DE3203193A1 - Rollenmaterial - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Rollenmaterial, insbesondere für Stranggußanlagen.

In den letzten Jahren ergibt sich bei Stranggußanlagen eine Tendenz zu größeren Abmessungen sowie höheren Geschwindigkeiten und Betriebstemperaturen. Die in derartigen Einrichtungen verwendeten Rollen werden immer schärferen Umgebungsbedingungen ausgesetzt. Bisher wurden niedriglegierte Stähle (1Cr-i/2Mo-Stahl, Ni-Cr-Mo-V-Stahl) in größtem Umfang als geeignetes Rollenmaterial für Stranggußanlagen verwendet. Wenn die Umgebungsbedingungen und insbesondere

die Rollentemperaturen schärfer werden, neigen die aus solchem Material gefertigten Rollen zu raschem Verschleiß und zur ausgeprägteren Ausbildung von thermischen Ermüdungsrissen. Die durch den Anstieg der Oberflächentemperatur der Rolle bedingte Hochtemperatur-Oxidation ist die vorherrschende Ursache des Verschleißes oder Abriebs. Gegenwärtig werden daher gegen Korrosion und Hochtemperatur-Oxidation widerstandsfähige martensitische nichtrostende Stähle des 13Cr- oder 13Cr-4Ni-Typs relativ breit verwendet. Diese Materialien sind jedoch niedriglegierten Stählen fast äquivalent und besitzen nicht immer die wünschenswerte Festigkeit bei hohen Temperaturen, so daß sie zur Verwendung bei Rollen hinsichtlich ihrer Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermündungs-

15 risse, ihrer Biegefestigkeit, etc. noch zu wünschen

übrig lassen. Thermische Ermündungsrisse entstehen, wenn die Rollenoberfläche wiederholt der kombinierten Einwirkung von Wärmespannungen und mechanischen Biegespannungen infolge des Kontaktes mit Brammen ausgesetzt wird. Materialien besitzen hohe Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdungsrißbildung, wenn sie eine hohe Streckgrenze (0,2% Dehngrenze),eine große Querschnittseinschnürung, einen niedrigen Elastizitätsmodul und einen niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten besitzen. Die Durchbiegung der Rolle scheint andererseits der Wärmespannung und der mechanischen Biegespannung zuzuschreiben sein, die auftreten, wenn die Rolle während einer anormal Betriebsweise in ihrer Gesamtheit auf eine hohe Temperatur erwärmt und dann abgekühlt wird. Materialien besitzen hohe Biegefestigkeit, wenn sie eine hohe Streckgrenze (0,2% Dehngrenze) bei hohen Temperaturen aufweisen.

Ein Rollenmaterial für Stranggußanlagen muß daher aufweisen: 1) Abriebsfestigkeit (Widerstandsfähigkeit gegen Hochtemperatur-Oxidation) ,

— 5 — '

2) Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdungsrißbildung und

3) Biegefestigkeit.

Es ist darüberhinaus erforderlich, daß es Sprödbruchfestigkeit aufweist.

Aufgabe der Erfindung ist es nun, ein Rollenmaterial mit hoher Festigkeit bei hohen Temperaturen zu schaffen, das dennoch in der Abriebsfestigkeit den bisher verwendeten Materialien (i3Cr-Stahl und 13Cr-^Ni-Stahl) vergleichbar ist.

Zur Lösung dieser Aufgabe ist das Rollenmaterial erfindungsgemäß gekennzeichnet durch die im Patentanspruch 1 definierte Zusammensetzung.

Das erfindungsgemäße Rollenmaterial entspricht in seiner Abriebfestigkeit den 13Cr-Stählen und 13Cr-4Ni-Stählen und besitzt dabei dennoch eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit (Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermündungsrißbildung, Biegefestigkeit, etc.) und zudem hervorragende Schweißeigenschaften, die für derartige Materialien deshalb besonders wichtig ist, da Rollenmaterialien für Stranggußanlagen selbst bei hoher Widerstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdung nach langer Betriebsdauer unvermeidlich thermische Ermüdungsrisse zeigen, so daß der gerissene Bereich zur Wiederverwendung durch Abschleifen oder Abdrehen entfernt und durch Lichtbogen-Bandauftragschweißen repariert werden muß.

