorgang unterbrochen wird, daß der Stahl daraufhin auf eine Temperatur unterhalb 650° C durch Luftkühlung, Besprühen mit Wasser oder ein anderes Kühlverfahreη abgekühlt wird, daß der abgekühlte Stahl auf eine Temperatur im Bereich von 800° C bis 1000° C in einem Naohwärmeofen erneut erwärmt wird und daß der nacherwärmte Stahl auf eine gewünschte Dicke mit einem Reduktionsverhältnis von nicht weniger als 30 i» und einer %chwal ζ temperatur im Bereich von 680° C bis 850° C nachgewalzt wird·
- 3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die nachgewalzte Platte bei einer Temperatur in Bereich von 500° C bis 650° C während 20 Minuten bis 2 Stunden getempert wird.
- 4· Vervendung eines Stahls bei den Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 i» Kohlenstoff, weniger als 1,5 # Silizium und 0,5 - 4,0 i» Mangan und im übrigen in wesentlichen Eisen·109849/1303
- 5. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 0,30 $> Kohlenstoff, weniger als 1,5 1» Silizium, 0,5 4,0 fo Mangan, wahlweise und/oder 0,02 - 0,30 fo Vanadium, 0,05 - 1,0 ^ Molybdän, 0,005- 0,20 fo Niob, 0,03 0,20 1° Titan, 0,02 - 0,20 fo Zirkonium und 0,01 - 0,10 fo Tantal und im übrigen Eisen.
- 6. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekenazeichnet durch den Gehalt von 0,06 0,30 fo Kohlenstoff, weniger als 1,5 fo Silizium, 0,5 4,0 fo Mangan, wahlweise und/oder 0,2 - 3,0 $> Chrom und 0,002 - 0,01 fo Bor und im übrigen Eisen.
- 7. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 fo Kohlenstoff, weniger als 1,5 fo Silizium, 0,5 - 4,0 f> Mangan, wahlweise und/oder 0,2 - .1,0 $ Kupfer, 0,2 2,0 fo Nickel und 0,2 - 3,0 fo Chrom und im übrigen Eisen.
- 8. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 fo Kohlenstoff, weniger als 1,5 fo Silizium, 0,5 - 4,0 fo Mangan, wahlweise und/oder 0,02 - 3,0 f> Vanadium, 0,05 1,0 fo Molybdän, 0,005 - 0,20 fo Niob, 0,03 - 0,20 f> Titan, 0,02 - 0,20 fo Zirkonium und 0,01 - 0,10 $> Tantal, zusammen mit wahlweise und/oder 0,2 - 3,0 fo Chrom und 0,002 - 0,1 fo Bor als zusätzliche Elemente und im übrigen Eisen.
- 9. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 f> Kohlenstoff, weniger als 1,5 f> Silizium, 0,5 - 4,0 f> Mangan, wahlweise und/oder 0,02 - 3,0 f> Vanadium,109849/1 3030,05 - 1,0 ^ Molybdän, 0,005 - 0,20 </<> Niob, 0,03 0,20 $ Titan, 0,02 - O,2o $ Zirkonium und 0,01 - 0,10 cß> Tantal zusammen mit wahlweise und/oder 0,2 - 1,0 fo Kupfer, 0,2 - 2,0 io Nickel und 0,2 - 3,0 % Chrom als zusätzliche Elemente, und im übrigen Eisen,
- 10. Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 0J0 Kohlenstoff, weniger als 1,5 $> Silizium, 0,5 - 4,0 $> Mangan, wahlweise und/oder 0,2 - 3,0 ^.Chrom und 0,002- 0,1 # Bor, zusammen mit wahlweise und/oder 0,2 1,0 $> Kupfer und 0,2 - 2,0 # Nickel als Zusatzelemente und im übrigen Eisen.
- 11.Verwendung eines Stahls bei einem Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch den Gehalt von 0,06 - 0,30 % Kohlenstoff, weniger als 1,5 $ Silizium, 0,5 - 4,0 # Mangan, wahlweise und/oder 0,02 - 3,0 % Vanadium, 0,05- 1,0 # Molybdän, 0,005 - 0,20 % Nibo, 0,03 - 0,20 # Titan, 0,02 - 0,2 ^ Zirkonium und 0?01 - 0,10 # Tantal, zusammen mit wahlweise und/oder 0,2 - 3,0 $> Chrom und 0,002 - 0,1 i> Bor als ZusEfczelemente, wahlweise und/oder 0,2 - 1,0 % Kupfer und 0,2 - 2,0 # Nickel als weitere Zusatzelemente und im übrigen Eisen.
