DE3541620A1

DE3541620A1 - Verfahren zur herstellung von ni-stahl mit hohem rissauffangvermoegen

Info

Publication number: DE3541620A1
Application number: DE19853541620
Authority: DE
Inventors: Naoki Kitakyushu Fukuoka Saito; Seinosuke Yano
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-11-26
Filing date: 1985-11-25
Publication date: 1986-06-26
Also published as: GB8528952D0; US4776900A; FR2573775A1; FR2573775B1; GB2167441A; GB2167441B; JPH029650B2; JPS61127815A; DE3541620C2

Description

Die Erfindung betrifft..ein..Verfahren zur Herstellung von . Ni-Stählen, die eine hohe Zähigkeit haben, die ein gutes Rißauffangvermögen haben und deren Streckgrenze bei tiefen Temperaturen bei 500 - 1000 MPa liegt. Bei dem steigenden Bedarf an Energie werden sehr viele Tanks für die Lagerung von LPG (flüssiges Propangas ) und LNG (flüssiges Erdgas ) gebaut; das hat zu einer steigenden Nachfrage nach Stahlblechen geführt, die als Material für den Bau von Kühlbehältern geeignet sind. Statt \ des herkömmlichen austenitischen Edelstahles werden Stahlbleche mit 4,0 - 10 j6 Ni zum Bau von Kühlbehältem verwendet. In der JPtAS-15215/1971 und der JP-OS-104427/1980 werden zwei Verfahren für die Herstellung solcher Ni-Stähle angegeben. In der erstgenannten Schrift wird eine dreistufige Wärmebehandlungsvorschrift angegeben, nach der ein kohlenstoffarmer Ni-Stahl oberhalb des AC-,-Punktes normalgeglüht wird, dann zwischen AC^- und AC,-Temperatur erwärmt und abgeschreckt wird und der so gehärtete Stahl dann unterhalb des ACj-Punktes angelassen wird. Die ziveite Schrift gibt ein Verfahren an, nach dem ein Stahl zwischen 1100⁰C und der Ar ,-Temperatur um 60 % oder mehr umzuformen ist, dann über J>0 - 60 Min. zwischen Around Ar,,-Temperatur zu halten, dann abzuschrecken und

3* 4 * * - ■ « * ι. ft

• * * O it -S, *

schließlich unterhalb des Ac₁-Punktes anzulassen ist. Die so hergestellten Ni-Stähle haben eine hohe Festigkeit und eine hervorragende Zähigkeit bei tiefen Temperaturen.

Um die Sicherheit von LNG- und LPG-Tanks weiter zu erhöhen, unternimmt die Industrie große Anstrengungen durch Einsatz von Stahlblechen mit hoher Tieftemperaturzähigkeit, hoher Festigkeit, hohem Rißauffangvermögen und möglichst kleiner Schwankung der Spezifikationen.

Der Begriff "Rißauffangvermögen¹¹ steht für die Fähigkeit des Stahles, das Fortschreiten eines einmal vorhandenen spröden Risses plastisch aufzufangen. Es sind viele Vorgänge bekannt, die zur Verbesserung des Rißauffangvermögens beitragen können, und zwei davon werden hier beschrieben. Die JP-OS- 10062V1983 gibt eine Methode an, nach der ein Ni-Stahl roh warmgewalzt werden kann, der lib und eine Auswahl der Elemente B, Ti, Cu, Cr enthält; die Schlußwalzung hat bei Temperaturen im Dualphasengebiet zu erfolgen, schließlich werden Abschrecken und Anlassen beschrieben.

Das Warmwalzen im Dualphasengebiet führt zu einer Verbesserung des Rißauffangvermögens. Eine andere bekannte Methode zur Herstellung eines Stahles mit verbessertem Rißauffangvermögen wird in der JP-os-

217629/1983 angegeben. Bei dieser Methode geht es um das Walzen bei tieferen Temperaturen und nach genauen Stichplänen: Eine M-Stahl-Bramme mit Cr und/oder Mo als Legierungselementen wird auf 1150⁰C erhitzt, um 60 %

oder mehr bei 85O⁰C oder darunter in mehreren Stichen gewalzt, sofort danach wassergekühlt und dann bei Temperaturen unterhalb ACj angelassen.