Unter bestimmten Stranggußbedingungen werden darüber hinaus Rollenmaterialien noch darüber hinausgehender Hochtemperaturfestigkeit benötigt. Um diesen Anforderungen gerecht zu werden, umfaßt die Erfindung eine weitergebildete

Ausführungsform, bei welcher das Rollenmaterial zusätzlich noch 0,2 bis 1,2 Gev% Mo und bis 0,05 Gew# B enthält, wodurch dieses noch eine verbesserte Hochtemperaturfestigkeit erlangt. Dabei trägt Mo insbesondere zur Verbesserung der Festigkeit bei, vermindert jedoch die Schweißfähigkeit, so daß das Rollenmaterial der zweiten Ausführungsform denjenigen der ersten Ausführungsform nicht immer überlegen ist. Daher soll das Rollenmaterial je nach den auftretenden Stranggußbedingungen und den Abständen zwischen den Rolleninspektionen innerhalb der genannten Ausführungsformen zweckentsprechend gewählt werden.

Nach einer weiteren Ausgestaltung können die Rollenmaterialien der ersten und der zweiten Ausführungsform zusätzlich noch 0,01 bis 0,2 Gew# Ti oder 0,01 bis 0,1 Gew% Zr enthalten, wodurch die Widerstandsfähigkeit gegen Hoch» temperatur-Oxidation und damit die Abriebfestigkeit wesentlich verbessert wird.

Im folgenden werden die einzelnen Bestandteile des erfindungsgemäßen Rollenmaterials, deren erfindungsgemäß vorgesehene Zahlenbereiche und die Gründe für deren Verwendung sowie deren Auswirkungen im einzelnen erläutert. Alle in der vorliegenden Beschreibung genannten Prozentsätze beziehen sich auf das Gewicht, soweit nichts anderes angegeben ist.

C: C bildet in Kombination mit Elementen wie V, Nb und Mo Carbide, die eine erhöhte Festigkeit ergeben. Hierzu müssen mindestens Ο,Ο^^έ C verwendet werden. Wenn der Gehalt an C jedoch 0,20^ übersteigt, besitzt das erhaltene Material eine stark verminderte

30 Duktilität, Zähigkeit und Schweißbarkeit.

Si: Si dient als Desoxidator und wird nicht als Legierungselement, sondern als wesentliches Element des Stahles verwendet. Zur Erzielung einer hinreichenden Desoxidierungswirkung müssen mindestens 0,2% Si verwendet werden. Venn der Gehalt an Si jedoch 0,89ε übersteigt, tritt eine Neigung zur Ausscheidung von delta-Ferrit in der gehärteten Struktur auf, was zu einer Verminderung der Festigkeit und zu einer Beeinträchtigung der Wartnformbarkeit führt. Der Si-Gehalt soll daher im Bereich zwischen 0,2 und 0,89ο liegen.

Mn: Mn bildet Austenit. Um beim Verfestigen eine gleichmäßige martensitische Struktur und eine erhöhte Festigkeit zu erhalten, sollen mindestens 0,k% Mn vorhanden sein. Wenn dagegen mehr als 1,5$ Mn vorliegen, führt dies zu einer starken Verminderung der Duktilität, der Zähigkeit und der Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit. Der Gehalt an Mn soll daher zwischen 0,4 und 1,59° liegen.

Ni: Wie Mn bildet auch Ni Austenit. Um beim Verfestigen eine gleichmäßige martensitische Struktur und eine erhöhte Festigkeit zu erhalten, sollen mindestens 0,29ε Ni vorhanden sein. Bei dem Gehalt von mehr als 1,09ε Ni ist die Erhöhung der Festigkeit unwirtschaf t- lieh, während sich gleichzeitig eine Verringerung der Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit ergibt. Der Gehalt an Ni soll daher zwischen 0,2 und 1,09ε liegen.

