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Ein gesteuertes Walzverfahren wurde bereits in weitem Umfang
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bei der Herstellung von Stahlrohren für Rohrleitungen angewendet,
die niedrigen oder extrem niedrigen Betriebstemperaturen ausgesetzt sind. In den
letzten Jahren gewann ein neues kontrolliertes Walzverfahren gesteigerte Aufmerksamkeit,
das als wkontrolliertes Walzverfahren mit Niedertemperatur-Erhitzung" bezeichnet
werden kann. In diesem Verfahren wird die Temperatur des Erhitzens auf einen Bereich
abgesenkt, der von gerade über dem Ac3-Punkt bis 1000 OC reicht. Beachtung findet
ferner ein weiteres neues Walzverfahren, bei dem das sogenannte Zweiphasen-(y-a)
Bereichswalzen im Temperaturbereich vom Ar3-Punkt bis zum Ar1-Punkt durchgeführt
wird; vgl.
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US-PSen 4 105 474 und 4 138 278, JP-ASen 7 291/74 und 7 292/74, sowie
JP-OS 61 423/76.
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Vorteile dieser bekannten Verfahren bestehen in der merklichen Verbesserung
der Bruch-Übergangstemperatur in der DWTT- oder Charpy-Prüfung (Maß für die Fähigkeit,einen
Sprödbruch zu verhindern) in Verbindung mit der merklichen Xornverfeinerung (einschließlich
der Subkdrner) und der erhöhten Ausscheidungsdichte sowie ferner in der Tatsache,
daß sogar dann ein günstiger Kompromiß zwischen Festigkeit und Zähigkeit (Bruch-übergangstemperatur)
erhalten werden kann, wenn das Walzen im Zweiphasengebiet zum-Zweck der Verbesserung
der Festigkeit der Stähle durchgeführt wird.
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Die Walzprodukte dieser bekannten Verfahren sind deshalb in ihrem
"walzhartem Zustand" mannigfach verwendbar, nicht nur als Rohrleitungsmaterial,
sondern auch beispiolswese für Druckgefäße.
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Nachteile der bekannten Verfahren bestehen jedoch darin, daß (1) die
Anisotropie der Stähle beim Walzen nach dem bekannten Verfahren vergrößert wird,
wobei sich die Eigenschaf-
ten in Normalenrichtung des Bleches verschlechtern,
und eine geringere Energieabsorption (Brucharbeit) in der Charpy-, DWTT- und anderen
ähnlichen Prüfungen verursacht wird (Verschlechterung der Sprödbruch-Verhinderung),
was auf die erhöhte Ausscheidungsdichte zurückzuführen ist, und (2) bei sehr guter
Tieftemperatur-Zähigkeit (Sprödbruch-Verhinderung) des Grundmetalls (nachstehend
als "Grundmetall-Zähigkeit" bezeichnet) die Zähigkeit im Bereich der durch Schweißen
verursachten Hitzeeinwirkung (nachstehend als "HAZ-Zähigkeit" bezeichnet) der Grundmetall-Zähigkeit
nicht ebenbürtig ist.
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Infolge dieser Nachteile sind die Anwendungsmöglichkeiten der Walzprodukte
der bekannten Verfahren begrenzt und eine breite Verwendung hat bisher nicht stattgefunden.
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Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung
eines im Walzzustand hochfesten und hochzähen Stahles zu s-haffen, das die vorstehend
genannten Nachteile nicht aufweist. Die erhaltenen Stahlprodukte sollen geringere
Anisotropie, hohe Brucharbeit in der Charpy-, DWTT- und ähnlichen Prüfungen, hervorragende
Zähigkeit in den Schweißbereichen und einen guten Kompromiß zwischen Zähigkeit und
Festigkeit aufweisen. Diese Aufgabe wird durch die Erfindung gelöst.
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Die Erfindung betrifft den in den Patentansprüchen gekannzeichneten
Gegenstand.
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Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene im Walzzustand
hochfeste und hochzähe (walzharte) Stahl besitzt hervorragende Zähigkeit in den
nicht geschweißten (Grundmetall) und den geschweißten Bereichen. Er eignet sich
deshalb für Verwendungen, bei denen ein Schweißen erforderlich ist.
