DE3339269A1

DE3339269A1 - Stahlwerkstoff mit hervorragender widerstandsfaehigkeit gegen rissbildung durch wasserstoffbruechigkeit in schwefelwasserstoffatmosphaere

Info

Publication number: DE3339269A1
Application number: DE19833339269
Authority: DE
Inventors: Tomoaki Fukuyama Hiroshima Hyodo; Toyofumi Kitada; Kazuaki Matsumoto; Masakazu Yokohama Kanagawa Niikura; Nobuhiro Tokyo Seki; Tadaaki Taira
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1982-10-28
Filing date: 1983-10-28
Publication date: 1984-05-03
Also published as: CA1211303A; IT8323426A0; FR2535343A1; GB8328220D0; GB2131832B; FR2535343B1; JPS5980752A; GB2131832A; IT1169892B

Description

Stahlwerkstoff mit hervorragender Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit in Schwefelwasserstoff atmosphäre

Die Erfindung betrifft einen Stahlwerkstoff mit hervorragender Widerstandsfähigkeit gege'n Rißbildung durch Wasserstof fbrüchigkeit in Schwefelwasserstoffatmosphäre für Rohrleitungen, Öltanks u.s.w._f die in einer sauren Feuchtgas-atmospäre verwendet werden.

Im allgemeinen wird eine hervorragende Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und Sulfid-Spannungskorrosion gefordert, d.h. für einen Stahlwerkstoff zur Verwendung in einer sauren Feuchtgasatmosphäre wird hervorragende Widerstandsfähigkeit gegen saures Feuchtgas gefordert.

Bei einem Stahlwerkstoff, der bei seiner Herstellung einer Abkühlung nach Warmwalzen mit einer höheren Abkühlgeschwindigkeit unterzogen wird, als sie bei Luftkühlung stattfindet, wird jedoch ein gehärtetes Niedertemperatur-Zwischenstufenumwandlungs-Mikrogefüge wie z.B. Martensit oder Bainit erzeugt,

das in der Seigerungszone besteht, in der beim Gießen einschließlich Stranggießen die Seigerung stattfindet. Als Folge kann in dieser Zone eine Rißbildung infolge Wasserstoffbrüchigkeit und Sulfid-Rißbildung entstehen, selbst bei Ca-behandeltem Stahl mit extrem niedrigem Schwefelgehalt zur Unterdrückung der Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit. Die Anfälligkeit gegen Rißbildung von Stahlwerkstoffen wird nicht wesentlich durch eine auf das Warmwalzen folgende Wärmebehandlung geändert, da diese Wärmebehandlung nicht die Aufhebung

10 des Seigerungszustandes bewirken kann.

Andererseits wird von einem Stahlmaterial zur Verwendung in einer aggressiven sauren Feuchtgasatmosphäre wie Rohrleitungen oder Tankmaterial gefordert, daß es eine hervorragende Widerstandsfähigkeit gegen saures Feuchtgas aufweist, da die Rohrleitung oder der Tank durch Rißbildung infolge Wasserstof fbrüchigkeit oder durch Sulfid-Spannungsrißbildung Blasen werfen oder zerstört werden kann.

Im allgemeinen wird Blasenbildung oder Rißbildung durch Wasserstof fbrüchigkeit verursacht durch die gemeinsame Wirkung des Wasserstoffdrucks, der an der Grenzschicht zwischen nichtmetallischen Einschlüssen und dem Eisen-Grundmaterial angreift, und durch das Eindringen von Wasserstoff in den Stahl wird infolge der korrodierenden Wirkung eine Versprödung des Eisen-Grundmaterials verursacht. Andererseits wird Sulfid-Spannungsrißbildung in bekannter Weise durch die vereinte Wirkung von Belastungen wie z.B. Restspannung oder äußere Spannung, Wasserstoffsprödigkeit des Eisen-Grundmaterials und gelegentlieh durch nicht-metallische Einschlüsse im Stahl verursacht. Im Rohr-Teil des Grundwerkstoffs bestehen Verunreinigungen oder Legierungsanteile wie P, Mn, Cr oder Mo in hoher Konzentration in der Seigerungszone des Gußgefüges. Bei Stahlplatten, die nach Abschluß des Warmwalzens schneller abgekühlt werden

35 als dies bei Luftkühlung erfolgt, neigen diese Teile zu

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em β

-5-

Zwischenstufen- oder Martensit-Umwandlung, wodurch ein gehärtetes Niedertemperatur-Umwandlungsgefüge mit Neigung zu Rißbildung durch Wasserstoffbruchxgkext entsteht. Somit genügt eine Entschwefelung oder die Kontrolle der Form von MnS-Einschlüssen, wie sie nach dem Stand der Technik bekannt ist, nicht zur vollständigen Unterdrückung der Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit oder der Sulfid-Spannungsrißbildung.

Zwar kann ein Stahlwerkstoff mit einem Niedertemperatur-Umwandlungsgefüge einer Wärmebehandlung wie Abschrecken oder Anlassen unterworfen werden, um seine Anfälligkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit zu reduzieren und die Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und Sulfid-Spannungsrißbildung zu verbessern, doch ist dies vom wirtschaftlichen Gesichtspunkt nicht wünschenswert.

In Anbetracht dieser Nachteile hat die Anmelderin in einer

20 früheren Patentanmeldung (japanische Patentschrift

No. 2845/1972) mit dem Titel "Verfahren zur -Herstellung von Stahl im gewalztem Zustand mit hervorragender Widerstandsfähigkeit gegen saures Feuchtgas" ein Verfahren zur Herstellung von Stahl im gewalztem Zustand mit verbesserter Widerstandsfähigkeit gegen saures Feuchtgas beschrieben, wobei der Stahl weniger als 0,03% Kohlenstoff, 0,1 - 0,5% Silizium, 1,0 bis 2,0% Mangan und 0,005 - 0,1% Aluminium enthält und der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, und wobei das Verfahren im Erwärmen des Stahls auf eine Temperatur im Bereich des kritischen Punktes Ac₃ bis 1200⁰C, Warmwalzen des erhitzten Stahls dergestalt, daß das kumulative Walzverhältnis bei unterhalb 900⁰C mehr als 30% beträgt, und Abkühlen des gewalzten Stahls entweder durch selbständige Abkühlung oder durch beschleunigte Abkühl-

35 ung besteht.

In der früheren Patentanmeldung enthielt der Stahl einen oder mehrere Bestandteile aus einer Gruppe von weniger als 0,007% Kalzium, weniger als 0,1% Seltenerdmetalle, weniger als 0,007% Magnesium und weniger als 0,2% Zirkonium und/oder einen oder mehrere Bestandteile aus einer weiteren Gruppe von weniger als 1,0% Chrom, weniger als 1,0% Kupfer, weniger als 1,0% Nickel, weniger als 0,10% Niobium und weniger als 0,15% Vanadium enthält.