Diese Methoden sind im wesentlichen gleich denen, die in der JP-AS-15215/1971 und der JP-OS-I04427/1980 angegeben sind und die das Ziel haben, Stahlbleche mit verbesserter Festigkeit und Tieftemperaturzähigkeit herzustellen. Der Kern dieser Methoden ist, eine Feinkornstruktur im Stahl einzustellen, damit die.Fähigkeit des Ni, spröde Risse am Weiterwachsen zu./hindern, voll ausgenutzt werden kann. Der Wirkungsgrad· dieser Methoden zur Verbesserung des Rißauffangvermögens kann nicht als zufriedenstellend angesehen werden, und es werden widersprüchliche •Ergebnisse erzielt.

Diese Erfindung hat zum Ziel die oben genannten Mangel

der Ni-Stähle zu beseitigen. Die Aufgabe der Erfindung ist die Schaffung eines Verfahrens, _nach dem Ni-Stähle mit hoher Festigkeit und Zähigkeit hergestellt werden können, bei denen auch ein hohes Rxßauffangvermogen gesichert ist. Die Lösung dieser Aufgabe beruht auf dem Befund, daß die Bruchzähigkeitszahl (Kca), die ein Maß für das Rxßauffangvermogen ist, von einer wirksamen Korngröße (i/|rdx 100) abhängt. Dies wird in Fig. 1 gezeigt.

Der hier verwendete Begriff der "wirksamen Korngröße" wird für ein scheinbares Korn verwendet, wie man es, begrenzt durch seine Bruchflächen, bei Bruchbeobachtungen zu sehen bekommt. Die wirksame Korngröße wird als der Bereich definiert, durch den die Spaltbrüche in nahezu gerader Linie hindurchgehen. Genaueres über den Begriff der wirksamen Korngröße findet man bei Matsuda et al.: "Toughness and Effective Grain Size in Heat Treated Low-Alloy High Strenghth Steels" in" To -ward Improved Ductility and Toughness¹; Climax Molybdenum Development Company (Japan) Ltd (1971)·

Wie nach dem Vorhergehenden zu erwarten ist, kann man das Rißauffangvermögen durch eine Verfeinerung der v/irksamen Korngröße verbessern.

Es konnte gezeigt werden, daß die

wirksame Korngröße von a) der Erwärmungstemperatur der

Bramme, b) der Austenit-Korngröße abhängt.

Gegenstand der Erfindung ist somit ein Verfahren zur Herstellung von Ni-Stahl mit hohem Rißauffangvermögen, das dadurch gekennzeichnet ist, daß man einen Stahl

aus 2,0 - 10,0 % Ni; 0,01 - 0,20 % C; höchstens 0,5 % Si; 0,1 - 2,0 % Mn; 0,005 - 0,1 % gelöstem Al; Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen auf 900 - 1000⁰C erhitzt, den Stahl bei einer Temperatur von höchstens 850⁰C mit einer gesamten Abnahme von 40 - 70 % warmwalzt und das Walzen bei einer Temperatur von 700 - 800⁰C beendet, den Stahl sofort nach Beendigung des Walzens auf unter 300⁰C abschreckt und den Stahl auf eine Temperatur nicht über dem des Ac^-Punkt anläßt. '

™" K^J "™™ #r WV''

Der Stahl in den vorhergenannten Schritten kann ein Gußprodukt sein ebenso wie eine Bramme, ein Block, ein Knüppel, ein Walzblock, ein Stahlblech oder ein Stahlstab,

Vorzugsweise enthält der Stahl zusätzlich eines oder mehrere der folgenden Elemente:

0,05 -1,0 % Mo; 0,1 - 1,5 % Cr; 0,1 - 2,0 Jo Cu; bis zu 1 % von Nb, V oder Ti.