- 12. Walzvorrichtung zur Durchführung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten, mit einem Wärmeofen, einem Walzwerk und einer Produktionsstraße, wobei der Wärmeofen, das Walzwerk und die Produktionsstraße prallel geschaltet sind, gekennzeichnet durch eine Umlauf-Nebenschlußstraße mit einem Nachwärmeofen, die vor oder nach dem Walzwerk angeordnet ist.109849/1303Leerseite
Applications Claiming Priority (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4356370A JPS497291B1 (de) | 1970-05-20 | 1970-05-20 | |
JP4502170A JPS497292B1 (de) | 1970-05-25 | 1970-05-25 | |
JP5089870A JPS497293B1 (de) | 1970-06-11 | 1970-06-11 | |
JP5800970A JPS5024700B1 (de) | 1970-07-01 | 1970-07-01 | |
JP8237470A JPS5426488B1 (de) | 1970-09-19 | 1970-09-19 | |
JP8237370 | 1970-09-19 |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2124994A1 true DE2124994A1 (de) | 1971-12-02 |
DE2124994B2 DE2124994B2 (de) | 1975-07-03 |
DE2124994C3 DE2124994C3 (de) | 1983-03-10 |
Family
ID=27550122
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE2124994A Expired DE2124994C3 (de) | 1970-05-20 | 1971-05-19 | Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4008103A (de) |
CA (1) | CA952415A (de) |
DE (1) | DE2124994C3 (de) |
GB (2) | GB1361978A (de) |
SE (1) | SE404536B (de) |
Families Citing this family (34)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
AT357587B (de) * | 1976-02-18 | 1980-07-25 | Voest Alpine Ag | Verfahren zum herstellen von blechen aus aus- tenitischen staehlen mit feinem korn |
JPS52128821A (en) * | 1976-04-12 | 1977-10-28 | Nippon Steel Corp | Preparation of high tensile steel having superior low temperature toughness and yield point above 40 kg/pp2 |
US4138278A (en) * | 1976-08-27 | 1979-02-06 | Nippon Steel Corporation | Method for producing a steel sheet having remarkably excellent toughness at low temperatures |
JPS5337123A (en) * | 1976-09-18 | 1978-04-06 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile strength steel excellent in low temperature toughness |
JPS5376918A (en) * | 1976-12-20 | 1978-07-07 | Nippon Steel Corp | Manufacture of fine grain steel |
US4072543A (en) * | 1977-01-24 | 1978-02-07 | Amax Inc. | Dual-phase hot-rolled steel strip |
DE2713782C3 (de) * | 1977-03-29 | 1987-10-22 | Klöckner-Werke AG, 4100 Duisburg | Verwendung von niedriglegierten Stählen als Werkstoff für die Herstellung von Rinnenprofilen des nachgiebigen Streckenausbaus in Grubenbetrieben |
US4144378A (en) * | 1977-09-02 | 1979-03-13 | Inland Steel Company | Aluminized low alloy steel |
US4144379A (en) * | 1977-09-02 | 1979-03-13 | Inland Steel Company | Drawing quality hot-dip coated steel strip |
DE2900022C3 (de) * | 1979-01-02 | 1981-12-03 | Estel Hoesch Werke Ag, 4600 Dortmund | Verfahren zum Herstellen von Profilen |
SE430902B (sv) * | 1979-05-09 | 1983-12-19 | Svenskt Stal Ab | Sett att vermebehandla ett stalband med 0,05 - 0,20% kolhalt och laga halter legeringsemnen |
US4397698A (en) * | 1979-11-06 | 1983-08-09 | Republic Steel Corporation | Method of making as-hot-rolled plate |
JPS601929B2 (ja) * | 1980-10-30 | 1985-01-18 | 新日本製鐵株式会社 | 強靭鋼の製造法 |
FR2502178B1 (fr) * | 1981-03-19 | 1986-06-20 | Siderurgie Fse Inst Rech | Procede de fabrication de toles fortes en acier |
US4370178A (en) * | 1981-06-30 | 1983-01-25 | Republic Steel Corporation | Method of making as-pierced tubular products |
US4453986A (en) * | 1982-10-07 | 1984-06-12 | Amax Inc. | Tubular high strength low alloy steel for oil and gas wells |
US4533405A (en) * | 1982-10-07 | 1985-08-06 | Amax Inc. | Tubular high strength low alloy steel for oil and gas wells |