Als Ergebnis der weiteren Forschung stellten die Erfinder fest, daß es zur Reduzierung der Härte der Seigerzone und zum Homogenisieren des Mikrogefüges nicht immer erforderlich ist, den Gesamt-Kohlenstoffgehalt des Stahls (T-C) auf weniger als 0,03% zu reduzieren, d.h. daß die dem Stahl beigegebenen Elemente wie Nb, Ti oder V im Stahl sich mit Kohlenstoff verbinden , wenn sich der Stahl beim Gießen verfestigt, so daß die fördernde Wirkung des Kohlenstoffs auf die Seigerung im Verhältnis zu dem Fall, in dem diese Elemente im Stahl nicht vorhanden sind, reduziert werden kann.

Der restliche Kohlenstoff (C) wird hier definiert als die Gesamtheit des beigefügten Kohlenstoffs (T-C) abzüglich des in Form von stochiometrischen Ausscheidungen wie NbC, Vc oder TiC ausgeschiedenen Kohlenstoffs. Somit ergibt sich

25 der restliche Kohlenstoff durch die Formel

Restkohlenstoff (C) = [t-c] - || [Nb] - ||· [ν] - ||

[Ti - 3,4n] worin [τϊ-3,4ν] = 0 für [Ti - 3,4n] < 0.

Somit wird in der Erfindung anstatt der Vorschrift, daß der

Gesamt-Kohlenstoff weniger als 0,03% betragen muß, wie in der früheren Patentanmeldung, vorgeschrieben, daß der restliche Kohlenstoff, d.h. der nicht mit Nb, V oder Ti verbundene Kohlenstoff, weniger als 0,03% betragen muß.

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Es hat sich ergeben, daß die Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und gegen Sulfid-Spannungsrißbildung in einem Stahlwerkstoff dadurch verbessert werden kann, daß der Kohlenstoffgehalt auf 0,08% und der Restkohlenstoff auf weniger als 0,03% reduziert wird, um die Härte der Seigerzone des gewalzten Stahlwerkstoffs zu reduzieren und das Mikrogefüge zu homogenisieren.

Wenn andererseits dem kohlenstoffarmen Stahl zur Verbesserung seiner Zugfestigkeit Nb, V oder Ti beigefügt werden, verbinden sich diese Elemente mit dem im Stahl enthaltenen Kohlenstoff, um Karbide auszuscheiden und somit den restlichen Kohlenstoffgehalt zu reduzieren. Wenn dieser restliche Kohlenstoffgehalt zu niedrig ist, kann die Schweißstelle und vor allem die Wärmeeinflußzone beim Schweißen äußerst anfällig gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und Sulfid-Spannungsrißbildung werden, obgleich das Grundmetall unbeeinflußt bleibt. Der Mechanismus dieses Phänomens ist bis heute nicht genau bekannt. Es kann jedoch angenommen werden, daß die vereinte Wirkung der versprödeten Korngrenzen infolge der Reduzierung des Rest-Kohlenstoffgehalts und der erhöhten interkristallinen Festigkeit infolge von NbC oder ähnlicher Karbide, die in den Kristallkörnern ausgeschieden wurden, sowie der beim Schweißen erzeugte spezielle Wärmeverlauf zu Wasserstoffversprödung der Korngrenzen führen kann, und daß ein solcher Bereich als Ausgangspunkt für Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und Sulfid-Spannungsrißbildung dienen kann.

Dabei ist zu beachten, daß der Zusatzwerkstoff selbst aus dem Schweißdraht und dem Flußmittel besteht, so daß er im allgemeinen weicher ist als das Grundmetall, und daher kann die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit, die ihren Ausgang im Zusatzwerkstoff selbst nimmt, ohne Gefahr aus der Betrachtung ausgeschlossen werden. Daher kann die Rißbildung

in der Schweißstelle im wesentlichen unterteilt werden in Rißbildung, die ihren Ausgang im Grundwerkstoff hat und die durch die Wärmeeinflußzone bewirkte Rißbildung.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Stahlwerkstoff zur Verwendung in Rohrleitungen und Tanks für den Einsatz in einer aggressiven sauren Feuchtgasatmosphäre zu schaffen, insbesondere einen Stahlwerkstoff, bei dem bei der Schweißung die Wärmeeinflußzone des Stahlwerkstoffs eine verbesserte Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und gegen Spannungsrißbildung aufweist.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß der Stahlwerkstoff weniger als 0,08% Kohlenstoff (mit einem Rest-

15 kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,005 bis 0,03% ), 0,01

bis 0,50% Silizium, 0,8 bis 2,5% Mangan, weniger als 0,025% Phosphor, weniger als 0,004% Schwefel und 0,005 bis 0,1% Aluminium sowie eines oder mehrere der Elemente aus einer Gruppe enthält, die aus weniger als 0,12% Niobium, weniger als 0,15% Titan und weniger als 0,15% Vanadium besteht (wobei die vorgenannten Bestandteile die Grundbestandteile sind), und der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.

Erfindungsgemäß sind die Elemente Nb, V und Ti in Anteilen vorhanden, die unter einer vorgeschriebenen Grenze liegen, wobei der Restkohlenstoffgehalt mehr als 0,005% beträgt um die Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoff brüchigkeit und Sulfid-Spannungsrißbildung in Schweißstellen von Stahlrohren zu verbessern, und der Kohlenstoffgehalt weniger als 0,08% beträgt (mit einem Restkohlenstoffgehalt von weniger als 0,03%), so daß der Stahl im gewalzten Zustand eine reduzierte Härte in der Seigerzone, ein homogenisiertes Mikrogefüge und eine verbesserte Widerstandsfähigkeit

35 gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und Sulfid-

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Spannungsrißbildung aufweist, ohne die Notwendigkeit der Durchführung einer Wärmebehandlung wie Abschrecken oder Anlassen.

Die Erfindung bezieht sich auf einen Stahlwerkstoff, der aus einem großen Block mit einem Gewicht von mehr als 20 Tonnen oder aus einer Stranggußbramme und mit einem Warmwal zverfahren hergestellt wird.

Eine zweite Ausführungsform der Erfindung zeichnet sich dadurch aus, daß der Stahlwerkstoff zusätzlich zu den obengenannten Grundbestandteilen einen oder mehrere Bestandteile aus einer weiteren Gruppe enthält, die aus weniger als 0,007% Kalzium, weniger als 0,007% Magnesium und weniger als 0,1% Seltenerdmetallen besteht, wobei der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.

Bei einer dritten Ausführungsform der Erfindung enthält der Stahlwerkstoff außer den genannten Grundbestandteilen einen oder mehrere Bestandteile aus einer weiteren Gruppe, die aus weniger als 1,0% Kupfer, weniger als 1,0%'Chrom, weniger als 1,0% Molybdän, weniger als 1,0% Nickel, weniger als 0,2% Zirkonium und weniger als 0,003% Bor besteht, wobei der Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.