Vorzugsweise liegt der Ni-Gehalt des Stahles zwischen 4,0 und 10 %.

Bevorzugt ist ferner auch ein Ni-Gehalt des Stahles zwischen 2,0 und weniger als 8,0 %.

Vorzugsweise wird schließlich.der Stahl mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10°C/sec. abgeschreckt.

Fig. 1 zeigt den Zusammenhang zwischen der wirksamen Korngröße (1/vcLxiOO) und dem Bruchzähigkeitskennwert Kca, wie man ihn durch einen Bruchversuch (z.B. Robertson-Versuch) an 9 % - M- Stahlplatten mit 32 mm Dicke unter verschiedenen Bedingungen erhält.

Fig. 2 zeigt den Zusammenhang zwischen Si-Gehalt und Anlaßtemperatur für 9 % Ni-Stahlproben, die bei 800⁰C 1 Stunde luftgekühlt wurden, angelassen und in V/asser abgeschreckt. Kurvenparameter ist die Energie in

10 ITm / em² bei - 196°C. .

Die Fig. 3-5 zeigen drei charakteristische Eigenschaften eines 9 % Ni-Stahles, jeweils mit der gleichen Zusammensetzung·

Fig.. 3 illustriert die Abhängigkeit der wirksamen Korngröße von der Erwärmungstemperatur der Bramme.

Fig. 4 zeigt den Einfluß der Erwärmungstemperatur der Bramme auf das Verhältnis Austenitkorngröße Cd**.) zur wirksamen Korngröße (d -«).

zwischen Fig. 5 zeigt den Zusammenhang/wirksamer Korngröße und

Austenitkorngröße.

Als Ausgangsmaterial für das Herstellverfahren gemäß dieser Erfindung wird ein Stahl verwendet, der in einem Elektroofen, Converter oder ähnlichem erschmolzen wurde und dann in Strangguß oder zu Brammen oder Blöcken abgegossen wurde. Dieser Stahl enthält 2,0 - 10,0 % Ni; 0,01 - 0,20 % C; höchstens 0,5 % Si; 0,1 - 2,0 '% Mn; 0,005 - 0,1 % lösliches Al; Rest Eisen und zufällige Verunreinigungen.

Ni ist in der 3ramme enthalten, um dem Stahl die Tieftemperaturzähigkeit zu verleihen. Wenn der Ni^Gehalt unter 2,0 # liegt, wird die erwünschte Tieftemperaturzähigkeit nicht erreicht. Da diese Eigenschaft bei einem Ni-Gehalt

von 10 % in eine Sättigung geht, ist ein Ni-überschuß darüber hinaus unwirksam. Wenn der Ni-Gehalt ζ v/i sehen 2,0 und 4,0 70 liegt, erhält man einen Stahl mit geringer

und hoher Zähigkeit

Zugfestigkeit (<55O MPa)/ Liegt der Ni-Gehalt zwischen 4,0 und 10 #, so erhält man einen Stahl mit hoher Zugfestigkeit (;>55O MPa) und hoher Zähigkeit.

C wird zulegiert, um die hohe Festigkeit und Härtbarkeit zu sichern. Wenn der C-Gehalt unter 0,01 % liegt, ist die Härtbarkeit zu gering, um die gewünschte Härte zu garantieren. Mit mehr als 0,20 % C erhält man die gewünschte Tieftemperaturzähigkeit nicht.

Si wird üblicherweise zum Stahl als Desoxidationsmittel und zur Steigerung der Festigkeit hinzulegiert. Wenn der Si-Gehalt 0,5 % übersteigt, macht sich eine Verschlechterung der Tieftemperaturzähigkeit bemerkbar. Ein Si-Gehalt von unter 0,04 % wird insbesondere bevorzugt eingestellt, weil dadurch die Anlaßsprödigkeit bei Temperaturen unterhalb 500⁰C deutlich verbessert wird. Das zeigt Fig. 2.