Cr: Cr ist wesentlich zur Erzielung von Hochtemperaturfestigkeit und Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit. Bei Cr-Gehalten unter 10,096 ist es schwierig, Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit zu erzielen, während bei Cr-Gehalten über Ik ,0% bei Verfestigung delta-Ferrit in der Struktur ausgeschieden wird, was zu

einer Verminderung der Hochtemperaturfestigkeit führt, Der Gehalt an Cr soll daher zwischen 10,0 und 14,0$ liegen.

Cu: Der Cu-Gehalt ist ein wesentliches Merkmal des erfindungsgemäßen Rollenmaterials. Cu ergibt eine verbesserte Hochtemperaturfestigkeit ohne Beeinträchtigung der Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit. Wenn mindestens 0,5% Cu verwendet werden, scheidet sich während des Temperns eine Cu-reiche Phase aus, die eine verbesserte Höchtemperaturfestigkeit und eine erhöhte Beständigkeit gegen Temperungserweichung ergibt. Bei Cu-Gehalten über 4,0$ wird das Material jedoch anfällig gegen Rißbildung bei der Warmverformung. Der Gehalt an Cu soll daher zwischen 0,5 und 4,0$ liegen.

V: In Verbindung mit C bildet V Carbide, wie VC und V.C_, die eine wesentliche Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit bewirken. Dieser Effekt wird erreicht, wenn mindestens 0,1$ V verwendet wird* Bei V-Gehalten oberhalb von 0,5$ wird dagegen die Duktilität und Zähigkeit des Materials stark beeinträchtigt, was zu einer geringeren Sprödbruchfestigkeit führt. Der Gehalt an V soll daher zwischen 0,1 und 0,5$ liegen.

Nb: Nb erzeugt die gleichen Wirkungen wie V. Bei Verwendung von mindestens 0,01$ Nb scheidet sich NbC (Carbid) aus und bewirkt eine verbesserte Hochtemperaturfestigkeit. Bei Nb-Gehalten über 0,35$ wird die Zähigkeit verringert und bei der Verfestigung die Ausscheidung von delta-Ferrit in der Struktur ermöglicht, was zu einer verminderten Festigkeit

führt. Der Gehalt an Nb soll daher zwischen 0,01 und 0,35$ liegen. Da bei der zweiten Ausführungsform eine erhöhte Festigkeit erforderlich ist, liegt die untere Grenze für den Gehalt an Nb hier bei 0,1%.

Al: Al wird als Beruhigungsmittel zugegeben. Bei Verwendung von mindestens 0,01% Al werden feinere Kristalle und eine verbesserte Zähigkeit erzielt. Al-Gehalte über 0,06% führen aber zu erhöhten Mengen an nichtmetallischen Einschlüssen (AIpO,,) und umgekehrt zu einer verminderten Zähigkeit. Der Gehalt an Al soll

daher zwischen 0,01 und 0,06%. liegen.

Mo: Mo wird nur bei der zweiten Ausführungsform benutzt/ bildet zusammen mit C Mo„C und Μο_?_0^ (Carbide) £ und ergibt eine sehr wirksame Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit. Wenn mindestens 0,2% Mo anwesend sind, scheiden sich stabile Carbide aus und ergeben eine erhöhte Hochtemperaturfestigkeit. Gehalte von mehr als 1,2%Mo ergeben jedoch keinen entsprechenden Effekt mehr, sind aufwendig und führen zu einer verminderten Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit, so daß der Gehalt an Mo zwischen 0,2 und 1,2% liegen soll. Da die Zugabe von Mo zu einer verringerten Schweißfähigkeit, d.h. einer verstärkten Neigung zur Hochtemperatur- Rissbildung durch Schweißen führt, soll bei Stranggußbedingungen, bei denen es auf die Schweißfähigkeit ankommt, die Mitverwendung von Mo vermieden werden, wie bei der ersten Ausführungsform. Aus den weiter unten wiedergegebenen Versuchsergebnissen ergibt sich jedoch, daß die Verwendung von Mo eine verbesserte Hochtemperaturfestigkeit bewirkt, welche trotz der damit verbundenen Verminderung der Schweißfähigkeit für viele Fälle sehr wünschenswert ist.