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Eines der Merkmale der vorliegenden Erfindung besteht darin, daß ein
Stahl mit einem extrem vermindertem Siliciumgehalt und mit einem Zusatz von sehr
kleinen Mengen Ca und Ti nach dem Stranggießverfahren zu einer Bramme mit einer
Dicke von höchstens 300 mm gegossen und daß dieBramme auf eine verhältnismäßig niedrige
Temperatur im Bereich von 900 bis 10000C erhitzt und einem kontrollierten Walzen
unterzogen wird.
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Infolge dieser erfindungsgemäßen Verfahrensweise wird die Anisotropie
der erhaltenen Stahlprodukte deutlich vermindert, die Brucharbeit in der Charpy-
und ähnlichen Prüfungen zeigt deutliche Verbesserungen und die HAZ-Zähigkeit ist
ebenfalls merklich verbessert.
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Die Verminderung der Brucharbeit wird durch das Auftreten einer Ausscheidung
im Stoßbruch verursacht und hauptsächlich durch die Entwicklung von nicht-rekristallisierten
Kornzonen von ausgedehnten MnS- und Austenit-Körnern oder durch die Entwicklung
einer (100)-Textur parallel zur Blechebene infolge des Wikxns im y-X- Zweiphaseegebiet
verstärkt.
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Als Mittel zur Verbesserung der Brucharbeit wurden Versuche durchgeführt,
bei denen der Siliciumgehalt besonders stark vermindert und die Gestalt und Form
der Sulfide durch Zusatz von Ca gesteuert wurde, um die Aüsscheidung infolge der
Anwesenheit von MnS zu vermindern. Dabei wurde erstmals festgestellt, daß der Zusatz
von Ca eine bemerkenswerte Wirksamkeit bei der Verhinderung der Ausscheidung zeigt.
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Die erstrebte Verbesserung der Zähigkeit in den geschweißten Bereichen
wurde dadurch erreicht, daß ein Stahl mit geringen Mengen an Ti und N mit einer
hohen Kühlgeschwindigkeit stranggegossen wird und die erhaltene Bramme auf einen
verhältnismäßig niedrigen Temperaturbereich von 900 bis 10000C, vorzugsweise von
950 bis 1000°C,erhitzt wird. Der Grund dafür, daß der Stahl durch Stranggießen zu
Brammen gegossen wird, liegt
darin, daß die beim Stranggießen erreichbare
Kühlgeschwindigkeit größer ist als die bei der Herstellung von Blöcken. Dadurch
kann eine größere Menge an feinteiligem TiN (nicht größer als O,5 m) in der entstandenen
Bramme erhalten werden. Der Grund für die Beschränkung der Brammenstärke auf höchstens
300 mm liegt darin, daß bei einer Dicke über 300 mm die Kühlgeschwindigkeit zu klein
wird, so daß die gewünschte Menge an feinem TiN nicht erhalten werden kann. In bezug
auf die Kühlgeschwindigkeit ist es besonders erwünscht, daß die durchschnittliche
Kühlgeschwindigkeit von gerade unterhalb des Liquidus des geschmolzenen Stahl bis
1100°C im inneren Bereich der Bramme bei 600C/Minute oder schneller gehalten wird.
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Es muß jedoch bemerkt werden, daß auch bei einer großen Menge an feinem
TiN in der Bramme keine befriedigend große Menge an feinem TiN in dem gewalzten
Produkt erhalten werden kann, wenn das TiN in den folgenden Heiz- und Walzstufen
eine gröbere Teilchengröße annimmt. Es ist dann unmöglich, eine gefeinte HAZ-Struktur
aufrechtzuerhalten.
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Infolgedessen ist die Heiztemperatur der Bramme erfindungsgemäß auf
den Bereich von 900 bis 1000C begrenzt. Mit diesem begrenzten Temperaturbereich
für das Erhitzen kann die HAZ-Zähigkeit im Vergleich mit der bei üblichem Erhitzen
auf hohe Temperaturen erhaltenen merklich verbessert werden. Die Obergrenze des
Temperaturbereichs für das Erhitzen bildet im erfindungsgemäßen Verfahren einen
wesentlichen Gesichtspunkt bei der Vermeidung der Vergröberung des feinen . TiN.
Die Untergrenze von 9000C wurde aus dem Grund festgelegt, damit die austenitische
Bramme ausreichende:Lds1*chkeit besitzen soll.