Eine vierte Ausführungsform der Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß der Stahlwerkstoff zusätzlich zu den genannten Grundbestandteilen einen oder mehrere Bestandteile aus einer weiteren Gruppe enthält, die aus weniger als 0,007% Kalzium, 0,007% Magnesium und weniger als 0,1% Seltenerdmetallen sowie einen oder mehrere Bestandteile aus einer weiteren Gruppe, die aus weniger als 1,0% Kupfer, weniger als 1,0% Chrom, weniger als 1,0% Molybdän, weniger als 0,2% Zirkonium und weniger als 0,003% Bor besteht, wobei der Rest aus Eisen

35 und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.

Anhand der Figuren werden Ausführungsbeispiele der Erfindung näher erläutert. Es zeigt:

Fig. 1 a(i), (ü) und b(i), (ii) perspektivische Darstellungen, aus denen der Auswahlvorgang von Proben für die Prüfung der Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit aus einem Grundwerkstoff bzw. aus der Schweißstelle hervorgeht/ mit Größe und Form der Probestücke.

Fig. 2 eine schematische Darstellung des Riß-Beurteilungs-10 Verfahrens bei diesen Prüfungen.

Fig. 3 (i) (ii), (iii), (iv) und(v) schematische Darstellungen von Proben zur Prüfung der Spannungs-Rißbildung, sowie der Prüfvorrichtung,
15

Fig. 4 (i), (ii) und (iii) die Größe und Form der Abschrägung,

Fig. 5 (i) und (iii) graphische Darstellungen des Verhältnisses zwischen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und dem Mangangehalt des Grundmetalls in der Schmelze bzw. in der Schweißstelle,

Fig. 6 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen

Mikrohärte und Mangangehalt in der Ausscheidungszone, 25

Fig. 7 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen den Ergebnissen der SuIfid-Rißbildungs-Prüfung und dem Restkohlenstoff,

30 Fig. 8 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen

»
dem Mangangehalt in der Ausscheidungszone und dem

Niobiumgehalt und dem Restkohlenstoffgehalt im Grundmetall,

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O ο Ο *

- 11 -

Fig. 9 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen dem Restkohlenstoffgehalt in der Schweißstelle und den Ergebnissen der Sulfid-Rißbildungsprüfung,

Fig. 10 eine Darstellung des Mikrogefüges einer Bruchfläche infolge Sulfid-Rißbildung bei herkömmlichem Stahl,

Fig. 11 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen dem Restkohlenstoff gehalt im Grundmetall und in der Wärmeeinflußzone und der Rißbildungshäufigkeit.

Die Erfindung besteht in dem vorgeschriebenen Anteil der Stahlbestandteile, der dem Zweck der Erfindung am nächsten kommt. Die Gründe dafür, daß die Stahlbestandteile in dem festgelegten Bereich liegen müssen, können wie folgt dargelegt werden.

Der obere Bereich für den Gesamtkohlenstoffgehalt von 0,08% wurde vorgeschrieben, da der Restkohlenstoffgehalt dazu neigt, größer als 0,03% zu sein, wenn der Gesamtkohlenstoffgehalt mehr als 0,08% beträgt. In diesem Fall kann in der Seigerzone örtlich ein über HV 300 gehärtetes Gefüge erzeugt werden, wodurch die Anfälligkeit für Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit ansteigt.

Der restliche Kohlenstoffgehalt wird mit weniger als 0.03% vorgeschrieben, da dann die Seigerzone, in der Verunreinigungen und Legierungsmetalle in höheren Konzentrationen vorhanden sind, eine geringere Härte erhalten kann, was zu einer besseren Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoff brüchigkeit und Sulfid-Spannungsrißbildung und zu einem homogeneren Mikrogefüge ohne feine Risse führt.

Der Restkohlenstoffgehalt wird mit mehr als 0,005% vorgeschrieben, da dann eine ausreichende Menge von in der Korn- ·

grenze abgeschiedenem Kohlenstoff vorhanden sein kann, um eine ausreichende Widerstandsfähigkeit der Korngrenze gegen Wasserstoffbrüchigkeit und eine verbesserte Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und Sulfid-Spannungsrißbildung erzielt werden kann, insbesondere in der Wärmeeinflußzone.

Die untere und obere Grenze für den Siliziumgehalt wurde
mit 0,01% bzw. 0,5% angegeben, da die dem Silizium eigene
10 Wirkung bei der Reduktion des geschmolzenen Stahls und der Verbesserung von Festigkeit und Zähigkeit des Stahls nicht unter 0,01% Silizium nachgewiesen ist, und da die Zähigkeit des Stahls oberhalb von 0,5% Silizium rapide absinkt.

Die Untergrenze für Mangan wird auf 0,8% festgelegt, um Zähigkeit und Festigkeit sicherzustellen, wogegen die Obergrenze mit 2,5% angegeben wird, da Mangan bei höheren Konzentrationen als 2,5% in der Seigerzone ausgeschieden werden und ein gehärtetes Gefüge mit mehr als HV 300 erzeugen kann. Der Mangangehalt sollte im Hinblick auf Festigkeit und Zähigkeit höher als 1,0% und zur Reduzierung des Rißlängenverhältnisses (%) auf 0 höher als 2,0% liegen.

Die Obergrenze für Phosphor wurde auf 0,025% festgelegt, da Phosphor dazu neigt, die Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit zu verschlechtern und diese Rißbildung oberhalb von 0,025% zu fördern.

Die Obergrenze für Schwefel wurde auf 0.004% festgelegt, da MnS oberhalb von 0,004% Schwefel zunehmen kann und dadurch die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit steigern kann.

Die Untergrenze für Aluminium wurde auf 0,005% festgelegt, da Aluminium für die Reduktion der Metallschmelze wesentlich ist, wogegen seine Obergrenze auf 0,1% festgelegt wird, da *

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ein übertriebener Zusatz dieses Elements dazu neigt, die Reinheit des Stahls zu beeinträchtigen.

Was die Elemente Niobium, Titan und Vanadium betrifft, so müssen diese dergestalt zugegeben werden, daß der Restkohlenstoffgehalt höher als 0,005% wird. Mit einem Niobiumgehalt von mehr als 0,12% und einem Titan- und Vanadium-Gehalt von mehr als 0,15% werden Karbide mit Makrogefüge ausgeschieden und dienen als Ausgangspunkte für Rißbildung durch Wasserstoff brüchigkeit. Zusätzlich kann auch die Zähigkeit des erzeugten Stahls absinken. Aus dieser Überlegung werden die Obergrenzen für Niobium, Titan und Vanadium auf 0,12 bzw. 0,15 und 0,15% festgelegt.