Mn kann zur Verbesserung der Härtbarkeit und der Tieftemperaturzähigkeit das Ni teilweise ersetzen. Überschuß an Mn kann aber die Anlaßsprödigkeit hervorrufen, so daß der günstigste Gehalt von Mn zwischen 0,1 und 2,0 % liegt.

Al wird als Desoxidationsmittel und zur Kornfeinung des Stahles zulegiert. Eine andere wichtige Aufgabe des Al ist das Fixieren des N, und zu diesem Zv/eck muß Al wenigstens mit 0,005 % vorhanden sein. Wenn es jedoch im Überschuß

* ΓΙ · · ** • y fr** *

4 * Λ *

zulegiert wird, kann es Einschlüsse bilden, die der TiefteniperaturZähigkeit abträglich sind. Daher darf der Al-Gehalt

höchstens 0,1 % betragen.

Um weitere Verbesserungen der Festigkeit und Tieftemperaturzähigkeit zu erzielen, kann der Ni-Stahl ferner enthalten: eines oder mehrere der Elemente O₁O^ - 1,0 % Mo; OJl - 1,5 % Cr; 0,1 - 2,0 % Cu; bis zu 1,0 j6 Nb, V oder Ti. Mo ist besonders geeignet, um den Temperaturbereich zu erweitern, in dem das Anlassen vorzunehmen ist. Cr wirkt auch in dieser Richtung, es verleiht dem Stahl überdies auch Festigkeit. Cu verbessert die Korrosionsfestigkeit und die Zähigkeit. Nb und V erhöhen die Festigkeit und verfeinern die Struktur der Matrix. Auch Ti trägt zur Kornfeinung bei.

Der Ni-Stahl mit der eben beschriebenen Zusammensetzung wird entweder in Strangguß oder in Brammen- oder Blockguß hergestellt. Gleich danach, während der Stahl noch warm oder auch schon abgekühlt ist, wird er auf eine Temperatur zwischen 900 und 1000⁰C erwärmt. Er wird dann warmgewalzt und zwar so, daß eine gesamte Abnahme von 40 - 70 i> bei 85O⁰C oder tiefer erfolgt und der letzte Stich bei 700 - 800⁰C erfolgt. Die Erwärmung vor dem Warmwalzen muß auf 900 - 1000⁰C erfolgen; diese Bedingung hängt mit dem folgenden Umformvorgang zusammen und ist wichtig für die Herstellung eines feinen wirksamen Korns.

-:- "-^3541620 Als Ergebnis ausführlicher Untersuchungen von Kornfeinungsmethoden wurde gefunden, daß die v/irksame

Korngröße sinkt, wenn die Vorwärmtemperatur der Bramme sinkt; das zeigt Fig. 3· Wie Fig. 4- zeigt, steigt dagegen mit sinkender Brammenvorwärmtemperatur das Verhältnis von Austenitkorngröße (d^,) zu wirksamer Korngröße (d_ej>j>).

Diese Ergebnisse zeigen, daß durch saubere Regelung der Brammenvorwärmtemperatur die wirksame Korngröße feiner als mit herkömmlichen Techniken eingestellt werden kann. Es wird auf Grund dieser Ergebnisse erwartet, daß die wirksame Korngröße feiner werden kann, wenn man die Brammenauf
vorwärmtemperatur /höchstens 1000⁰C hält. Geht diese jedoch unter 900⁰C, so kann man die später erläuterten Bedingungen, die an die Endwalζtemperatur zu stellen sind, nicht einhalten, was für die hohe Tieftemperaturzähigkeit schädlich ist.