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Bei einer Heiztemperatur von mindestens 9000C, vorzugsweise mindestens
9500C, kann infolge des Zusatzes von Ca und des extrem niedrigen S-Gehaltes eine
befriedigende innere Struktur erhalten werden. Das feine TiN, das während des
Erhitzens
nicht grobkörniger wird, trägt zur Verbesserung der Zähigkeit des Grundmetalls bei,
da es die Austenitkörner während des Erhitzens und ferner die rekristallisierten
Körner während des Walzens feint.
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In bezug auf die Walzstufe des erfindungsgemäßen Verfahrens ist ein
kontrolliertes Walzen für den Erhalt der gewünschten Festigkeit und Zähigkeit von
wesentlicher Bedeutung. Die Walzbedingungen sind derart, daß die Dickenverminderung
bei Temperaturen von höchstens 8500C mindestens 60 % betragen und die Fertigwalztemperatur
(SchluBtemperatur) im Bereich von 650 bis 7500C liegen soll. Bei diesen Walzbedingungen
werden Festigkeit und Zähigkeit beträchtlich verbessert.
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Nachstehend werden die Gründe für die Begrenzungen der Walzbedingungen
im erfindungsgemäßen Verfahren erläutert.
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Wenn die bei Temperaturen von höchstens 8500C durchgeführte Dickenverminderüng
mindestens 60 % beträgt, ist die resultierende Korngröße bemerkenswert klein, so
daß Festigkeit und Zähigkeit beträchtlich verbessert werden. Dagegen ist es bei
einer Dickenverminderung. von weniger als 60 % nicht möglich, ein hohes Maß an Festigkeit
und hervorragende Zähigkeit zu erhalten.
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Andererseits kann das erhaltene gewalzte Produkt auch dann keine hervorragende
Festigkeit und Zähigkeit zeigen, wenn zwar die bei einer Temperatur von höchstens
8500C durchgefürte Dickenverminderung mindestens 60 % beträgt,die Fertigwalztemperatur
aber höher als 7500C ist. Dadurch, daß die Fertigwalztemperatur bei höchstens 7500C
gehalten wird, wird die Kornverfeinerung gefördert, wodurch sowohl Festigkeit und
Zähigkeit verbessert werden, oder zumindest die Festigkeit ohne Verschlechterung
der Zähigkeit verbessert wird.
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Wenn ein Stahl mit der erfindungsgemäß festgelegten Zusammensetzung
unter den vorstehend erläuterten Walzbedingungen gewalzt wird, kann eine befriedigende
Tieftemperaturzähigkeit auch dann erhalten werden, wenn eine beträchtliche Dickenverminderung
in der Ferrit-Austenit-Zone oder in der Ferrit-Zone durchgeführt wird. Ein derartiges
Walzen bewirkt eine Verbesserung der Festigkeit. Wenn dagegen die Fertigwalztemperatur
unter 650°C liegt, wird die Kaltverfestigung so merklich, daß die Zähigkeit verschlechtert
wird. Im erfindungsgemäßen Verfahren ist die Fertigwalztemperatur deshalb im Bereich
von 650 bis 750 OC festgelegt.
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In b-ezug auf die Kühlung nach dem Walzen bestehen keine besonderen
Beschränkungen. Bevorzugt ist jedoch eine Kühlgeschwindigkeit im Bereich von 0,2
bis 100C/Sekunde. In einer anderen Ausführungsform kann der Stahl nach dem Walzen
auch auf eine Temperatur erhitzt werden, die nicht höher ist als der Ac1-Umwandlungspunkt.
Dies erfolgt erfindungsgemäß beispielsweise zum Zweck der Entfernung von Wasserstoff.
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Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene Stahl besitzt besonders
hervorragende Eigenschaften sowohl als Grundmetall als auch als geschweißtes Metall.
Er besitzt ferner die besonderen Eigenschaften von normal geglühten oder vergüteten
Stählen und eignet sich deshalb für einen sehr breiten Anwendungsbereich, beispielsweise
zu Rohrleitungen für saure Gase, Rohrleitungen in extrem kalten Gegenden, Druckgefäßen,
Meeresbauten und für den Schiffsbau.
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Nachstehend wird die Zusammensetzung des Stahls im erfindungsgemäßen
Verfahren erläutert.