Bei der zweiten Ausführungsform der Erfindung ist das Element Kalzium wirksam für die Kontrolle der Form der Einschlüsse von MnS und zur Reduzierung der Zahl von Ausgangspunkten für Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit. Die Obergrenze dieses Elements wird auf 0,007% festgelegt, da oberhalb von 0,007% eine Neigung zur Bildung von CaS-Häufungen besteht, wodurch die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit gefördert wird.

Magnesium wird im Umfang von weniger als 0.007% beigegeben, um wirksam die Ausgangspunkte für Rißbildung durch Wasserstoff brüchigkeit durch Kontrolle der Form von MnS-Einschlüssen ebenso wie Kalzium zu reduzieren.

Seltenerdmetalle werden im Umfang von weniger als 0,1% zugegeben, um die Ausgangspunkte für Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit durch Kontrolle der Form von MnS-Einschlüssen wirksam zu reduzieren.

Bei der dritten Ausführungsform der Erfindung sind Kupfer und Chrom korrosionsbeständige Elemente und verbessern wirksam die Festigkeit des Stahls. Diese Elemente müssen jedoch im

vy ν/ \J O Z- KJ

r 14-

Umfang von weniger als 1,0% beigegeben werden, da sonst die Schweißbarkeit und Zähigkeit des Stahls absinken kann.

Nickel und Molybdän verleihen Festigkeit und Zähigkeit. Insbesondere Nickel ist wirksam bei der Verbesserung der Warmformbarkeit von kupferhaltigem Stahl. Diese Elemente werden in geeigneten Mengen beigegebn, die nicht über 1,0% liegen, da sonst die Widerstandsfähigkeit gegen Sulfid-Spannungsrißbildung des erzeugten Stahls absinken kann.

10 Zirkonium verbessert wirksam die Widerstandsfähigkeit des

Stahls gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit (schrittweise Rißbildung). Dieses Element muß im Umfang von weniger als 0,2% beigegeben werden, da besonders die Schweißverbindung des Stahls bei einem Zirkoniumgehalt über 0,20% zur Versprö-

15 dung neigt.

Bor verbessert wirksam die Härtbarkeit. Dieses Element wird im Umfang von weniger als 0,003% beigegeben, da sowohl der Grundwerkstoff als die Schweißung sonst eine beträchtliche Reduzierung der Zähigkeit erleiden kann.

Die Stahlbramme, welche die vorgenannten Bestandteile enthält, wird warmgewalzt, woraufhin man sie in Luft auf Raumtemperatur abkühlen läßt.

Es ist zu beachten, daß die Eigenschaften der Stahlzusammensetzung gemäß der Erfindung durch Anschrecken, Normalglühen oder beschleunigte Abkühlung nach dem Walzvorgang nicht beeinträchtigt werden, wie aus der nachstehenden Tabelle

30 3 ersichtlich ist. Daher können diese Arbeitsgänge je nach den Erfordernissen durchgeführt werden. Im übrigen ist die Erfindung in gleicher Weise auf Brammen anwendbar, die von Brammenwalzwerken oder von Warmbandwalzwerken stammen.

BAD

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Beispielen beschrieben, Beispiel

Die Tabellen 1 und 2 zeigen Daten bezüglich Zusammensetzung und Herstellungsbedingungen der für die Prüfungen verwendeten Bramme sowie die Eigenschaften der Stahlproben. Tabelle 2 zeigt die Eigenschaften der Stahlproben im gewalzten Zustand und der Stahlproben, die nach dem Walzen einer beschleunigten Abkühlung unterzogen wurden. Tabelle 3 zeigt die Eigenschaften von Stahlproben, die nach dem Abkühlen einer Wärmebehandlung mit Nacherwärmung unterzogen wurden.

Die Proben für die Prüfungen der Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit wurden gemäß dem in Fig. 1 (a) (i), (ii), (b)

(i) und (ii) gezeigten Probenentnahme-Verfahren vorbereitet. Fig. 1 (a) (i) und (ii) beziehen sich auf den Grundwerkstoff, wogegen Fig. (b) (i) (ii) die Schweißung betreffen, In diesen Figuren gibt der Pfeil X die Walzrichtung und der Pfeil Y die Längsrichtung des Rohrs und die Walzrichtung an. Nachstehend werden die Größen der Prüfproben angegeben.

Probendicke, Grundwerkstoff

B = T - 2 mm (max. 20 mm); 25 Probendicke Schweißung

B = Gesamtdicke Probenbreite: W = 20 mm Probenlänge: L = 100 mm

Es wurde ein Prüfverfahren angewendet, bei welchem die Proben 96 Stunden lang in eine wässerige NACE-Lösung (gesättigter Schwefelwasserstoff, 5% Natriumchlorid und 0,5% Essigsäure) gelegt, und die Risse wurden an den drei Schnittflächen der entsprechenden Proben gemessen.

Fig. 2 zeigt das Verfahren für die Beurteilung der Risse bei der Prüfung der Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit. Die Risse wurden bezüglich des Rißlängenverhältnisses (CLR), des Verhältnisses der Neigung zur Rißbildung (CSR) und bezüglieh des Vorhandenseins oder Fehlens von Rissen beurteilt.

Fig. 2 zeigt die Berechnung der Werte von CLR (Prozent) und CSR (Prozent) für die Prüfungen der Rißbildung durch Wasserstoff brüchigkeit gemäß der folgenden Formeln.

CLR (%) = CSR (%) =

A
£ai Ebi χ 100

AB

Fig. 3 zeigt Proben für die Prüfung der Sulfid-Spannungsrißbildung und eine entsprechende Prüfeinrichtung. Fig. 3 (i), (iii) und (iv) zeigen das Verfahren der Probenentnahme aus einer flachen Platte bzw. aus einem Rohr aus Grundmetall bzw. aus dem geschweißten Rohr. Fig. 3 (ii) zeigt die tatsächliehe Größe der Probe in mm, welche in die in Fig. 3 (v) gezeigte Prüfvorrichtung einzulegen ist. In Fig. 3 (v) bezeichnet 1 den Prüfling, 2 einen Behälter mit Prüfflüssigkeit, 3 eine Klemmvorrichtung für den Prüfling, 4 einen Lastübertragungsarm, 5 eine Last und 6 eine Hebelunterlage. Der Pfeil zeigt die Richtung an, in welcher das H2S-Gas strömt. Der Behälter mit Prüfflüssigkeit 2 ist mit der wässerigen NACE-Lösung (5% NaCl, 0,5% CH₃COOH und gesättigtes H₂S) gefüllt. Bei dem Prüfverfahren wird der Prüfling eingespannt und die wässerige NACE-Lösung wird in den Behälter für die Prüfflüssigkeit gefüllt. Der Prüfling wird durch ein vorbestimmtes Gewicht belastet. Die Prüfung wird durchgeführt, um festzustellen, ob am Prüfling unter diesen Bedingungen Risse entstehen; wenn nicht, wird die Prüfung bis zu einer Dauer von 500 Stunden durchgeführt, um zu sehen, welche Änderungen am Prüfling im Verlauf der Prüfdauer entstehen.

