Es ist bekannt, dass hochzugfeste, herkömmlich zu verschweissende Stähle mit Zugfestigkeiten von 70 bis 100 kg/mm' Legierungselemente wie Si, Mn, Ni, Cr, Mo und B enthalten, wobei die Festigkeit und Dehnbarkeit des Stahls erhöht wird, wenn man ihn nach der Wärmebehandlung und Abschreckhärtung und nach dem Auswalzen anlässt.
Die nachstehende Tabelle 1 zeigt beispielsweise eine solche Wärmebehandlung an zwei Stählen, deren chemische Zusammensetzung angegeben ist und deren Eigenschaften nach der Behandlung aufgeführt sind.
Für die Schweissbarkeit eines Stahles ist das sogenannte Kohlenstoffäquivalent Cäq wichtig, das wie folgt definiert ist:Cäq=C+ 1/24ski+ 1/6 Mn + 1/40mix 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V, wobei diese Werte in Prozent eingesetzt sind.
Der angegebene Stahl A hat ein Cäq von 0,54 O/o, während der Stahl B ein Cäq von 0,58 O/o aufweist.
Tabelle 1 Stahl Wärmebe- C Si Mn P S Ni Cr Mo B handlung A 870 CWQ 0,16 0,38 0,98 0,01 0,016 0,95 0,47 0,33
65 CAC B 870 "CWQ 0,15 0,32 1,05 0,007 0,018 0,93 0,50 0,46 0,0025
650 CAC Streck- Zugfe- Dehnung Quer- Schlaggrenze stig- 0/0 schnitts- festig kgimm keit abnahme 0/0 keit kgm/cm kg/mm (-50 "C) 69,1 75,0 38,0 61,0 6,2 80,5 84,8 34,8 58,2 7,6
Die erforderlichen Eigenschaften des Rohstahls kann man dadurch erzielen, dass man dem Stahl andere chemische Komponenten zugibt, bevor man den Stahl auf bekannte Weise durch Abschreckung härtet und anlässt.
Um eine ausreichende Abschreckhärtung zu erzielen, fügt man dem Stahl eine grössere Menge an Legierungselementen wie C. Mn, Cr und Mo zu, die in der Lage sind, die Abschreckhärtungs-Eigenschaften des Stahls zu verbessern, und beim Abschrecken erhält man die Martensitstruktur, die dem Stahl eine hohe Festigkeit verleiht.
Da jedoch bei diesem Vorgehen der Stahl ziemlich spröde wird, muss man ihn anschliessend anlassen, so dass die Martensitstruktur in die getemperte Martensitstruktur unter Festigkeitsverlust übergeht, wobei man jedoch eine gute Kerbschlagzähigkeit und Dehnbarkeit erzielt.
Um eine hohe Dehnbarkeit zu erreichen, ist es notwendig. den Stahl auf relativ hohe Temperaturen anzulassen, beispielsweise auf 650 C, wie in Tabelle 1 gezeigt, jedoch vermindert sich die Festigkeit des Stahls bei steigender Anlasstemperatur, so dass es immer noch notwendig ist, dem Stahl Legierungselemente, insbesondere C und Mo, zuzufügen, um den Verlust der Festigkeit des Stahls auszugleichen.
Auf diese Art erreicht man die erforderliche Festigkeit, Dehnbarkeit und Kerbschlagzähigkeit des Rohstahls, jedoch stellt ein solcher Stahl einen legierten Stahl mit einem hohen Kohlenstoffäquivalent dan
Wenn man hochzugfesten Stahl dieser herkömmlichen Art einer Verschweissung unterwirft, so tritt eine bedeutende Abnahme der Kerbschlagzähigkeit in den erhitzten Bereichen beim Schweissen auf, denn in solchen Bereichen wird der Stahl unter dem Einfluss der Schweisshitze wieder in Austenit überführt, wobei ausserdem noch eine Kornvergröberung eintritt. Diese Tatsache geht insbesondere aus Fig. 1 hervor, in der das Verhalten des Stahls B der Tabelle 1, eines hochzugfesten Stahls mit einer Zugfestigkeit von 80 kg/mm2, aufgetragen ist.