CA1207639A (en) * | 1983-03-17 | 1986-07-15 | Rodney J. Jesseman | Low alloy steel plate and process for production therefor |
JPS6130654A (ja) * | 1984-07-21 | 1986-02-12 | Kanto Tokushu Seikou Kk | アルミニウム連続鋳造用ロ−ルシエル鋼 |
FR2571741B1 (fr) * | 1984-10-12 | 1987-01-23 | Decazeville Expl Siderrurgie | Acier allie pour, notamment, des tubes de cycles |
US4720307A (en) * | 1985-05-17 | 1988-01-19 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method for producing high strength steel excellent in properties after warm working |
US5542995A (en) * | 1992-02-19 | 1996-08-06 | Reilly; Robert | Method of making steel strapping and strip and strapping and strip |
US5858130A (en) * | 1997-06-25 | 1999-01-12 | Bethlehem Steel Corporation | Composition and method for producing an alloy steel and a product therefrom for structural applications |
WO2003069008A1 (en) * | 2002-02-12 | 2003-08-21 | The Timken Company | Low carbon microalloyed steel |
ES2276047T3 (es) * | 2002-02-15 | 2007-06-16 | Benteler Automobiltechnik Gmbh | Uso de una aleacion de acero como material de tubos para la fabricacion de recipientes para gas a presion o como material para la fabricacion de piezas moldeadas en estructuras ligeras de acero. |
TWI280639B (en) * | 2005-05-20 | 2007-05-01 | Winbond Electronics Corp | Semiconductor memory device and fabrication method thereof |
US7628869B2 (en) * | 2005-11-28 | 2009-12-08 | General Electric Company | Steel composition, articles prepared there from, and uses thereof |
CN101400815B (zh) * | 2006-03-16 | 2013-07-31 | 新日铁住金株式会社 | 埋弧焊接用钢板 |
JP5271512B2 (ja) * | 2007-06-18 | 2013-08-21 | Ihiメタルテック株式会社 | 熱間圧延装置 |
JP5305709B2 (ja) * | 2008-03-28 | 2013-10-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板 |
CN104789892B (zh) * | 2015-03-20 | 2017-03-08 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法 |
RU2630916C1 (ru) * | 2016-10-28 | 2017-09-14 | Открытое акционерное общество по проектированию строительства мостов "Институт Гипростроймост" | Сплав на основе железа |
CN114410935B (zh) * | 2021-12-30 | 2024-05-24 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种低温冲击韧性良好的p265gh钢板的生产方法 |
CN114622072B (zh) * | 2022-02-18 | 2024-01-16 | 唐山中厚板材有限公司 | 提高大厚度q345e钢低温韧性的方法及q345e钢 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US1771688A (en) * | 1927-01-26 | 1930-07-29 | Ralph D Nye | Method and apparatus for manufacturing metal sheets from ingots |
US2562854A (en) * | 1949-04-22 | 1951-07-31 | Union Carbide & Carbon Corp | Method of improving the high-temperature strength of austenitic steels |
DE1275559B (de) * | 1958-08-25 | 1968-08-22 | Yawata Seitetsu Kabushiki Kais | Verfahren zur Herstellung von Stahl hoher Zugfestigkeit und Kerbschlagzaehigkeit |
Family Cites Families (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CA768590A (en) * | 1967-10-03 | Ishikawajima-Harima Jukogyo Kabushiki Kaisha | Method of treating steel | |
DE1583394B2 (de) * | 1966-07-30 | 1972-02-17 | Nippon Kokan K.K., Tokio | Verfahren zur verbesserung der mechanischen eigenschaften von staehlen durch warmwalzen |
US3806378A (en) * | 1972-12-20 | 1974-04-23 | Bethlehem Steel Corp | As-worked bainitic ferrous alloy and method |
-
1971
- 1971-05-14 CA CA113,108A patent/CA952415A/en not_active Expired
- 1971-05-18 SE SE7106446A patent/SE404536B/xx unknown
- 1971-05-19 GB GB5461673A patent/GB1361978A/en not_active Expired
- 1971-05-19 GB GB1589571*[A patent/GB1361977A/en not_active Expired
- 1971-05-19 DE DE2124994A patent/DE2124994C3/de not_active Expired
-
1975
- 1975-09-17 US US05/613,996 patent/US4008103A/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US1771688A (en) * | 1927-01-26 | 1930-07-29 | Ralph D Nye | Method and apparatus for manufacturing metal sheets from ingots |
