DE3238716A1

DE3238716A1 - Stahl und daraus hergestellte kette

Info

Publication number: DE3238716A1
Application number: DE19823238716
Authority: DE
Inventors: Lars-Ake Dipl.-Ing. 68300 Hagfors Norström
Original assignee: Uddeholms AB
Current assignee: Uddeholms AB
Priority date: 1981-11-24
Filing date: 1982-10-19
Publication date: 1983-06-09
Also published as: FI824035A0; SE430424B; GB2110239A; JPS5896856A; NO823581L; US4428781A; FR2516942A1; GB2110239B; FR2516942B1; FI824035A7; FI824035L; SE8106975L

Description

Stahl und daraus hergestellte Kette

Die Erfindung bezieht sich auf einen Bau- und Werkzeugstahl mit guter Schweiß- und Härtbarkeit, hoher Zugfestigkeit bei Raumtemperatur und guter Kerbschlagzähigkeit selbst bei niedrigen Temperaturen. Die Streckgrenze liegt bei mindestens 600 MPa, und die Bruchgrenze liegt bei mindestens 900 MPa, während die Kerbschlagzähigkeit bei -20 ⁰C mindestens 40 J beträgt. Als Baumaterial kann der Stahl in Form von Stabstahl, insbesondere für Ketten, sowie in Rohrform für Rohre für Konstruktionszwecke eingesetzt werden. Auf dem Gebiet der Werkzeugmaschinen kann der Stahl z. B. für Werkzeuge zur plastischen Formgebung eingesetzt werden.

Konventionelle Kohlenstoffstähle und niedriglegierte Stähle werden als Baustähle und einfachere Werkzeugstähle eingesetzt. In bezug auf ihr Gefüge können diese Stähle in ferritisch-perlitische und in martensitische Stähle unterteilt werden. Die ersteren sind schweißbar, haben aber eine relativ geringe mechanische Festigkeit. Unter Verwendung martensitischer Stähle kann eine erheblich größere Festigkeit erzielt werden, dies geht jedoch normalerweise auf Kosten der Zähigkeit und Schweißbarkeit.

Es wurde eine Anzahl von neuen Stahlgüten entwickelt, um die Schweißbarkeit der martensitischen Baustähle zu verbessern und gleichzeitig ihre guten Festigkeitseigenschaften beizubehalten; diese neuen Stähle kennzeichnen sich durch geringen Kohlenstoffanteil und weisen gleichzeitig als Legierungsbestandteile hauptsächlich Mangan und Chrom sowie

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normalerweise auch einige Kornverfeinerungsmittel wie Niobium, Vanadium oder Titan auf. Zu dieser Kategorie gehörende Stähle sind z. B. in der SE-PS 303 885 und den GB-PS'en 1 340 744 und 1 353 762 angegeben. Bei diesen und anderen ähnlich zusammengesetzten Stählen wurden in vieler Hinsicht wesentliche Verbesserungen der Eigenschaften erzielt. Die Festigkeitsanforderungen für Baustähle, die für extrem belastende Anwendungszwecke ausgelegt sind, sind jedoch nach und nach auf Werte erhöht worden, denen diese früher vorgeschlagenen Stähle nicht mehr gewachsen sind. Insbesondere hat es sich bei diesen Stählen als schwierig erwiesen, die erwünschte Kerbschlagzähigkeit bei niedrigen Temperaturen unter Aufrechterhaltung einer guten Zugfestigkeit zu erzielen. Auch die Härtbarkeit ist zu stark begrenzt, was den Einsatz der Stähle für Erzeugnisse mit großen Abmessungen beschränkt. Ein derartiges Produkt sind z. B„ Ankerketten für Offshore-ölbohrinseln.

Aufgabe der Erfindung ist die Bereitstellung eines Stahls mit Eigenschaften, die den eingangs genannten Anforderungen entsprechen. Dabei soll insbesondere ein Stahl geschaffen werden, der den Bedingungen genügt, die von der Offshore-Industrie für Ankerketten aufgestellt werden. Ferner soll ein Stahl mit relativ geringem Gehalt an Legierungsbestandteilen bereitgestellt werden, so daß die Gesamtherstellungskosten niedrig bleiben.