Auf der Abszisse ist die Temperatur angegeben, die der Stahl beim Schweissen annimmt, und auf der Ordinate findet sich die Kerbschlagzähigkeit nach Charpy, gemessen bei -50 "C an einer V-förmigen Kerbe und angegeben in kgm/cm2. Der Bereich nahe der Ordinate stellt demnach denjenigen Bereich des Werkstückes dar, der von der Schweisshitze nicht beeinflusst wird. Aus Fig. 1 geht weiterhin hervor, dass die Höchsttemperatur beim Schweissen 1350 "C betrug. Die Kerbschlagzähigkeit wurde nach einer Abkühlungszeit von 25 bis 28 Sekunden im Temperaturbereich von 800 "C auf 500 "C gemessen.
Diejenigen Bereiche des Werkstückes, die von der Schweisswärme nicht beeinflusst wurden, d. h. der Punkt, wo die Kurve die Ordinate schneidet, besitzen eine Kerbschlagzähigkeit von nahezu 7,6 kgm/cm2, während dieser Wert bei der Höchsttemperatur von 1350 "C weniger als 1 beträgt. Im Vergleich zum Stahl vor dem Verschweissen hat die Schweissstelle eine ganze beträchtlich verminderte Kerbschlagzähigkeit.
Fig. 2 gibt die Abhängigkeit der Kerbschlagzähigkeit nach Charpy von der Abkühlungszeit wieder, in der die Schweissstelle des Stahls B (Tabelle 1) von 800 "C auf 500 "C nach dem Verschweissen bei 1350 "C abgekühlt wurde. Die Ordinate zeigt die Kerbschlagzähigkeit nach Charpy an einer Probe mit V-förmiger Kerbe in kgm/cm2, gemessen bei -50 "C, und die Abszisse gibt die Abkühlungszeit von 800 "C auf 500 "C in Sekunden an. Aus Fig. 2 geht hervor, dass die Kerbschlagzähigkeit des Stahls stark abfällt, wenn man langsam abkühlt; d. h. wenn die Abkühlungszeit mehr als 20 Sekunden beträgt, fällt die Kerbschlagzähigkeit rapide ab.
Ausserdem tritt eine ausgesprochene Härtung derjenigen Bereiche des Werkstückes auf, die der Schweisshitze ausgesetzt waren, wodurch sich sehr leicht Schweissbrüche zeigen können.
Aus Fig. 1 geht hervor, dass insbesondere diejenigen Stahlbereiche, die beim Schweissen über den Umwandlungspunkt A3 erhitzt wurden, d. h. auf Temperaturen über etwa 1350 "C, besonders problematisch sind.
Im folgenden soll unter dem Ausdruck hitzebeeinflusster Bereich derjenige Bereich des Werkstückes verstanden werden, der über A3 erhitzt wurde.
Der Grund für diese geschilderten Erscheinungen ist der folgende:
Die Auswirkungen der Abschreckhärtung und der Temperung auf den Stahl verschwinden in den hitzebeeinflussten Bereichen deswegen, weil sich beim Schweissen eine völlig verschiedene Wärmebehandlung bemerkbar macht, so dass die ausgewogenen Eigenschaften der Festigkeit, Dehnbarkeit und Kerbschlagzähigkeit des vorbehandelten Werkstückes, die genau aufeinander abgestimmt waren, beim Schweissen verlorengehen. Die hitzebeeinflussten Bereiche werden beträchtlich gehärtet und verlieren andererseits ihre Dehnbarkeit und Kerbschlagzähigkeit.
Diese Erscheinungen lassen sich theroretisch folgendermassen erklären.
Fig. 3 gibt ein Umwandlungsdiagramm des Stahls B (Tabelle 1) an, wobei auf der Ordinate die Temperatur in "C und auf der Abszisse die Zeit in Sekunden und logarithmischer Einteilung aufgetragen sind, wobei die Zeit als ein Parameter der Umwandlung aus der Austenitstruktur angesehen wird.
In der Zeichnung geben die ausgezogenen Linien Umwandlungs-Abkühlungs-Kurven bei gleichmässiger Abkühlung (CCT) nach einem Erwärmen auf 900 "C an, und die gestrichelten Linien sind Umwandlungs-Abkühlungs-Kurven bei gleichmässiger Abkühlung (CCT) nach einem Erhitzen des Stahls auf 1350 "C.
list das Austenitgebiet. 11 das Gebiet der Ferritumwandlung. IV das Gebiet der Bainitumwandlung und V das Gebiet der Martensitumwandlung. Die Gerade 1 gibt den Anfangspunkt der Martensitumwandlung (Punkt Ms) und die Linie 2 den Endpunkt der Martensitumwandlung (Punkt Mf) an.