Der Brammenvorwärmung folgt die Warmwalζung, in der die beim Vorwärmen gebildeten Austenitkörner verkleinert werden sollen. Nach einer anderen Untersuchung zur Kornfeinung besteht eine wohldefinierte Beziehung zwischen der Austenitkorngröße und der wirksamen Korngröße. Das zeigt Fig. 5, und es folgt daraus, daß durch die gezielte V/armwalztechnik nicht nur das Austenitkorn, sondern auch das wirksame Korn verfeinert werden kann. Wenn die Bramme bei Temperaturen über 85O⁰C gewalzt wird, findet

Austenitgleichzeitig/Rekristallisation statt. Zur Erzielung eines

bei

feinen wirksamen Kornes muß daher das Warmwalζen/höchstens

η *

850 G stattfinden. Selbst dann aber erhält man eine Kornfeinung nur, wenn der Gesamtumformgrad über 4-0 % liegt. Eine Gesamtumformung über 70 % würde zwar das Korn weiter verfeinern, man erhält dann aber eine Walztextur, die eine ungleichmäßige Tieftemperaturzahigkeit verursacht.

Die Begrenzung der Endwalztemperatur muß die erwünschte Feinkornstruktur weiter absichern. Wenn diese Temperatur über 800 C liegt, kann die gerade feinkörnig gewalzte Austenitstruktur wieder rekristallisieren, was gerade nicht beabsichtigt ist. Unterhalb von 700⁰C wird die Texturbildung sehr stark; außerdem kristallisiert der Austenit in Ferrit um. Dieses aber verhindert, daß beim nachfolgenden Abschrekken die erwünschte verfestigte Struktur entsteht, und die beabsichtigte Tief temperaturzahigkeit stellt sich nicht ein.

Nach Abschluß der kontrollierten Vorwärm- und Walzprozesse wird der Stahl auf eine Temperatur unterhalb 300⁰C abgeschreckt und dann nicht über Ac^ angelassen. Das Abschrecken soll aus dem beim 'Warmwalzen gebildeten Austenit eine feinkörnige Struktur aus Martensit und Ferrit / Bainit machen. Wenn der Abschreckvorgang oberhalb von 300⁰C endet, erfolgt eine Tieftemperaturumwandlung, die die Tieftemperaturzahigkeit des Stahles wesentlich verschlechtert. Darüber hinaus muß gemäß dieser Erfindung das Abschrecken mit einer Abkühlrate von mehr als 10°C/sec. erfolgen, und je schneller sie einsetzt, umso besser.

Erfindungsgemäii muß die Abschreckung sofort erfolgen, um die MikroStruktur aus Martensit und Ferrit / Bainit zu bilden, damit die Rekristallisationseffekte vernachlässigbar sind. Ferner garantiert ein genauer Aufheiz- und Stichplan eine bemerkenswert feinkörnige Austenitstruktur. So wird die sich daraus beim Abschrecken ergebende Martensit- und Ferrit / Bainit- Struktur ebenfalls sehr fein.

Die Martensit / Ferrit / Bainit-Struktur wird dann nicht über dem Ac,,-Punktes angelassen; die dann erhaltene Feinheit des wirksamen Kornes ist besser, als sie bisher durch die klassischen Methoden mit Erwärmungs-Abschreck- und Anlaßvorgängen erhältlich war. Diese Erfindung ermöglicht also die Herstellung von Stahlblech, Rohren und Knüppeln mit bisher nicht erhältlichem Rißauffangvermogen.

Um die Überlegenheit des erfindungsgemäßen Verfahrens zu demonstrieren, wurden Stahlbleche mit Zusammensetzungen nach Tab. I unter den in Tab. ii gezeigten Bedingungen hergestellt. Die Eigenschaften dieser Bleche werden ebenfalls in Tab. II gezeigt. Bei den Proben Nr. 1 - 4-, 6, 8-20, 22 - 27 liegt die Abschreckrate nach dem Walzen zwischen 13 und 3O°C/sec. Die Proben 5j 7 und 21 wurden nach dem Walzen luftgekühlt mit 0,3 bis 0,6°C/sec.