Zur Lösung dieser Aufgabe ist der Stahl nach der Erfindung durch die folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-% gekennzeichnet:

BAD ORIGINAL

Tabelle

C	0,03-0,07
Si	0,10-1
Mn	1,2 -2,5
Cr	1,8 -3
Ni	1,5-3
Mo	max. 0,5
Nb, V, Ti insgesamt	0 -0,10

Rest im wesentlichen nur Eisen und
Verunreinigungen in normalen Mengen.

Einführungsversuche haben ferner gezeigt, daß der Mangangehalt bevorzugt 1,2-2,0, der Chromgehalt 1,8-2,8, der Nickelgehalt 1,5-2,5, der Molybdängehalt 0,2-0,4 und der Siliziumgehalt 0,2-0,4 beträgt. Der Stahl kann ferner einen Aluminiumgehalt von 0,005-0,04, bevorzugt 0,01-0,02 aufweisen.
Stickstoff sollte nur in den normalen Mengen vorhanden sein. Niobium, Vanadium und Titan können, wie in der Tabelle
angegeben, ebenfalls in Mengen von insgesamt bis zu 0-0,10 % als Kornverfeinerungsmittel vorhanden sein. Gemäß dem
bevorzugten Ausführungsbeispiel sollten diese Elemente
jedoch höchstens in Verunreinigungsgehalten anwesend sein.

Die Versuche haben ferner gezeigt, daß der Effekt von Nickel hinsichtlich der Zahigkeitsverbeserung von dem Verhältnis
zwischen dem Mangan- und dem Chromgehalt abhängt, da der
Effekt der Nickelmenge gesteigert wird, wenn das Verhältnis
von % Mn zu % Cr zwischen 0,5 und 1,0, bevorzugt zwischen
0,5 und 0,75 liegt und besonders bevorzugt ca. 2/3 oder 0,6
beträgt. Diese Beobachtung führt zu der Schlußfolgerung, daß

& ψ

— 7 —

der Gesamtgehalt von Mn + Cr relativ niedrig gehalten werden kann, und zwar im Bereich von 3-5 %, bevorzugt von 3,5-4,5 %, wenn gleichzeitig das optimale Verhältnis zwischen diesen beiden Elementen aufrechterhalten wird. Um in wirksamer Weise von dem die Zähigkeit verbessernden Effekt von Nickel Gebrauch machen zu können, ist es jedoch bei der vorliegenden Legierungszusarnmensetzung besonders vorteilhaft, wenn der Nickelgehalt etwas höher als ursprünglich angegeben bzw. bei 1,0-3,0 % eingestellt wird.

Insbesondere wurde gefunden, daß eine optimale Zusammensetzung eines Ankerkettenstahls wie folgt ist, wobei Gew.-% angegeben sind:

Tabelle II

C	0,030	- 0,070
Si	0,25	- 0,55
Mn	1,3	- 1,7
Cr	2,10	- 2,70
Ni	2,35	- 3,00
MO	0,25	- 0,40
Cu	max.	0,20
Al	0,010	- 0,025
N	max.	0,04
Rest	Eisen und Verunreinigungen	in normalen Mengen.

Um die beste Kombination von Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit zu erzielen, sind geschweißte Ankerketten aus Stahl mit einer Legierungszusammensetzung nach der vorliegenden Erfindung der folgenden Wärmebehandlung zu unterziehen. Die

geschweißte Kette wird bei einer Temperatur zwischen 800 und 1000 ⁰C normalgeglüht und in Luft oder Wasser auf ungefähr Raumtemperatur abgekühlt. Dann wird das Material duplexgeglüht, d. h. der Stahl wird im ferritisch-austenitischen Bereich bei einer Temperatur zwischen 680 und 790 ⁰C geglüht.

In der folgenden Beschreibung von durchgeführten Versuchen wird auf die Fig. 1 Bezug genommen, die in Form einer Grafik die Kerbschlagzähigkeit bei -20 ⁰C als eine Funktion der Stahlart für die untersuchten Stähle wiedergibt, sowie auf Fig. 2, die ein Kettenglied zeigt, wobei die Positionen der Prüflinge in Strichlinien angegeben sind.