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Die Schweißung wurde nach dem schematisch in Fig. 4 gezeigten Verfahren durchgeführt. Fig. 4 (a) (i) zeigt die Vorbereitung der Fuge für die verdeckte Lichtbogenschweißung. Es wurde Mn-Ni-Mo-Ti-Schweißdraht und Flußmittel verwendet. Nachstehend wird die für jede Plattendicke eingebrachte Schweißwärme angegeben.

Platten dicke (mm)	Eingebrachte Schweißwärme	Außenfläche (KJ/cm)
9.5 12 16 19 25	Innenfläche (KJ/cm)	23.6 25.9 36.0 49.8 62.4 ,
21.0 23.5 - 36.2 44.3 54.9

Fig. 4 (b) (ii) (iii) zeigen die Vorbereitung der Schweißfuge in mm für Rundschweißen. Fig. 4 (b) (ii) zeigt das Schweißen für Plattendicken von 9,5, 12, 16 und 19 mm, und Fig. 4 (b) (iii) zeigt das Schweißen für eine Plattendicke von 25 mm. Der Schweißdraht war vom Typ MGS 63 B (1,2 0) von Kobe Seiko K.K. Das Schutzgas, bestehend aus Argon und 20% CO₂ wurde mit einer Strömungsgeschwindigkeit von 29 Litern pro Minute verwendet. Der Schweißvorgang wurde unter folgenden Bedingungen

30 durchgeführt:

Schweifl iege	Schweißbe dingungen	■ Vor wärmung	Zwischenschicht- Temperatur	Schweiß- stellung
1-3	180A-20V- 45 cpm, 4.8KJ/cm	keine	1 - 2 Lagen 75°C	abwärts
4 et seq	20OA-22V- 45 cpm, 5.8KJ/cm	-	100°G	abwärts

C tilt

	Stahlsorten	Tabelle	1 Chemische Zusammensetzung	C	Si	Mn	der Prüflinge	S	Cu	Ni	Cr	f
	A	Bestandteile im Stahl	0.142	0.38	1.42	(Gewichtsanteil in %)	0.001	—	—	—	C
	B	0.084	0.28	1.16	P	0.001	0.27	0.11		C
	C	0.053	0.25	1.54	0.016	0.001	-	-	-
nlich	D	0.007	0.10	1.83	0.Q15	0.001 .	-	-	-
kömi	E	0.012	0.16	2.05	0.009	0.001	-	-	-
Her	F	0.038	0.15	2.60	0.006	0.001	-	-	-
	G	0.033	0.22	1.63	0.009	0.001	0.26	0.1
	H	0.019	0.25	1.91	0.017	0,001	-	-	-
	I	o.bio	0.17	1.98	0.015	0.001	-	-	-
03 :π5	J	0.046	0.28	1.55	0.021	0.001	0.28	0.11
gem	K	0.033	0.26	1.60	0.016	0.001	-	-	-
indungs	L	0.015	0.27	1.53	0.004	0.001	-		0.21
m W	M	0.044	0.30	1.45	0.012	0.001	-	-
	N	0.033	0.23	1.58	0.015	< 0.0005	-	-
	0	0.053	0.24	1.47	0.017	0.001	-	-
0.017
0.008

	η	Stahlsorten	Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung der ]	Mo	Nb	V	Ti	_BPPm	Prüflinge	(Fortsetzung)	_NP_Pm	Re st-C GeWi-Ant. %
	lic]	A	Bestandteile im Stahl (Gewichtsanteil	-	0.030	-	-	-	in %)		35	0.138
	I :O	B	-	-	-	0.052	-	SAU	Ca^ppm	27	0.D75
	!-I Φ	C	-	0.029	0.042	-	-	0.025	28	23	0.039
O *		D	0.15	0.048	-	-	—	0.024	21	33	0.001
S » 9		Ξ	-	0.052	-	0.020	22	0*021-	23	23	0.002
> J > A		F	-	0.044	-	0.021	14	0.021	25	28	0.029
» » » 3 B t. a	es	G	-	0.125	-	0.012	-	0.022	34	35	0.017
I ·	•iD E Φ tn	H	-	0.048	-	0.016	12	0.024	16	30	0.011
J". !	mgs	I	-	0.038	-	-	-	0.028	22	29	0.005
	Erfindi	J	-	0.043	0.042	0.013	-	0.022	22	23	0.029
		K	0.17	0.043	-	0.014	-	* 0.033	38	35	0.026
		L	-	0.031	-	0.011	-	0.021	23	33	0.011
	M	-	0.108	-	-	-	0.027	21	22	0.030
	N	0.15	0.038	-	-	-	0.038	15	21	0.028
	O	—	0.025	0.072	0.018	-	0.025	17	23	0.030
	0.025	-
	0.032	25

Xi
υ
•Η

05

Stahl
sorte

Symbole

Platten
dicke

lock-

ncj. bLtüi ungsoeaxngungen

Temp, im

/

I

620

/

Mechanische

Eigenschaften

vTrs

maximale
Härte in
Seigerzone
(50g)
(50g)

' J ■
• J*

xngsgem

A

A-I

19

achwärm-
emperatur
⁰C)

Temperatur

Zugkanal

j

^^

/

YS
(Kg/mm²)

TS
2
(Kg/nun )

-80

524

' U
Q)
tr!

P!
•H

B

B-I

16

1100

nach dem
Walzen

/

I

620

/

48.2

56.8

-101

423

C

4-1
H
W

C

C-I

25

1100

720

I

45.0

54.0

-83

549

• C ·
C ·

4
*

D

D-I

19

1150

700

I

47.0

55,3

-110

262

t K

E

E-I

25

1100

740

ι

54.1

61.0

-93

249

• t
e « >

F

F-I

19

1100

700

,59.1

68.1

-98

353

1
T C C

G

G-I

19

1100

700

62.3

75.2

-91

362

*
O
CN .