- 10 -

B: B und N bilden BN (Nitrid), das eine verbesserte Hochtemperaturfestigkeit bewirkt. Wenn jedoch mehr als 0,05% B anwesend sind, bilden sich gröbere Nitridteilchen, die zu einer verminderten Zähigkeit führen. Der Gehalt an B soll daher 0,05$ nicht überschreiten.

Ti/Zr: Diese Elemente dienen zur Verbesserung der Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit und erzeugen keine nachteiligen Auswirkungen auf die übrigen Eigenschaften des Rollenmaterials. Zur Erreichung dieses Effekts müssen mindestens 0,015έ dieser Elemente eingesetzt werden, während die Obergrenzen für Ti 0,2$ und für Zi" 0,1$ betragen. Diese Grenzwerte wurden unter Berücksichtigung der erzielten Wirkung und der Kosten bestimmt.

P/Ss Diese Elemente sind Verunreinigungen die nicht absichtlich zugegeben werden. Je niedriger der Gehalt des Materials an diesen Elementen ist, desto besser. Wenn P und/oder S jedoch nur in Mengen von jeweils nicht über 0,03$ vorhanden sind, führen diese Gehalte kaum zu schädlichen Auswirkungen auf die Eigenschaften des Materials. Größere Mengen beeinträchtigen jedoch die Duktilität bei hohen Temperaturen.

Wie vorstehend dargelegt wurde, zeigen die erfindungsgemäßen Rollenmaterialien eine ausgeprägte Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit durch das synergistische Zusammenwirken der ausgeschiedenen Cu-reichen Phase und die ausgeschiedenen Carbide und Nitride von V und Nb sowie (bei der zweiten Ausführungsform) auch Mo und B, etc.

Im folgenden werden Versuchsbeispiele beschrieben, die zur Bestimmung der verschiedenen Eigenschaften der erfindungs-

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gemäßen Rollenmaterialien durchgeführt wurden. Die Tebellen I bis III geben die chemische Zusammensetzung' der für die Versuche verwendeten Materialien und die dabei erhaltenen Ergebnisse an. Der Stahl A ist ein martensitischer_f nichtrostender 13Cr-Stahl, der in seiner chemischen Zusammensetzung den derzeit zum Schleuderguß verwendeten Rollenmaterialien fast äquivalent ist. Der Stahl B ist ein herkömmlicher martensitischer nichtrostender 13Cr-4Ni-Stahl, -„ der durch Auftragsschweißen hergestellt wurde. Die für die Stähle A und B hinsichtlich der Hochtemperatur-Oxidation ermittelten Werte von 1,21 mg/cm bzw. 37» 1 mg/cm sind wesentlich niedriger als der für herkömmliche niedriglegierte Stähle geltende entsprechende Wert von etwa

228 mg/cm . Sie besitzen daher schon eine sehr verbesserte Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit. Die zum Vergleich I gehörenden Stähle C, D und E sind ein SUS 431-Stahl, ein SUS 420 J2-Stahl bzw. ein martensitischer nichtrostender 12Cr-1Mo-V-Nb-Stahl. Von den erfindungsgemäßen legierten Stählen F bis N gehören die Stähle F bis I zur ersten Ausführungsform und die Stähle J bis N zur zweiten Ausführungsform.

Aus Tabelle II ist zu erkennen, daß der Stahl B bei Normaltemperatur eine relativ hohe 0,2%-Dehngrenze von etwa 75 kgf/mm aufweist, jedoch bei der gleichen Eigenschaft bei hoher Temperatur den niedrigsten Wert, nämlich etwa 18 kgf/mm zeigt und auch die niedrigste HOchtemperatur-Oxidationsfestigkeit besitzt. Die geringe Beständigkeit dieses Stahls ist anscheinend der Tatsache zuzuschreiben, daß er einen so hohen Nickelgehalt von etwa k% aufweist.