Die Untersuchungen wurden mit zehn 50 kg-Blöcken mit einer chemischen Zusammensetzung entsprechend der Tabelle III durchgeführt. Die untersuchten Materialien umfassen Legierungen mit verschiedenen Mengen Mangan, Chrom und/oder Nickel und wurden gemäß dem folgenden Muster zusammengestellt: Mn+Cr = 5 %; % Mn/% Cr: 3/2, 2/3, 1,5/4.

% Ni: 0, 1, 1,5 und 2.

Alle zehn Blöcke wurden warmgewalzt, so daß ein Stabstahl mit einem Durchmesser von 16 mm erhalten wurde.

Die chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle (in Gew.-%) ist in der Tabelle III angegeben.

_ 9 —

Tabelle III

Stahl C Si Mn Ni Cr Nb Al N Mn+Cr Mn/Cr Nr.

1 0,029 0,32 5,7 - - 0,05 0,024 0,006 5,7

2 0,058 0,30 4,8 - - - 0,031 0,007 4,8

3 0,054 0,32 4,7 2,5 - 0,05 0,043 0,005 4,7

4 0,047 0,33 3,1 - 2,1 0,06 0,032 0,16 5,2 ca.3/2

5 0,051 0,23 3,0 1,6 1,9 0,05 0,012 0,15 4,9 ca.3/2

6 0,053 0,32 2,0 - 3,0 0,06 0,034 0,015 5,0 2/3

7 0,055 0,29 2,0 1,1 3,0 0,06 0,31 0,015 5,0 2/3

8 0,046 0,24 1,9 2,1 2,9 0,05 0,036 0,012 4,8 ca.2/3

9 0,051 0,32 1,4 - 4,0 0,05 0,042 0,016 5,4 ca.

1,5/4

10 0,053 0,29 1,5 1,4 3.8 0,05 0,046 0,016 5,3 ca.

1,5/4

S = 0,008-0,009 in Stählen 1-3 sowie 0,013-0,014 im Rest P = 0,007-0,008 in allen Stählen.

Aus den Walzstäben wurden Probestücke mit 16 mm Durchmesser hergestellt. Nach Normalglühen bei 900 °C/15 min/Luft wurden die Materialien gemäß zwei alternativen Verfahren gehärtet: 870 °C/15 min/Wasser und 870°C/15 min/Luft. Es fand kein Tempern statt. Alle Stähle wurden einer Zugprüfung bei Raumtemperatur (= RT) und einem Schlagversuch (Charpy V) bei RT, bei -20 und bei -40 ⁰C sowohl im wasserabgeschreckten als auch im luftgekühlten Zustand unterzogen. Das Mikrogefüge aller Stähle wurde im optischen Mikroskop untersucht.

Die mikroskopischen Untersuchungen zeigten, daß die Austenitisierung bei 870 °C/15 min sämtlicher kornverfeinerten Werkstoffe in einem Austenit-Korndurchmesser von 20-30 ^m (ASTM 8-7) resultierte. Nach dem Härten bei 870 °C/ 15 min/Wasserabschrecken wiesen sämtliche Stähle ein vollkommen langsäulig-martensitisches Gefüge mit einem mittleren Martensit-Paketdurchmesser von ca. 10 pm auf. Nach Härtung bei 870 °C/15 min/Luftkühlung hatten sämtliche Stähle ein Mischgefüge aus langsäuligem Martensit mit unterschiedlichen Mischungen anderer Gefügeformen, hauptsächlich nadeligem Ferrit (Zwischenstufengefüge) mit einer relativ hohen Versetzungsdichte. Der effektive mittlere Korndurchmesser der Großwinkelgrenzkörner betrug ca. 10 ,um. Stahl Nr. 3 hatte die höchste Härtbarkeit und ein nahezu vollständig martensitisches Gefüge. Im Fall von Stahl Nr. 9, der offenbar die schlechteste Härtbarkeit hat, war ca. 25 Vol.-% weiches polygonales Ferrit vorhanden. Einzelne Einschlüsse von solchem Ferrit waren auch bei Stahl Nr. 6 vorhanden. Bei den nickellegierten Varianten, die ungefähr das gleiche Mn/Cr-Verhältnis wie die Stähle Nr. 9 und 6 haben, d. h. bei den Stählen 7, 8 und 10, wurde kein polygonales Ferrit festgestellt.