Wie aus Tab.II hervorgeht, haben die erfindungsgemäß hergestellten Stähle ein kleineres wirksames Korn und zeigen ein besseres Rißauffangvermogen als die Vergleichsstähle.

Tabelle ι

Massengehalte in %

\ Leg. Stahl\	C	Si	Mn	P	S	Ni	Mo	Nb	Al	Cr	V
Al	0.05	0.25	0.57	0.006	0.001	9.18	-	-	0.040	-	-
A2	0.05	0.23	0.54	0.005	0.001	9.10	-	0.10	0.035
Bl	0.10	0.25	1.08	0.004	0.002	5.65	0.21	-	0.038	-
Cl	0.05	0.28	0.56	0.006	0.004	4.21	-	-	0.041	-	-
D	0.11	0.26	0.61	0.008	0.001	2.JH	-	-	0.036	-	-
E	0.10	0.23	0.55	0.006	0.002	3.54	-	-	0.038	-	-
F	0.09	0.28	0.62	0.005	0.001	5.14	0.51	-	0.026	0.52	0.06

Tabelle

Bleohdicke in me |

£
I
U
cc
1
t
£
r
I

Stähle j

I

Brammen
behandlung

nega
tiv

Warmwalzbedingungen

ίο
r.
at
> -P

φ
I

40

Walsend-
tenp. in ⁰C

Abkühlung
nach dem
Walzen

Wärmebehandlung

fo
3 -*

Zugversuch

TS
in
OMPa

%' Dehnung

Keritschlag-
versuch-

VE
in
10 Nm

Test des BiB-
auffangverm.

Eca
in
10»
in /2

Wirk- .
same
Korn
größe
in ASTM

32

r*
S
■1
I

AJ

1

Lösungs-
gliihung-

Vorwärm-
temp. in ⁰C

780

44

738

Wasser

I
η ο
to ο

575

ΪΡ
in
10MPa

75.0

30

Temp.
in .
⁰C

25.8

Temp,
in
⁰C

1426

JJ.4

3

I
I

A2

2

posi
tiv

χ

920

BOO

44

743

M

-

575

69.8

74.8

30

-J 96

25.6

-J 96

1470

JJ.3

I

3

960

800

60

741

If

800

68.7

74.5

30

-J 96

24.9

-J 96

1411

J J. 3

4

χ

960

820

50

751

It

68.2

73.7

29

23.8

1360

JO.8

5

χ

1000

820

42

• 756

luft

67.9

74.2

29

17.6

862

8.6

6

χ

1030

8<Η)

42

792

Wasser

67.5

76.1

30

7.9

582

7.2

7

χ

1200

840

52

792

luft

66.3

73.3

30

21.4

676

. 8.0

S

χ

1200

BOO

-

760

Wasser

69.J

74.6

30

22.8

J368

10.8

9

χ

1000

-

882

If

72.5

74.8

29

18.6

826

9.1

1000

7J.J

CD ro CD

Tabelle II,Fortsetzung

I Blechdicke in mm |

Erfindung

ί
>
■I
H

nega
tiv

Warmwalzbedingungen

Vorwärm-
temp. in C

S o°
Se
f.
U O

Dickenab
nahme in $

Walzend-
temp, in C

Abkühlung
nach dem
Walzen

Wärmebehandlung

•
Φ O
s°

Zugversuch

TS
in
1OHPa

% Dehnung

Kerbschlag
versuch

VE
in
.10Nm

'est des Riß-
uffangverra.