US2562854A (en) * | 1949-04-22 | 1951-07-31 | Union Carbide & Carbon Corp | Method of improving the high-temperature strength of austenitic steels |
DE1275559B (de) * | 1958-08-25 | 1968-08-22 | Yawata Seitetsu Kabushiki Kais | Verfahren zur Herstellung von Stahl hoher Zugfestigkeit und Kerbschlagzaehigkeit |
Non-Patent Citations (5)
Title |
---|
Journal of the Iron and Steel Institute, 1966, S. 616,622 * |
Journal of the Iron and Steel Institute, 1968, S.1252-1262 * |
Metallkunde, 1967, H. 11, S. 735-746 * |
Stahl u. Eisen 82, 16.August 1962, S.1176-1186 * |
Stahl u. Eisen 90, 04.Februar 1970, S.179,184 * |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE2124994B2 (de) | 1975-07-03 |
GB1361977A (en) | 1974-07-30 |
CA952415A (en) | 1974-08-06 |
DE2124994C3 (de) | 1983-03-10 |
SE404536B (sv) | 1978-10-09 |
GB1361978A (en) | 1974-07-30 |
US4008103A (en) | 1977-02-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE2124994A1 (de) | Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten | |
EP1573075B8 (de) | Verfahren zum herstellen eines stahlprodukts | |
EP2924140B1 (de) | Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten Stahlflachprodukts | |
DE69617002T4 (de) | Verfahren zur herstellung von hochfesten nahtlosen stahlrohren mit hervorragender schwefel induzierter spannungsrisskorossionsbeständigkeit | |
DE3312257C2 (de) | ||
DE2746982C2 (de) | Verfahren zur Herstellung eines zweiphasigen Bandstahles | |
EP0352597B1 (de) | Verfahren zur Erzeugung von Warmband oder Grobblechen | |
DE3126386C2 (de) | Verfahren zur Herstellung von preßumformbarem, hochfestem Stahlblech mit einem Zweiphasengefüge | |
DE69724023T2 (de) | Herstellungsverfahren eines dicken Stahlgegenstandes mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit und hervorragender Schweissbarkeit und minimaler Variation der strukturellen und physikalischen Eigenschaften | |
DE102018132860A1 (de) | Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten Warmbanderzeugnissen | |
DE2739865C2 (de) | Verfahren zur Herstellung von Platten oder Bändern aus kohlenstoffarmem Stahl | |
DE3903774C2 (de) | Verfahren zum Herstellen eines legierten Stahlblechs | |
DE2330123B2 (de) | Verfahren zur Herstellung kaltgewalzter, hochfester Stahlbleche | |
WO2020127557A1 (de) | Verfahren zur herstellung von thermo-mechanisch hergestellten warmbanderzeugnissen | |
DE102017130237A1 (de) | Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts | |
DE10161465C1 (de) | Verfahren zum Herstellen von Warmband | |
DE69823126T2 (de) | Feinkorniger ferritischer Baustahl und Herstellungsverfahren dieses Stahles | |
DE10130774C1 (de) | Verfahren zum Herstellen von hochfesten, aus einem Warmband kaltverformten Stahlprodukten mit guter Dehnbarkeit | |
DE1483172B2 (de) | Formstahl | |
DE2657435C2 (de) | Verfahren zum Verbessern der physikalischen Eigenschaften eines hochfesten, niedriglegierten Kohlenstoff-Mangan-Stahls | |
EP0750049A1 (de) | Ferritischer Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung | |
DE2900022C3 (de) | Verfahren zum Herstellen von Profilen | |
DE2739264C2 (de) | Verfahren zum Herstellen von Rohren aus hochfestem Stahl | |
DE102018132901A1 (de) | Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen | |
DE2263431A1 (de) | Kaltgewalztes stahlblech fuer pressverformung |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
8326 | Change of the secondary classification |
Ipc: C21D 7/13 |
|
8381 | Inventor (new situation) |
Free format text: MIYOSHI, EIJI, NISHINOMIYA, JP FUKUDA, MINORU, ITAMI, JP HAGIWARA, YASUHIKO, WAKAYAMA, JP ASAI, YASUHIKO, IBARAGI, JP |
|
C3 | Grant after two publication steps (3rd publication) |