Der herkömmliche Stahl A hat eine 0,2$ Dehngrenze bei 6OO C von 23 kgf/mm , die höher liegt, als beim Stahl B und besitzt auch eine vergrößerte Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit. Der Stahl E des Vergleichs I hat eine 0,2$-

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Dehngrenze bei 6OO° C von etwa 35 kgf/mm , die höher liegt, als diejenige der herkömmlichen Stähle A und B. Die erfindungsgemäßen Stähle F bis I zeigen hierin Werte von etwa 33 kgf/mm und sind insoweit mit dem Stahl E des Vergleichs I vergleichbar, andererseits aber den übrigen Stählen des Vergleichs I und den herkömmlichen Stählen erheblich überlegen. Obgleich der erfindungsgemäße Stahl I in seiner O,2^-Dehngrenze bei hoher Temperatur mit dem Stahl E vergleichbar ist, übertrifft er diesen, wie weiter unten beschrieben wird, hinsichtlich der Schweißfähigkeit, so daß er zur Verwendung als Rollenmaterial wesentlich vorteilhafter ist. Die Stähle J bis N der zweiten Ausführungsform besitzen eine O,2$-Dehngrenze von mindestens etwa 40 kgf/mm und sind allen übrigen aufgeführten legierten Stählen überlegen. Hinsichtlich der Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit unterscheiden sich die Stähle F, G,J, K,und L zwar nicht wesentlich von dem hochbeständigen Stahl A. Es ist jedoch besonders bemerkenswert, daß die Stähle H, I, M und N, welche jeweils Ti oder Zr enthalten, hinsichtlich dieser Beständigkeit weiter verbessert sind. Dies ist vermutlich zurückzuführen auf den Ti- oder Zr-Gehalt, welcher die Oxidschicht stabilisiert.

Tabelle III zeigt Versuchsdaten, die beim Vergleich mit Tabelle II erkennen lassen, daß die legierten Stähle der

25 ersten Ausführungsform der Erfindung ausgezeichnete

Schweißfähigkeit besitzen. Die legierten Stähle des Vergleichs II haben etwa die gleiche Zusammensetzung, wie diejenigen der zweiten Ausführungsform der Erfindung und sind diesen daher hinsichtlich der 0,2$-Dehngrenze sowohl bei Normaltemperatur, als auch bei hoher Temperatur, sowie der Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit äquivalent. Diese Stähle wurden auf Schweißwarmrisse untersucht, wozu aus jedem Stahl ein Probestück mit einer Abmessung von 20 mm(t) χ 100 mm (w) χ 200 mm (l) hergestellt und im Mittelbereich

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der Breite des Probestücks durch Wolfram-Inertgas-Lichtbogenschweißen eine Schmelze erzeugt und die Gesamtlänge der sich in Richtung der säulenförmigen Kristalle bildenden Schweißrisse gemessen wurde. Bei den Versuchen zur Schweißwarmrissbildung wurde eine Vorwärmung von 150 bis 200 C, eine Wärmezufuhr von 2500 j/cm, eine Schweißgeschwindigkeit von 15 cm/min und eine Raupenlänge von 200 mm angewandt. Die Stähle F bis I und 0 bis R wurden kontinuierlich geschweißt unter Bildung einer 200 mm langen Schweißraupe, während der Stahl E unter Bildung einer 15 mm langen Schweißraupe geschweißt wurde.

Ein Vergleich der Tabellen II und III zeigt, daß die legierten Stähle gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung ,von jeder Schweißwarmrißbildung frei waren und den der ^zweiten Ausführungsform der Erfindung entsprechenden Stählen des Vergleichs II in ihren Schweißeigenschaften überlegen waren, obgleich ihre 0,2^-Dehngrenze bei hoher Temperatur niedriger war. Die beim Stahl E aufgetretenen Warmrisse hatten bei einer Raupe mit einer Länge von 15 ram eine Gesamtlänge von 4,9 mm. Wenn man dies auf eine Raupenlänge von 200 mm umrechnet, entspricht dies einer Gesamtlänge der Schweißwarmrisse von etwa 65 mm (obgleich dies nicht tatsächlich durchgeführt wurde). Obgleich der Stahl E den legierten Stählen gemäß der ersten Ausführungsform der Erfindung hinsichtlich der 0,2$-Dehngrenze bei hoher Temperatur und hinsichtlich der Hochtemperatur-Oxidationsfestigkeit äquivalent ist, hat er gegenüber diesen den Nachteil der niedrigeren Verschweißbarkeit.