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Die Grundstahllegierung enthält:
C : 0,01 - 0,15
% Si : höchstens 0,6 % Mn : 0,5 bis 2,0 % Al : 0,01 bis 0,08 % S : höchstens 0,004
% Ca : 0,0005 bis 0,005 % Ti : 0,008 bis 0,025 % N : 0,001 bis 0,007 % Rest: Eisen
und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Die Begrenzung der Zusammensetzung des Stahls hat folgende Gründe:
Die Untergrenze von 0,01 % C ist die Mindestmenge, die zur Sicherstellung der gewünschten
Festigkeit als Grundmetall und als geschweißtes Metall sowie zur Entwicklung der
vollen Wirksamkeit der carbidbildenden Elemente, wie Nb und V erforderlich ist.
Wenn der Kohlenstoffgehalt dagegen zu groß ist, dann entsteht eine große Menge grobkörniger
Bainit oder inselartiger Martensit im Grundmetall uiid in dem der Hitze ausgesetzten
Bereich (beim Schweißen; HAZ),was eine ungünstige Auswirkung auf die Zähigkeit und
eine Verminderung der Schweißbarkeit zur Folge hat. Aus diesem Grund ist die Obergrenze
des Kohlenstoffgehalts auf 0,15 % festgelegt.
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Silicium ist ein nicht erforderliches Element, das aber unvermeidlich
während der Oxidationsstufe in den Stahl gelangt.
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Es ist aus Gründen der Schweißbarkeit und der HAZ-Zähigkeit nicht
erwünscht. Die Obergrenze des Siliciumgehalts ist deshalb auf 0,6 % festgelegt.
Die Desoxidierung des Stahls kann auch mit Al allein durchgeführt werden und der
Siliciumgehalt wird vorzugsweise auf höchstens 0,2 % gehalten.
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Mangan ist ein wichtiges Element, da es den Umwandlungspunkt erniedrigt,
die günstigen Wirkungen des kontrollierten Walzens auf den Stahl erhöht und gleichzeitig
Festigkeit und Zähigkeit
verbessert. Bei Mangangehalten unter 0,5
% zeigt der erhaltene Stahl eine Verschlechterung von Festigkeit und Zähigkeit.
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Die Untergrenze des Mangangehalts ist erfindungsgemäß deshalb auf
0,5 9 festgelegt. Andererseits erhöht sich bei zu hohem Mangangehalt die Härtbarkeit,und
es entsteht eine große Menge grobkörniger Bainit und inselartiger Martensit, wodurch
die Zähigkeit des Grundmetalls und die HAZ-Zähigkeit vermindert wird. Aus diesem
Grund ist die Obergrenze des Mangangehalts auf 2,0 % festgelegt.
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Aluminium gelangt unvermeidlich in einen beruhigten Stahl, da es erfindungsgemäß
für die Desoxidierung erforderlich ist.
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Weniger als 0,01 % Aluminium ist nicht ausreichend für eine befriedigende
Desoxidierung und verursacht eine Verschlechterung der Zähigkeit des Grundmetalls.
Die Untergrenze des Aluminiumgehalts ist deshalb auf 0,01 % festgelegt.
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Andererseits werden bei einem Aluminiumgehalt über 0,08 % die Reinheit
des Stahls und die HAZ-Zähigkeit vermindert. Die Obergrenze des Aluminiumgehalts
beträgt deshalb 0,08 %.
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Der Hauptgrund für die Begrenzung des Gehalts an Schwefel, der eine
Verunreinigung darstellt, auf höchstens 0,004 % und für den Zusatz von 0,0005 bis
0,005 % Calcium liegt in dr Verminderung der Anisotropie des Stahls als Grundmetall
und der Erhöhung der Brucharbeit. Erfindungsgemäß wird das Walzen in der Nähe oder
unterhalb des Ar3-Punktes durchgeführt, so daß die auf niedrige Temperatur erhitzten
Stähle eine größere Anisotropie aufweisen als ein gewöhnlicher kaltgewalzter Stahl
und die Charpy-Brucharbeit stark vermindert ist. Dies wird, wie vorstehend erwähnt,
durch die Entstehung von MnS im Stahl und die Entwicklung der Textur beim Walzen
verursacht.
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Der Schwefelgehalt wird wie vorstehend erläutert begrenzt, um die
absolute Menge an MnS zu vermindern. Wenn der Schwefelgehalt auf höchstens 0,004
% gehalten wird, wird eine
merkliche Verbesserung der Zähigkeit
erreicht. In diesem Fall ergibt ein geringerer Schwefelgehalt im angegebenen Bereich
eine größere Verbesserung der Zähigkeit; eine merkliche Verbesserung wird bei einem
Schwefelgehalt von höchstens 0,0015 % erreicht. Indessen ist eine vollständige Entfernung
des MnS trotz der Verminderung des Schwefelgehalts ebensowenig möglich, wie eine
Steuerung der Entwicklung der Textur.