Untersuchungen der mit Wasser abgeschreckten Prüflinge hinsichtlich ihrer Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit zeigten, daß alle Stähle Bruchgrenzen oberhalb von 1000-1100 MPa erreichten. Sämtliche Stähle mit Ausnahme von Stahl Nr. 1 erfüllten auch die gestellten Anforderungen bezüglich der Kerbschlagzähigkeit bei -20 ⁰C.

Die mechanischen Eigenschaften der mit dem Härtungsverfahren 870 °C/15 min/Luftkühlung behandelten Stähle sind in der Tabelle IV aufgeführt. Ferner sind in der Grafik von Fig. 1 die Kerbschlagzähigkeitswerte bei -20 ⁰C als eine Funktion der Stahlart eingetragen. Sämtliche Stähle erzielten eine Bruchfestigkeit von mehr als 900 MPa bei Raumtemperatur. Es konnte bei diesen Stählen keine gut ausgebildete Streckgrenze beobachtet werden, und Rp 0,2 ist grob 750 MPa für sämtliche Stähle mit Ausnahme der Stähle Nr. 3 und 9; dies ist ein charakteristischer Festigkeitswert für Stähle mit Mischgefüge der hier betroffenen Art. Stahl Nr. 9 hat eine relativ niedrige Bruchfestigkeit und den niedrigsten RpO,2-Wert von 660 MPa, was wahrscheinlich auf den hohen Anteil von Weichferrit im Gefüge zurückzuführen ist. Sämtliche Stähle zeigten eine geringere Kerbschlc.gzähigkeit nach Luftkühlung als nach der Wasserabschreckung, obwohl die effektive Korngröße grob die gleiche war und außerdem Wassserabschreckung zu höheren Streckgrenzen führt. Die Stähle Nr. 1 und 2 mit 5,7 S bzw. 4,8 % Mn weisen offenbar eine katastrophal niedrige Kerbschlagzähigkeit auf, die vollständig der Austenit-Korngrenzenversprödung infolge der langsamen Luftkühlung zuzuschreiben ist. Die Versprödung ist in Form eines 100 % Austenit-Korngrenzenbruchs während der Schlagprobe erkennbar. Bei Stahl Nr. 4 ist die Kerbschlagzähigkeit offenbar besser, und es treten nur vereinzelte Fälle von Äustenitkorngrenzenbruch auf. Andererseits war es nicht möglich, irgendein Anzeichen von Äustenitkorngrenzenbruch, sondern nur zähen Bruch und den normalerweise vorhandenen transkristallinen Spaltbruch bei den Stählen Nr. 6 und 9 festzustellen, die gleichzeitig eine noch bessere Kerbschlagzähigkeit als Stahl Nr. 4 aufweisen.