Die Rollenmaterialien gemäß der ersten und zweiten Ausführungsformen der Erfindung zeigen bei geeigneter Wärmebehandlung (gehärtet und getempert) Energieabsorptionswerte von mindestens etwa 4,2 kgf.m bzw. etwa 3,4 kgf.m gemäß dem Charpy-Schlagtest. Diese Werte zeigen, daß sie eine hohe

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Sprb'dbruchfestigkeit aufweisen.

Die erfindungsgemäßen Rollenmaterialien können durch die üblichen. Gießverfahren - ausgenommen Warmformgebung und auch durch Schleuderguß und elektrischen Schlackenguß sowie auch durch Auftragschweißen unter Verwendung von

Flußmitteln zur Zugabe von Legierungselementen hergestellt werden.

Tabelle I Stahl Chemische Zusammensetzung in Gew. %

Si

Mn

Ni

Cr

Cu Nb

Al

Mo

Ti,Zr

A Bekannt B "

0,13 0,39 0,42 0,08 0,16 0,72

0,13 11,85 4,28 13,10 0,08 -

0,029 0,020 0,021 0,014

Vergleich I

Il

0,18 0,41 0,77 0,36 0,55 0,44 0,15 0,28 0,35

1,56 15,18 0,27 12,25 0,23 11,77

- - 0,027 0,007

- - 0,028 0,022 0,21 0,25 0,012 0,92 - 0,021 0,015

F G H I

Erfindung I It

0,15 0,29 0,60

0,16 0,33 0,42

0,14 0,28 0,51

0,12 0,31 0,54

0,51 11,92 1,42 0,20

0,42 11,82 2,51 0,25

0,68 11,76 1,52 0,20

0,49 12,11 1,48 0,15

0,19 0,012

0,21 0,014

0,19 0,013

0,18 0,018

- 0,016 0,015

- 0,013 0,012

- 0,015 0,011 Ti: 0,48

- 0,012 0,012 Zr: 0,04!'

J Erfindung II 0,15 0,31 0,42 0,41 11,86 1,32 0(?22

0,16 0,29 0,51 0,28 11.92 2.40 0,21

0,17 0,28 1,42 0,42 12,01 0,58 0,28

0,15 0,35 0,62 0,32 11,42 1.34 0$2&4

0,14 0,31 0,58 0,27 11,83 1,61 0,22

0,20 0,015 0,24 OL£03M),015 0,012 0,24 0,011 0,89 0,OlM 0,014 0,013 - j'·

0,21 0,014 0,98 0,001 0,019 0,012 0,35 0,013 1,10 0,003 0,021 0,014 Ti: 0,14 0,28 0,012 1,01 0„003 0,020 0,016 Zr: 0,05

Tabelle II

Stahl

Thermischer Ausdehnungs-

zient 20-600 ⁰C

χ 10"⁶/°C kgf/mm'

Zugeigenschaften

bei Normaltemperatur 0,2 % Quer-Dehn- schnittsgrenze einschnürung

bei 600 ⁰C

0,2 S Dehngrenze

Querschnitts- einschnürung

kgf/mm* %

Hoch temper at urOxidation ^a) 200 h bei 800 ⁰C in Luft

mg/cm*

Schweißwarmriß bildung

Gesamtlänge mm

A Bekannt 12,33

B 12,25

C Ver- 12,60

D gleich 12,50

E I 12,70

F Erfin-G dung I H I

12,32 12,35 12,32 12,34

J Erfin- 12,30

K dung II 12,45

L 12,30

M 12,20

N 12,59

56,1 75,4

69,0 70,9 72,1

76,2 78,1 76,2 75,9

80,2 83,7 82,1 80,9 82,2

68,1 53,1

50,7 50,3 57,0

57,1 56,2 58,2 55,4

56,9 54,7 50,1 54,7 55,1

23	,3	88,1
18	,1	76,2
26	,1	91,8
24	,5	83,0
35	,4	81,2
33	,1	86,1
34	,8	84,2
32	,9	87,5
33	,1	85,1
39	,2	83,3
42	,4	82,3
40	,1	80,0
41	»o	83,3
41	,5	82,3