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Ca wird dem Stahl erfindungsgemäß zur Steuerung der Form der Sulfide
sowie der Textur zugesetzt. Der Grund für die Begrenzung des Calciumgehalts auf
den Bereich von 0,0005 bis 0,005 % liegt darin, daß bei weniger als 0,0005 % Ca
keine praktische Wirkung erreicht werden kann, und daß andererseits beim Zusatz
von mehr als 0,005 % Ca große Mengen nicht-Verbindunaen aus Calcium'Sauerstoff pnd
Schwefel metallischer Einschlffssë ton und undähnliöhen Verbindungen entstehen,
wodurch nicht nur die Zähigkeit sondern auch die Reinheit des Stahls verschlechtert
werden und Schwierigkeiten in der Schweißbarkeit durch Phenol-Lichtbogenschweißen
verursacht werden.
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Wie bereits erwähnt, besteht der Hauptzweck des TiN-Zusatzes in der
Verbesserung der HAZ-Zähigkeit durch im Stahl feinverteiltes TiN. Für diesen Zweck
ist eine größtmögliche Menge an feinem in der Stahlbramme dispergiertem TiN erwünscht.
Bei zu hohen Ti- und N-Gehalten wird jedoch das TiN während des Kühlens und der
Verfestigung der Stahlschmelze sogar bei der Anwendung des Stranggießens vergröbert.
Die Obergrenzen des Ti- und N-Gehalts sind deshalb auf 0,025 % bzw. 0,007 % festgelegt.
Wenn andererseits der Ti- und N-Gehalt zu gering ist, kann keine nennenswerte Verbesserung
der HAZ-Zähigkeit erreicht werden. Die Untergrenzen des Ti-und N-Gehalts sind deshalb
auf 0,008 % bzw. 0,001 % festgelegt.
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Die erfindungsgemäß verwendete Stahllegierung kann ferner Phosphor,
gewöhnlich in einer Menge von höchstens 0,030 %,
als Verunreinigung
enthalten. Bei geringeren Phosphorgehalten kann eine stärkere Verbesserung der Zähigkeit
des Grundmetalls und der HAZ-Zähigkeit sowie der Schweißbarkeit erhalten werden.
Für die Schweißeigenschaften sind höchstens 0,015 % Phosphor erwünscht.
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Die erfindungsgemäße Stahllegierung kann auch Sauerstoff bis zu einer
Menge von 0,008 % enthalten. Geringere Sauerstoffgehalte sind jedoch für die Reinheit,
Zähigkeit und dgl.
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des erhaltenen Stahls erwünscht.
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In einer weiteren Ausführungsform der Erfindung kann die Stahllegierung
neben den vorstehend erläuterten Bestandteilen eines oder mehrere der folgenden
Elemente enthalten: Höchstens 0,08 % Nb, höchstens 0,10 % V, höchstens 2,0 % Ni,
höchstens 1,0 % Cu, höchstens 1,0 % Cr und höchstens 0,4 % Mo.
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Diese zusätzlichen Elemente werden hauptsächlich zum Zweck einer weiteren
Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit ohne Preisgabe der Eigenschaften des erfindungsgemäß
erhältlichen Stahls und Erhöhung der erfindungsgemäß erhältlichen Blechdicke zugesetzt.
Die Mengen dieser Zusätze sind aus folgenden Gründen begrenzt.
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Niob wird zur Verfeinerung der Walzstruktur und Förderung der Ausscheidungshärtung
zugesetzt. Dieses Element ist auch wichtig, da es au8ardan eine Verbesserung der
Festigkeit und Zähigkeit bewirkt. Bei einem Zusatz von Niob in einer Menge über
0,08 08 % übt es dagegen einen ungünstigen Einfluß auf die Schweißbarkeit und die
HAZ-Zähigkeit aus. Die Obergrenze für den Niobgehalt beträgt deshalb 0,08 %.
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Vanadium hat ähnliche Wirkungen wie Niob und kann in einer Menge bis
0,10 % enthalten sein.
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Nickel bewirkt eine Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit des
Grundmetalls ohne einen ungünstigen Einfluß auf die HAZ-Härtbarkeit und Zähigkeit
auszuüben. Die Obergrenze für den Nickelgehalt ist auf 2,0 8 festgelegt, weil es
in größerer Menge unerwünscht für die HAZ-Hrtbarkeit und Zähigkeit ist.