BAD ORIGINAL

Auch war es nicht möglich, irgendein Anzeichen von Austenitkorngrenzenbruch in den Bruchflächen der nickellegierten Varianten festzustellen. Die Verbesserungen hinsichtlich Kerbschlagzähigkeit, die durch Zusatz von Nickel bei den Stählen Nr. 3 und 5 mit mehr als 3 % Mn erzielt wurde, kann infolgedessen hauptsächlich der Tatsache zugeschrieben werden, daß die Korngrenzenversprodung verschwunden ist. Offenbar resultierten die Zugaben von Nickel auch in einer verbesserten Kerbschlagzähigkeit bei Stählen mit weniger als 3 % Mn, was in diesem Fall vollständig der Auswirkung von Nickel bei der Unterbindung von Spaltbruch zuzuschreiben ist. Somit ist vom Gesichtspunkt der Zähigkeit die Zugabe von Nickel gemäß der Erfindung besonders günstig, wenn der Werkstoff im luftgekühlten Zustand zu verwenden ist. Die auffallenden Auswirkungen des Mn/Cr-Verhältnisses einerseits und des Nickelgehalts hinsichtlich Kerbschlagzähigkeit andererseits sind aus der Grafik ersichtlich, die deutlich die auffallenden Auswirkungen von Nickel zeigt, wenn das Ziel in der Verbesserung der Kerbschlagzähigkeit eines Stahls besteht, der ein wohlausgeglichenes Verhältnis zwischen Mangan und Chrom aufweist, insbesondere ein Mangan/ Chrom-Verhältnis von ca. 2/3 wie im Fall von Stahl Nr. 8, dessen Zusammensetzung im Rahmen der Erfindung liegt. Die Untersuchung zeigt also, daß es in hohem Maß das Verhältnis zwischen dem Mangan- und dem Chromgehalt ist, das die Auswirkung von Nickel hinsichtlich der Steigerung der Zähigkeit beeinflußt, und zwar mehr als der Gesamtgehalt an Chrom und Mangan. Es ist somit möglich, aus den Untersuchungen den Schluß zu ziehen, daß eine optimale Legierungszusammensetzung einen etwas niedrigeren Chrom- und Mangangehalt nicht nur haben kann, sondern haben sollte, der bevorzugt insgesamt 4 % dieser Stoffe beträgt.

Tabelle IV

Ergebnisse der Zugversuche bei RT und der Kerbschlagzähigkeitsversuche (Charpy V) mit 16 mm-Stabstahl in nichtgetempertem Zustand nach Normalglühen bei 900 C/15 min/Luft plus Härtung bei 850 °C/15 min/Luft (Stähle Nr. 1-3) und 870 °C/15 min/Luft (Stähle 4-10)

Stahl Nr.	Rp 0.2	Rm	A5	Λ10	Z	Kerbsc	hlagzahιgk
	MPa	MPa	%	%	Z	Joule	,bei -20°C
1	760	975	15	9	73	1ü	9
2	770	1020	15	9	70	9	8
3	885	1150	14	8	68	51	41
4	710	1050	14	9	69	20	18
5	750	11 10	15	9 ·.	67	46	32
ft	730	1070	15	9	70	58	29
7	750	1100	14	9	67	57	56
8	770	1 100	14	9	70	162	152
9	660	990	-	9	67	84	66
10	790	1150	13	8	64	94	74

BAD ORiGINAL

Anhand der Erfahrungen aus den vorstehend angegebenen Versuchen wurde ein Stahl zusammengestellt, dessen Nominalzusammensetzung in der Tabelle V angegeben ist. 60 t dieses Stahls (Einsatz DV 26933) wurden in einem Lichtbogenofen erzeugt. Die Schmelze wurde in einem ASEA-SKF-Vakuumofen vakuumentgast und hatte die folgende Zusammensetzung entsprechend der Tabelle V:

Tabelle V

Ein- C Si ' Mn P S Cr Ni Mo Cu Al M Fe

DV 0,042 0,38 1,56 0,008 0,001 2,45 2,47 0,29 0,08 0,010 0,19 Rest

Nenn-0,050 0,40 1,50 0,015 0,003 2,50 2,50 0,30 0,20 0,015 0,015 "

Der Stahl wurde gegossen und bei niedriger Endwalztemperatur zu Rundstäben mit einem Durchmesser von 76 mm gewalzt. Die Stäbe wurden in Abschnitte zugeschnitten, zur Form von Kettengliedern gebogen und mittels elektrischem Widerstandsschweißen stumpfgeschweißt. Die geschweißten Kettenglieder wurde zweimal wärmebehandelt, und zwar zuerst in einem Durchlaufofen bei 900 ⁰C (Normalglühen) mit anschließender Abkühlung in Luft auf Raumtemperatur und dann bei ca. 730 ⁰C (Duplex-Glühen) mit anschließender Abkühlung in Luft auf Raumtemperatur. Die Dehngrenze der Kettenglieder wurde bei 4730 kN festgestellt, wonach Prüfstücke in der

Schweißverbindung und im Rücken der Glieder (vgl. Fig. 2) herausgenommen wurden.