H

H-I

19

1200

670

54.3

66.0

-98

254

t *
t *
C C

■1

H-2

9

1150

790

54.8

66.5

-93

274

,J

I

1-1

19

1200

680

54.6

64.3

-108

268

Il

1-2

9

1150

800

52.0

59.3

-95

277

J

J-I

25

1200

680

52.5

59.0

-92

236

K

K-I

25

1200

800

52.9

62.3

-95

244

L

L-I

19

1200

*
770

51.3

61.7

-103

239

M

M-I

16

1200

770*

46.2

53.0

-100

236

N

N-I

25

1200

750

61.0

71.0

-89

241

O

0-1

16

1200

720

53.4

63.1

1200

770*

55.6

64.9

770

Tabelle 2 Herstellungsbedingungen (Fortsetzung)

S ti

	Stahl sorte	Rißbildung im Grundmetall (NACE-Atrnosph.)	CSR (%)	Rißbildung in der Schweißung (NACE-Atmosph.)	CSR (%)	Sulfid-Spannungsrißbildung in der Schweißung (NACE- Atmosphäre) ö/oYS	0.85	0.80-	0.75	0,70	0.65	0.60	0.55
Herkömmlich	A	CLR (%)	1.5	CLR (%)	2.1	0.90	-	-	-	Φ	#	•	O
Erfindungsgemäß	B	43	1.3	45	1.5	-	-	-	φ	Φ	Φ	O
G	38	2.0	55	2.0	-	-	-	φ	Φ	O	—
D	47	0	62	0.3	-	Φ	O	-	-	-	-	-
£	0	0	13	0.5		Φ	O	-	-	-	-	-
	0	0	18	0.8	-	-	-	-	Φ	φ	O	-
G	13	0.3	20	0 3	-	-	-	φ	Φ	O	-	-
H	27	0	29	0	-	Φ	O	-	-	-	-	-
π	0	0	0	0	m	-		-	-	-	-	-
I	0	0	0	0	-	O	-	-	-	-	-	-
Il	0	0	0	0		-	-	-		-	-	-
J	0	0	0	0	-	O	-	-	-	-	-	-
K	0	0	0	0	•	•	O	-	-	-	-	-
L	0	0	0	0	•	-	-	-	-	-	-	-
M	0	0	0	0	-	φ	O	-	-	-	-	-
N	0	0	0	0	φ	φ	O	—	-	-	-	-
0	0	0	0	0	φ	O	-	-	-	-	-	-
0	0	φ

0.55

I

ι

O

I

O

qo τ xuiuio >{αθΗ

I

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I

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I

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0.60

O

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I

0.65

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I

•

I

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W
I

0.70

•

I

•

I

O

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I

/eißung σ/σ YS (ϊ

0.75

I

■

I

'

O

I

•

I

O

•

O

I

ßbildung in Schv

0.80

•

I

•

I

O

•

O

SuIfid-Spannungsri

0.85

■

I

■

I

'

•

ν

I

•

I

•

0.90

I

•

I

•

I

•

I

•

Stahl
sorte

<

Ü

α

a

SS

H

•J

Z

O

BAD ORIGINAL

Tabelle 3 Herstellungsbedingungen und Kennwerte

Stahl sorte	Symbole	Platten dicke	Block- nachwärm- temperatux (°C)	Temperatur nach dem Walzen <°C)	Temp, im Zug kanal (⁰C) '	Mechanische Eigenschaften	TS (Kg/nun²)	vTrs (°C)	max. Härte in der Seigerzone (50g)
■ H Il Il	1) H-3 2) H-4 *3) H-5	19 19 19	1150 1150 1150	680 680 680	N	YS (Kg/nun²)	68.5 58.5 64.5 ,	-65 *76 -95	239 234 241
L Il	4) L-2 . 5) L-3	19 19	1200 1200	730 730	V	58.9 48.6 55.0	46.7 56.0	-73 -80	219 223
35.9 42.7

Nach dem Warmwalzen unter den in der Tabelle angegebenen Bedingungen wurden die Prüflinge einer Wärmebehandlung
unter den nachstehenden Bedingungen unterzogen:

*1) Vergüten; Abschrecktemperatur 910⁰C, Anlaßtemperatur 620⁰C

*2) Normalglühen und Anlassen; Normalglühtemperatur 910⁰C, Anlaßtemperatur 620°C

*3) Anlassen; Anlaßtemperatur 620⁰C

*4) im Normalglühzustand; Normalglühtemperatur 91O⁰C

*5) im Abschreckzustand; Abschrecktemperatur 95O⁰C

CO CO CO CD

	Stahl sorte	Symbole	Tabel	CSR	Ie 3	Herstellungsbedingungen und Kennwerte (Fortsetzung)	CSR	Sulfid-Spannungsrißbildung in der Schweißung (NACE-Atmosphäre) σ/oYS	0.85	0.80	0.75	0.70	0.65	0.60	0.55
		IM*»	Rißbildung im Grundmetall (NACE-Atmosph.)	0	Rißbildung in der Schweißung (NACE-Atmosph.)	0	0.90	O	-	-	-	-	-	-
	H	H-4*²>	CLR	0	CLR	0	•	_	-	-	-	—	-	-
	Il		0		0
4 *« <** • *		H-5*³»	0	0	0	0		-	-	-	-	-	-	-
« « €	Il I	41		0		0	-
4 ♦ · β * t C <	L		0		0
"ι *		L-3*⁵⁾	0	0	0	0		•	•	O	-	-	-	-
	Il					•
«ICC I < < I C 4		0	0

OO CO CO

CJ) CD

Tabelle 3 Herstellungsbedingungen und Kennwerte (Fortsetzung)

Stahl-	Symbole	Sulfid-Spannungsrißbildung in der Schweißung (NACE- Atmosphäre)	0.85	0.80	0.75	0.70	0.65	0.60	0.55
	H-3	0.90		O	-	-	-	-	-
H	2) H-4*	m	-	-	-	-	-	-	-
Il	*3) H-5 '	-	-	-	-	-	-	-	-
■ ti	4) L-2 ^q)*	-	-	-	-	-	-	-	-
: L r	L-3 '	-	-	•	•	O	-	-	-
Il	-

CO CO CO IV)

Das folgende Beispiel wird zur Erklärung der Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und gegen Sulfid-Spannungsrißbildung im Rohr aus Grundmetall gegeben.

Fig. 5 zeigt die Ergebnisse der Prüfungen für die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit für den Grundwerkstoff (fig.5 i) und für die Schweißung (Fig. 5 ii) in Abhängigkeit von der Manganmenge in der Metallschmelze, die den Mangangehalt im Grundwerkstoff und in der Schweißung ohne Seigerung darstellen soll. In Fig. 5 (i), welche die Prüfergebnisse für den Grundwerkstoff zeigt, ist die Anfälligkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit" beim herkömmlichen Stahl mit einem Restkohlenstoffgehalt von mehr als 0,03% beträchtlich

15 erhöht, wenn der Mangangehalt über 1,0% liegt, wie durch

die Kreise (o) in Fig. 5 (i) angedeutet, wogegen beim Stahl gemäß der Erfindung mit einem Restkohlenstoffgehalt von weniger als 0,03% (weniger als 0,08% Kohlenstoff) und einem Mangangehalt von weniger als 1,0% keine Rißbildung beobachtet wird,

20 wie durch die Quadrate ( D ) in Fig. 5 (i) angedeutet. In

dieser Figur steht der zur Hälfte schwärzgefül-1 te Kreis ( φ ) für den herkömmlichen Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,005%.