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Kupfer besitzt ähnliche Wirkungen wie Nickel und verleiht dem erhaltenen
Stahl ferner Korrosionsbeständigkeit. Wenn der Kupfergehalt jedoch über 1,0 % liegt,
entstehen Kupferrisse während des Niedertemperatur-Heißwalzens nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren. Die Obergrenze des Kupfergehalts beträgt deshalb 1,0 %.
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Chrom bewirkt eine Erhöhung der Festigkeit des Grundmetalls sowie
der HAZ-Festigkeit und ist außerdem wirksam bei der Verhinderung von Wasserstoff-Rißbildung.
Andererseits vergrößert sich bei zu hohem Chromgehalt die HAZ-Härtbarkeit, und die
Zähigkeit und Schweißbarkeit werden verschlechtert.
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Die Obergrenze des Chromgehalts ist deshalb auf 1,0 | festgesetzt.
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Molybdän verbessert die Festigkeit und Zähigkeit des Grundmetalls.
Ebenso wie Chrom,erhöht jedoch auch zu viel Molybdän die Härtbarkeit und vermindert
die HAZ-Zähigkeit und die Schweißbarkeit. Die Obergrenze des Molybdängehalts beträgt
deshalb 0,4 % In bezug auf die Untergrenzen der vorstehend genannten zusätzlichen
Elemente ist festzustellen, daß sie vorzugsweise in den für die Erzielung merklicher
Wirkungen auf die Stahleigenschaften erforderlichen Mindestmengen zugesetzt werden.
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Dabei werden Niob und Vanadium in Mengen von mindestens 0,01 %, Nickel,
Kupfer und Chrom in Mengen von mindestens 0,1 % und Molybdän in einer Menge von
mindestens 0,05 % zugesetzt.
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Das Ausführungsbeispiel erläutert die Erfindung.
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Beispiel Brammen mit unterschiedlicher Stahizusammensetzung werden
nach dem Converter-Stranggieß-Verfahren hergestellt und unter verschiedenen Walzbedingungen
zu Stahlblechen mit einer Dicke im Bereich von 18 bis 35 mm warmgewalzt. Die mechanischen
Eigenschaften des Grundmetalls und des geschweißten Bereiches sind in den Tabellen
I und II aufgeführt.
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Stahl 1 und Stahl 2 besitzen die gleiche Zusammensetzung, wobei jedoch
Stahl 2 auf eine höhere Temperatur erhitzt wird und aus diesem Grund schlechtere
Zähigkeit sowohl im Grundmetall als auch im geschweißten Bereich aufweist. Die Stähle
3 und 4 haben fast die gleiche Zusammensetzung. Da Stahl 4 jedoch kein Titan enthält,
besitzt er trotz der gleichen Herstellungsbedingungen geringere Zähigkeit sowohl
im Grundmetall als auch im Schweißbereich. Stahl 5 enthält Titan, jedoch in zu großer
Menge. Deshalb wird nicht genügend feines TiN erhalten und die Zähigkeit im Schweißbereich
wird nicht in befriedigendem Maß verbessert, obwohl eine Verbesserung im Vergleich
zu Stählen ohne Titan erzielt wird.
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Die Stähle 6 und 7 werden unter den gleichen Bedingungen hergestellt.
Stahl 7 enthält jedoch kein Calcium und besitzt aus diesem Grund insbesondere eine
geringere Charpy-Bruchårbeit im Grundmetall. Die Stähle 8 und 9 wcisen die gleiche
Zusammensetzung auf, wobei jedoch Stahl 9 eine größere Menge Schwefel enthält und
deshalb geringere Charpy-Brucharbeit im Grundmetall und im Schweißbereich besitzt.
Stahl 10 besitzt eine Zusammensetzung gemäß vorliegender Erfindung.
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Er wurde jedoch aus einer Stahlbramme erhalten, die nach dem Blockherstellungs-
und Vorwalzverfahren hergestellt wurde.
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Auareichende Wirkung des feinen TiN wird deshalb nicht erhalten,und
die Zähigkeit im Grundmetall und im Schweißbereich ist geringer. Stahl 11 besitzt
infolge seiner niedrigen Erwärmungstemperatur sehr geringe Zähigkeit im Schweißbereich.