Die folgenden Festigkeitseigenschaften wurden beim Zugversuch und beim Kerbschlagzähigkeits-Versuch gemessen:

Tabelle VI

Zugspannungsprüfung

	RpO, 2	Rm	A5	Z
	MPa	MPa	%	%
Rückteil	715	1010	17	64
Schweißverbindung	838	994	16	59

KerbschlagζähigkeitS-Prüfung

Temp.	KV, Joule	Schweißverbindung
⁰C	Rückteil	137
+80		120
4-60		140
+40		100
+20		124
+0		112
-20	180	157
-40		75
-60		61
-76

BAD

Claims

Patentansprüche

1. Stahl mit guter Schweiß- und Härtbarkeit, einer Streckgrenze von mindestens 600 MPa, einer Bruchgrenze von mindestens 900 MPa bei Raumtemperatur und einer Kerbschlagzähigkeit von mindestens 40 J bei -20 ⁰C, gekennzeichnet durch die folgende chemische Zusammensetzung in Gew.-%:

C 0,03 - 0 ,07 Si 0,10 - 1 Mn 1,2 - 2 ,5 Cr 1,8 - 3 Ni 1,5 - 3 MO max. 0 ,5 Wb, V, Ti insges, , 0 - 0 ,10 Rest im wesentlichen nur Eisen und Verunreinigungen in normalen Mengen.

2. Stahl nach Anspruch 1,
gekennzeichnet durch

einen Gehalt von 1,2-2,0 % Mn und 1,8-2,8 % Cr, bevorzugt 1,3-1,7 % Mn und 2,1-2,7 % Cr.

3. Stahl nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,

daß das Verhältnis von % Mn zu % Cr zwischen 0,5 und 1,0, bevorzugt zwischen 0,5 und 0,75 liegt, zweckmäßigerweise 2/3 ist, und

daß die Summe von Mn-f-Cr zwischen 3 und 5 %, bevorzugt zwischen 3,5 und 4,5 % liegt«

4. Stahl nach einem der Ansprüche 1-3, gekennzeichnet durch

einen Gehalt von 1,5-2,5 % Ni.

5. Stahl nach einem der Ansprüche 1-3, gekennzeichnet durch

einen Gehalt von 2,0-3,0 % Ni.

6. Stahl nach einem der Ansprüche 1-5, dadurch gekennzeichnet,

daß er mindestens 0,1 % Mo, zweckmäßigerweise 0,2-0,4 % Mo enthält, und

daß die Gehalte an Niobium, Vanadium und Titan Verunreinigungswerte nicht übersteigen.

7. Stahl nach einem der Ansprüche 1-6, gekennzeichnet durch

einen Gehalt von 0,2-0,4 % Si.

8. Stahl nach einem der Ansprüche 1-7, gekennzeichnet durch

einen Gehalt von 0,005-0,04 % Al, bevorzugt von 0,01-0,02 % Al.

9. Stahl nach einem der Ansprüche 1-8, gekennzeichnet durch

einen Gehalt von höchstr-ens 0,05 % N.

10. Stahl nach einem der Ansprüche 1-9, gekennzeichnet durch

die folgende Zusammensetzung in Gew.-%:

C 0,030 - 0,070

Si 0,25 - 0,55

Mn 1,3-1,7

Cr 2,10 - 2,70

Ni 2,35 - 3,00

Mo 0,25 - 0,40

Cu max. 0,20

Al 0,010 - 0,025

N max. 0,04

Rest Eisen und Verunreinigungen in normalen Mengen.

11. Aus dem Stahl nach einem der Ansprüche 1-10 hergestellte Kette,

dadurch gekennzeichnet, daß die Kette nach dem Schweißen einer Wärmebehandlung unterzogen wurde, umfassend Normalglühen bei einer Temperatur zwischen 800 und 1000 ⁰C, Abkühlen in Luft oder Wassser auf Raumtemperatur und anschließendes Duplex-Glühen bei einer Temperatur zwischen ca. 680 und 790 ⁰C, also im ferritisch-austenitischen Bereich des Stahls.