In Fig. 5 (ii), welche die Prüfergebnisse für die Schweißung zeigt, entsteht im herkömmlichen Stahl mit einem Restkohlenstoff gehalt von mehr als 0,03% Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit, die ihren Ausgangspunkt im Grundmaterial nimmt.

Bei herkömmlichen Stahl mit einem Restkohlenstoffgehalt von weniger als 0,005% entsteht im Grundwerkstoff keine Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit, die jedoch lediglich in der Schweißung auftritt. Dagegen wurde gezeigt, daß bei Stahl gemäß der Erfindung mit einem Restkohlenstoffgehalt im Bereich von 0,005 bis 0,03% (0,005% < Restkohlenstoff S 0,03%) keine Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit entsteht.

λ m « β- β·«« *

λ Ϊΐ Λ HA·*·* * * * ^β

- 27 -

Fig.6 zeigt die Beziehung zwischen der Härte (HV) und dem Mangangehalt (Gewichtsanteil in Prozent) des keiner Seigerung unterworfenen Metallteils.

In der Zeichnung steht das Zeichen O für herkömmlichen Stahl (Restkohlenstoff C > 0,03%) ohne Risse, das Zeichen φ steht für den gleichen Stahl mit Rissen, dä's Zeichen φ steht für herkömmlichen Stahl (Restkohlenstoff C < 0,005%) ohne Risse, das Zeichen φ steht für den gleichen Stahl mit Rissen, das Zeichen D steht für Stahl gemäß der Erfindung ohne Risse und das Zeichen M für den gleichen Stahl mit Rissen.

Bei der herkömmlichen Stahlsorte mit mehr als 0,03% Restkohlenstoff erhöht sich in dem der Seigerung ausgesetzten Metallteil die Härte auf mehr als HV 300 mit zunehmendem Mangangehalt in diesem Teil, woraus sich eine erhöhte Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit ergibt, wie im Bericht der Anmelderin (Nippon Kokan Giho, 1980, 61) dargelegt. Im Gegensatz dazu weist bei der Stahlsorte gemäß der Erfindung mit weniger als 0,03% Restkohlenstoff der geseigerte Teil bei einem Mangangehalt von weniger als 3,0% in diesem Teil eine Härte von weniger als HV 300 auf, wodurch es möglich wird, die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit zu verhindern, wie in Fig. 6 gezeigt. Bei der Stahlsorte F mit einem Restkohlenstoffgehalt von weniger als 0,03%, d.h. von 0,029%, wie in Tabelle 1 gezeigt, jedoch mit einem Mangangehalt von mehr als 2,50%, kann der Mangangehalt im geseigerten Teil über 3,0% liegen, so daß die Härte im geseigerten Teil örtlich mehr als HV 300 betragen kann, was zu einer noch häufigeren

30 Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit führt.

Es ist zu beachten, daß die Stahlsorte G mit weniger als 0,03% Restkohlenstoff, jedoch mit einem Nb-Gehalt von mehr als 0,12%, d.h. von 0,125% Nb-Einschlüsse mit Makrogefüge aufweisen kann, von denen eine Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit ausgehen und sich in den Stahl erstrecken kann.

BAD ORIGINAL

Somit muß gemäß der Erfindung der Restkohlenstoffgehalt niedriger als 0,03%, der Mangangehalt niedriger als 2,0% und
der Niobiumgehalt kleiner als 0,12% sein, um die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit im Grundwerkstoff zu verhindern. 5

Fig. 7 zeigt die Beziehung zwischen dem Restkohlenstoffgehalt (Gewichtsanteil in Prozent) und den Ergebnissen der Prüfung für Sulfid-Spannungsrißbildung.

In der Zeichnung steht das Zeichen O für herkömmlichen Stahl (Restkohlenstoff C > 0,03%) ohne Risse, das Zeichen # für den gleichen Stahl mit Rissen, das Zeichen φ steht für herkömmlichen Stahl (Restkohlenstoff < 0,005%) ohne Risse, das Zeichen p für den gleichen Stahl mit Rissen, das Zeichen

Q steht für Stahl gemäß der Erfindung ohne Risse und das Zeichen ■ für den gleichen Stahl mit Rissen.

Für einen Restkohlenstoffgehalt von weniger als 0,03% wurde gezeigt, daß das Verhältnis ath/aYs, worin cth die Grenzspannung für die Rißbildung und aYs die Fließspannung angibt, im Bereich von 0,55 bis 0,65 liegt, was eine Verbesserung um ca. 0,20
bedeutet. Dies erweist, daß der Stahl gemäß der Erfindung
ein homogeneres Gefüge aufweist.

Es wird nunmehr die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit in der Schweißstelle betrachtet.

Fig. 8 zeigt die Beziehung zwischen den Prüfergebnissen für die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit in der Schweißstelle und dem Nb-Gehalt sowie dem Restkohlenstoffgehalt im Grundmetall. In Fig. 8 zeigt der schraffierte Teil das Vorhandensein von Rissen und der Nicht-schraffierte Teil das Fehlen von
Rissen an.

Das Zeichen O steht für herkömmlichen Stahl (Restkohlenstoff C >

BAD ORIGINAL

- 29 -

0,03%) ohne Rißbildung, das Zeichen φ für den gleichen Stahl mit Rißbildung, das Zeichen φ steht für herkömmlichen Stahl (Restkohlenstoff C > 0,005%) ohne Rißbildung, das Zeichen f< für den gleichen Stahl mit Rißbildung, das Zeichen Q steht für Stahl gemäß der Erfindung ohne Rißbildung und das Zeichen fl für den gleichen Stahl mit Rißbildung.

Aus dieser Figur ist ersichtlich, daß der herkömmliche Stahl mit mehr als 0,03% Restkohlenstoff und derjenige mit weniger als 0,005% Restkohlenstoff zur Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit neigen, wogegen der Stahl gemäß der Erfindung mit einem Restkohlenstoffgehalt im festgelegten Bereich von 0,005 bis 0,03% nicht zur Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit neigt.

Es ist zu beachten, daß beim herkömmlichen Stahl mit mehr als 0,03% Restkohlenstoff die Rißbildüng durch Wasserstoffbrüchigkeit in der Schweißstelle, die in der Rißbildung im Grundmetall ihren Ausgang nimmt, durch die Wärmeeinflußzone (HAZ) vordringt und gelegentlich auf den Zusatzwerkstoff übergreift, und daß im Fall des herkömmlichen Stahls mit weniger als 0,005% Restkohlenstoff keine Rißbildung im Grundmetall beginnt, daß jedoch Korngrenzen-Rißbildung durch Wasserstoffbruchxgkeit in der Wärmeeinflußzone entsteht.