1	,21
37	,1
0	,97
0	,98
1	,65
1	,61
1	,12
0	,78
0	,45
1	,62
1	,89
2	,51
0	,61
0	,35

4,9 5)

0 0 0 0

ro ο co

Tabelle III

Si

Chemische Zusammensetzung in Gew %

Mn

Ni

Cr

Cu

Nb

Mo

Schweiß· warmriöbildung

Gesamtlänge mm

0 Vergleich 0,15 0,31 0,42 Q}4i6 11,86 1,32 0,22

P II 0,16 0,33 0,62 0,51 11,78 1,25 0,21

Q 0,14 0,28 0,53 0,42 11,82 1,34 0,24

R 0,16 0,29 0,51 0,28 11,92 2,40 0,21

0,20 0,015 0,24 0,03 0,015 0,012 15

0,21 0,011 0,51 - 0,016 0,011 29

0,21 0,015 1,10 - 0,016 0,013 42

0,08 0,011 0,89 0,0110,014 0,013 21

1) Flansch-Probestück, 50 mm lang, Durchmesser 10 mm

2) Probestück 12 χ 20 mm, kontinuierlich; Erhitzung in Luft

3) bei 15 mm Raupenlänge

ro ο co

Claims (5)

DIPL.-CHEM.OR* PATENTANWALT ADENAUERALLEE 30 ■ 200O HAMBURG 1 · TELEFON (040) 244523 Aktenzeichen; Neuanmeldung Anmelderin: Hitachi Shipbuilding & Engineering Co. Ltd., Osaka, Japan Patentansprüche

1) Hollenmaterial in Form eines Chromnickelstahls
gekennzeichnet durch einen Gehalt an:

0.04 bis 0.20 Gew$ und vorzugsweise 0.10 bis 0.17 Gew$ C
0.2 bis 0.8 Gew?£ und vorzugsweise 0.25 bis 0.40 Gew# Si 0.4 bis 1.5 Gew$ und vorzugsweise 0.4 bis 0.7 Gew% Mn 0.2 bis 1.0 Gew$ und vorzugsweise 0.25 bis 0.7 Gew% Ni

10.0 bis i4.0 Gew# und vorzugsweise 11.0 bis 12.5 Gew%. Cr 0.5 bis 4. Gew$ und vorzugsweise 0.55 bis 2.6 Gew% Cu 0.1 bis 0.5 Gew$ und vorzugsweise 0.15 bis 0.3 Gew# V

0.01 bis 0.35 Gew$ und vorzugsweise 0.10 bis 0.35 Gew# Nb 0.01 bis 0.06 Gew^ und vorzugsweise 0.01 bis 0.02 Gew^ Al und bis zu 0.3 Gew$ P und S als Verunreinigung, Rest Fe.

2) Rollenmaterial nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch

einen zusätzlichen Gehalt an 0.2 bis 1.2 Gew% Mo und bis zu 0.05 Gew# B.

3) Rollenmaterial nach Anspruch 1 oder 2, gekennzeichnet durch einen zusätzlichen Gehalt an

0.01 bis 0.2 Gew# Ti oder 0.01 bis 0.1 Gew# Zr.

4) Rollenmaterial nach Anspruch 1 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß darin 0.4 bis 0.7 Gew% Mn, 0.4 bis 0.7 Gew% Ni, 1.4 bis 2.6 Gew% Cu, 0.15 bis 0.25 Gew# V und 0.15 bis 0.25 Gew# Nb enthalten sind.

5) Rollenmaterial nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß darin:

0.4 bis 1.5 Gew# Mn, 0.25 bis 0.45 Gew# Ni, Ο.55 bis 2.4 Gew# Cu, 0.2 bis 0.3 Gew# V, 0.20 bis Ο.35 Gew% Nb, enthalten sind.