Kca
in
10 N

irk-
arae
[orn-
größe
η ASIH

30

Vergleichest

O

X

960

780

50

730

Wasser

§·
Φ
■Ρ
4a fj

600

YP
in
O HPa

77.3

29

Temp.
in
⁰C

20.6

emp.
in
⁰C

mm ³/2

10.0

2

Erfindung

J

X

1000

780

SO

74i

H ·

-

600

73.6

77.4

29

-J 96

21.8

-170

1026

10.1

Vergleichsstahl

2

1050

800

SO

756

M

-

73.J

77.5

28

-iOO

11.6

-60

1105

8.8

Stähle I

13

X

1200

800

SO

760

M

72.8

76.6

28

5.6

796

8.2

1

14

X

920

790

40

746

H

71.6

56.8

32

23.4

668

10.8

:

15

X

1000

800

50

741

H

48.2

56.7

32

20.6

i29fl

10.5

16

X

1000

720

70

640

»

46.4

59.6

30

8.1

J256

8.2

17

X

1100

800

50

751

45.1

56.4

30

13.1

982

8.1

IB

X

1200

800

50

743

"

47.6

58.2

30

7.5

806

7.6

Brammen
behandlung

48.1

703

Lösungs-
glühung

posi
tiv

X

Tabelle n, Portsetzung

UJ

positiv

19

'S

•Η H

•ri Φ

f4

21

22

23

24

25

ff

26

Brammen-, behandlung

I/öflungsglühung

negativ'

Warmwal^bedingungen

o°

900

XOOO

1000

XlSO

1000

1200

950

α ο

Ii

770

BOO

800

BOO

820

720

BOO

800

87ß

40

SO

40

SO

80

44

SO

55

Hasser

Luft

Wasser

Wärmebehandlvuig

860

3 "

600

630

575

Zugversuch

in 1OHFa

TS in

52.3

51.9

Sl.9

50.1

S3.2

53.7

54.4

107.2

107.

35

36

34

30

33

22

Kerbschlagversuch

lemp.

in o,.

2i.3

20.6

-iOO

-JOO

-60

VE

in

10Nm

19.8

16.2

25.1

13.6

22.5

18.6

10.2

Test des Hißauf fan gverm .

Temp.

in

-SO

-so

-80

Kca

in 10 H

886

356

342

1016

981

750

1035

826

Wirksame

Koragröße

in ASRH

11.2

10.9

8.2

7.8

10.3

Ϊ0.1

9.2

11.2

10.3

Wenn auch nur ein Teilaspekt beim Warmwalzen (d.h. Vorwärmtemperatur, Dickenabnahme, Einspannoder Schlußwalztenperatur) oder beim folgenden Wärmebehandeln (d.h. die Abschrecktemperatur) nicht der Lehre

dieser Erfindung entspricht, dann zeigen die erzeugten Stähle entweder ein sehr schlechtes Rißauffangvermögen, oder sie haben zwar ein erfindungsgemäß gutes Rißauffangvermögen, aber eine schlechte Schlagfestigkeit. Man sieht deutlich_r daß Stahlbleche mit guten Eigenschaften, sowohl bezüglich des Rißauffangvermögens als auch der Tieftemperatur Zähigkeit nur erhalten werden können, wenn das erfindungsgemäße Herstellverfahren angewandt wird. . '"

/a

- Leerseite -

Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung von Ni-Stahl mit hohem Rißauffangvermögen, dadurch gekennzeichnet, daß man einen Stahl aus 2,0 - 10,0 % Ni; 0,01 - 0,20 % C; höchstens 0,5 % Si; 0,1 - 2,0 % Mn; 0,005 - 0,1 % gelöstem Al; Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen auf 900 - 1000⁰C erhitzt, den Stahl bei einer Temperatur von höchstens 850⁰C mit einer gesamten Abnahme von 40 - 70 % warmwalzt und das Walzen bei einer Temperatur von 700 - 800⁰C beendet, den Stahl sofort nach Beendigung des Walzens auf unter 300°C abschreckt und den Stahl auf eine Temperatur nicht über dem des Ac₁-Punkt anläßt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl zusätzlich eines oder mehrere der Elemente 0,05 - 1,0 % Mo; 0 ,1 - 1,5 % Cr, 0,1 - 2,0 % Cu, höchstens 1,0% Nb, V oder Ti enthält.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 4,0 bis 10 % Ni enthält.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl 2,0 bis weniger als 8 % Ni enthält.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10"C/sec. abgekühlt wird.