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Dagegen zeigen die Stähle 12, 13 und 14, die die gleiche Zusammensetzung
wie Stahl 11 aufweisen und auf Temperaturen im erfindungsgemäß festgelegten Bereich
erhitzt wurden, besonders hervorragende Zähigkeit im Grundmetall und im Schweißbereich.
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Tabelle I
| Chemische Zusanmensetzung; % |
| Stahl- |
| Nr. C Si Mn Al S Ca Ti N Weitere |
| Bestand- |
| teile |
| 1 A 0,14 0,25 1,28 0,032 0,0021 0,0026 0,014 0,0039 - |
| 2 B " " " " " " " " - |
| 3 A 0,09 0,06 1,52 0,019 0,0008 0,0008 0,016 0,0062 V 0,041 |
| 4 B " " " " " " " " " |
| 5 B 0,09 0,10 1,48 0,031 0,0008 0,0020 0,036 0,0021 V 0,040 |
| Nb0,021 |
| 6 A 0,06 0,29 1,64 0,032 0,0010 0,0028 0,009 0,0018 V 0,048 |
| Nb0,024 |
| 7 B 0,06 0,21 1,68 0,028 0,0013 - 0,012 0,0023 V 0,048 |
| 8 A 0,04 0,36 1,41 0,030 0,0032 0,0035 0,018 0,0046 Nb0,039 |
| Mo0,21 |
| Ni0,28 |
| 9 B " " " " 0,0056 0,0032 " " " |
| 10 B 0,13 0,24 1,29 0,020 0,0016 0,0016 0,018 0,0042 - |
| Ni0,25 |
| 11 B 0,08 0,16 1,73 0,042 0,0018 0,0041 0,019 0,0032 Cu0,28 |
| 12 A " " " " " " " " " |
| 13 A " " " " " " " " " |
| 14 A " " " " " " " " " |
Tabelle I - Fortsetzung
| Stahl-Nr. Herstellungsbedingungen |
| Brammendicke, Erhitzen auf Reduktin Fertigwalz- Blechdicke,
Bemerkungen |
| mm °C bei höch- temperatur, mm |
| stens 850°C, °C |
| % |
| 1 250 950 70 710 25 |
| 2 " 1150 " " " |
| 3 200 950 65 740 35 |
| 4 " " " " " |
| 5 " " " " " |
| 6 " 1000 75 680 18 |
| 7 " " " " " |
| 8 " 950 70 720 22 |
| 9 " " " " " |
| 10 180 " " 690 25 Bramme hergestellt |
| durch Block-Vor- |
| walsen |
| 11 " 850 60 670 20 |
| 12 " 900 " " " |
| 13 " 930 " 690 " |
| 14 " 970 " " " |
Tabelle II
| Stahl- Klassi- Eigenschaften des Grundmetalls *1) Zähigkeit
im Schweißbereich *2) |
| Nr. fizie- Strack- Zugfe- |
| rung grenze, stigkeit, -2vE-60°C, vTrs -2vE -60°C vTrs. °C |
| kg/mm² kg/mm² kg-m °C kg-m |
| 1 A 45,9 54,2 38,6 -120 20,8 - |
| 2 B 42,1 51,6 29,9 - 85 4,8 - |
| 3 A 48,7 57,7 35,8 -130 15,7 -70 |
| 4 B 48,0 56,8 32,8 -100 1,4 -25 |
| 5 B 50,8 59,4 26,7 -100 5,9 -40 |
| 6 A 54,6 64,7 30,9 <-120 12,0 -60 |
| 7 B 56,2 65,4 16,0 <-120 10,8 -50 |
| 8 A 55,2 67,4 26,7 <-140 13,9 -60 |
| 9 B 54,8 65,8 15,2 <-140 7,6 -50 |
| 10 B 44,2 54,1 30,6 -100 3,2 -30 |
| 11 B 52,9 59,3 12,3 <-140 4,1 -25 |
| 12 A 50,1 58,9 24,6 -140 15,9 -60 |
| 13 A 49,8 56,9 27,7 -130 13,1 -60 |
| 14 A 49,9 57,3 29,8 -140 16,2 -70 |
*1) Werte senkrecht zur Walzrichtung *2) Werte von Bereichen, die einem künstlichen
Heizzyklus, entsprechend einer Wärmezufuhr von 40 KJ/cm ausgesetzt wurden Klassifizierung:
A: vorliegende Erfindung B: Vergleich