Obwohl der Mechanismus der Korngrenzen-Rißbildung durch Wasserstoffbruchxgkeit nicht genau bekannt ist, kann gesagt werden, daß mit höheren Zusätzen von Nb, Ti oder V diese Elemente in Form von Karbiden im Kristallgefüge in größerem Umfang ausgeschieden werden, was zu einer verstärkten Kristal1-struktur und einem vermindertem Restkohlenstoffgehalt führt, wodurch möglicherweise die Korngrenze versprödet. Dies erklärt die Tatsache, daß Rißbildung durch Wasserstoffbruchxgkeit in den Schweißstellen erfolgte, in denen der Restkohlenstoffgehalt weniger als 0,005% betrug, wie in Fig. 5 gezeigt.

Es ist demnach wesentlich, daß der Restkohlenstoffgehalt

weniger als 0,03% beträgt, um die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit im Grundmetall verhindern zu können, und daß der Restkohlenstoffgehalt auch weniger als 0,03% und mehr als 0,005% beträgt, um die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit in der Schweißstelle zu verhindern, wegen der Notwendigkeit, die Rißbildung sowohl im Grundmetall als die Korngrenzen-Rißbildung zu verhindern. Der Restkohlenstoffgehalt kann also im Bereich von 0,03 bis 0,005% liegen, um all diese Arten von Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit gleich-

10 zeitig zu verhindern.

Fig. 9 zeigt die Beziehung zwischen dem Restkohlenstoffgehalt in der Schweißstelle und den Prüfergebnissen für die Sulfid-Spannungsrißbildung.

In der Figur haben die Zeichen O · 0 0 D B die gleiche Bedeutung wie sie weiter oben im Zusammenhang mit Fig. 7 beschrieben wurde. Die Zeichen O 0 D bezeichnen die Ergebnisse von Prüfungen, die sich über 500 Stunden erstreckten.

Aus dieser Figur ist ersichtlich, daß herkömmliche Stahlsorten mit weniger als 0,005% Restkohlenstoff bei Spannungen ath/aYs von weniger als 0,60 Rißbildung aufweisen, wogegen Stahl gemäß der Erfindung mit einem Restkohlenstoffgehalt von mehr als 0,005% keine Rißbildung für ath/aYs von weniger als 0,70 aufweist, woraus sich ergibt, daß das Verhältnis ath/aYs um 0,10 bis 0,20 verbessert wurde.

Bei einer Prüfung mit einem Raster-Elektronenmikroskop wurden an der Fläche mit Sulfid-Spannungsrißbildung von herkömmlichem Stahl mit einem Restkohlenstoffgehalt von weniger als 0,005% zahlreiche interkristalline Risse beobachtet, wie in Fig. 10 gezeigt, wogegen keine derartigen interkristallinen Risse bei Stahl gemäß der Erfindung beobachtet wurden.

BAD ORIGINAL

ana .«»«β»

- 31 -

Fig. 11 zeigt in graphischer Darstellung die Auswirkungen, die der Restkohlenstoffgehalt im Grundmetall und in der Wärmeeinflußzone auf die Häufigkeit der Rißbildung haben kann, die definiert wird als das Verhältnis der Zahl der Prüflinge, an denen sich Risse gebildet haben, zur Gesamtzahl der Prüflinge.

Es kann festgestellt werden, daß die Anfälligkeit des Grundmaterials gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit bei einem Restkohlenstoffgehalt von mehr als 0,03% zunimmt; andererseits besteht bei einem Restkohlenstoffgehalt von weniger als 0,005% eine Neigung zur Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit in der Wärmeeinflußzone beim Schweißen, wogegen bei Stahl gemäß der Erfindung diese Nachteile gleichzeitig ausgeschaltet werden können,und die Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit kann gleichzeitig im Grundwerkstoff und in der Wärmeeinflußzone vollständig vermieden werden.

Aus der vorstehenden Beschreibung ist ersichtlich, daß der Stahl gemäß der Erfindung eine hervorragende Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit und gegen Sulfid-Spannungsrißbildung sowie eine hervorragende Tieftemperatur- und Kerbzähigkeit selbst unter harten Betriebsbedingungen wie tiefe Temperaturen oder Schwefelwasserstoffatmosphäre aufweist.

Leerseite

Claims

PATENTANS PRUCHE

Stahlwerkstoff mit hervorragender Widerstandsfähigkeit gegen Rißbildung durch Wasserstoffbrüchigkeit in Schwefelwasserstoff atmosphäre, dadurch gekennzeichnet, daß er weniger als 0,08% Kohlenstoff (C), 0,01 - 0,50% Silizium (Si), 0,8 - 2,5% Mangan (Mn), weniger als 0,025% Phosphor (P), weniger als 0,004% Schwefel (S), 0,005 - 0,1% Aluminium (Al), sowie eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe enthält, die aus Niobium (Nb), Titan (Ti) und Vanadium (V) im Umfang von weniger als 0,12% für Nb und 0,15% für Ti.und V besteht, wobei der Rest aus Eisen (Fe)und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, mit einem restlichen Kohlenstoffgehalt (C) nach folgender Formel

Restkohlenstoff (C) = [c] - |f[Nb] - ^y [v] - ~

[Ti - 3,4n] im Bereich 0,005 bis 0,03%, worin N den Stickstoffgehalt

in Prozent angibt, mit N=O für [Ti - 3,4N] < 0.

Stahlwerkstoff nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, daß er zusätzlich zu den genannten Bestandteilen eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe enthält, die aus Kalzium (Ca), Magnesium (Mg) und Seltenerdmetallen (REM) im Umfang von 0,007% für Ca, 0,007% für Mg und 0,1% für REM besteht, wobei der Rest aus Eisen (Fe) und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, mit einem Restgehalt an Kohlenstoff (C) nach der genannten Formel.

Postscheckkonto: Karlsruhe 76979-754 Bankkonto: Deutsche Bank AQ Villingen (BLZ 6847C039) 148332

3. Stahlwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er zusätzlich zu den genannten Bestandteilen eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe enthält, die aus Kupfer (Cu), Chrom (Cr), Molybdän (Mo), Nickel (Ni), Zirkonium (Zr) und Bor (B) im Umfang von weniger als 1,0% für die vier ersteren Elemente, weniger als 0,2% für Zr und weniger als 0,003% für B besteht, wobei der Rest aus Eisen (Fe) und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, mit einem Restgehalt an Kohlenstoff (C) nach der genannten Formel.

4. Stahlwerkstoff nach Anspruch 2 dadurch gekennzeichnet,

daß er zusätzlich eines oder mehrere der Elemente aus einer weiteren Gruppe enthält, die aus Kupfer (Cu), Chrom (Cr), Molybdän (Mo), Nickel (Ni), Zirkonium (Zr), und Bor (B) im Umfang von weniger als 1,0% für die vier ersteren Elemente, 0,2% für Zr und 0,003% für B besteht, wobei der Rest aus Eisen (Fe) und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, mit einem Restgehalt an Kohlenstoff nach der genannten Formel.

BAD