Zuerst soll die Wärmebehandlung des Stahls B erläutert werden.
Nach Erhitzen dieses Stahls über den Umwandlungspunkt A3 wird er durch Abschrecken in Wasser gehärtet.
Seine Abkühlungskurve unter diesen Umständen ist die Kurve Q, wie in Fig. 3 gezeigt. Der Stahl B enthält eine grössere Menge der Legierungselemente C, Mn, Cr, Mo und B, welche seine Abschreckhärtungseigenschaften verbessern, so dass die Festigkeit dieses Stahls durch Härten und Tempern erhöht werden kann.
Zur bequemen Härtung des Stahls wird die Abkühlung relativ schnell vorgenommen, so dass die Abkühlungskurve Q beim Härten durch die Punkte Ms und Mf, d. h. durch den Bereich der Martensitumwandlung V geht, was zur Umwandlung in eine sehr harte und spröde Martensitstruktur führt.
Die mechanischen Eigenschaften des Stahls B in derart gehärtetem Zustand sind in Tabelle 2 angegeben, wobei man findet, dass seine Zugfestigkeit immerhin 101,6 kg/mm2 beträgt, jedoch ist die Kerbschlagzähigkeit'nach Charpy auf den geringen Wert von 1,4 kg/cm2 (-50 "C) gesunken, was die hohe Sprödigkeit beweist, die dieser Stahl bei der Umwandlung annimmt. Da der Stahl in diesem Zustand zur Verwendung ungeeignet ist, muss man ihn vor der Verwendung tempern, wobei man beim Tempern sogar eine recht hohe Temperatur, nämlich 650 "C, anwenden muss, damit der Stahl wieder eine ausreichende Kerbschlagzähigkeit an nimmt.
Tabelle 2 Stahl Art Streck- Zugfe- Deh- Quer- Schlag- Härte grenze stig- nung schnitt- festig- HV kg/mm2 keit % ab- ikeit kg/mm' nahme -50"C /o kgm/ cm2
B Abschrek- 66,2 101,6 13,0 49,5 1,4 408 ken unter
Wasser
Schweiss- 68,5 102,6 12,5 48,5 1,2*) 412 bereich (1350 "C) )5 x 5 x 55,1-mm-V-Nut
Die mechanischen Eigenschaften des Stahls nach diesem Tempervorgang sind in Tabelle 1 angegeben, aus der die Zugfestigkeit zu 84,8 kg/mm2 und die Kerbschlagzähigkeit zu 7,6 kgm/cm2 (-50 "C) zu entnehmen ist, wobei zu beachten ist, dass die Kerbschlagzähigkeit verbessert werden konnte,
die Zugfestigkeit jedoch nicht den ursprünglichen Wert wieder erreicht hat. Ein hochzugfester Stahl der herkömmlichen Art wie Stahl B kann demgemäss derart wärmebehandelt werden, dass er eine für die praktische Verwendung ausreichende hohe Festigkeit und Zähigkeit aufweist, wobei die Wärmebehandlung in der oben beschriebenen Abschreckhärtung und dem nachfolgenden Anlassen besteht.
Es ist bekannt, hochzugfesten Stahl der herkömmlichen Art einer solchen Abschreckhärtung und nachfolgenden Tem perung wie oben erwähnt zu unterwerfen, damit er eine ausreichende Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit erhält, und die Abhängigkeit der Festigkeit von der chemischen Zusammensetzung ist in Fig. 4 angegegeben, worin die Zugfestigkeit in kg/mm2 auf der Ordinate und das Kohlenstoffäquivalent in Prozent auf der Abszisse aufgetragen sind. Das Kohlenstoff äquivalent ist als Parameter der chemischen Zusammensetzung ein Mass für die Erzielung der erwünschten Festigkeit des Stahls bei legierten Stählen.
Aus Fig. 4 geht hervor, dass das Kohlenstoffäquivalent notwendigerweise zur Erzielung einer hohen Zugfestigkeit recht hoch sein muss. Die Werte der hochzugfesten Stähle A und B der Tabelle 1 sind mit ihrem Kohlenstoffäquivalent und ihrer Zugfestigkeit als Punkte A und B in Fig. 4 eingetragen.
Wenn man den Stahl B bei Temperaturen von 1350 "C verschweisst, so werden die hitzebeeinflussten Bereiche einer Temperaturbehandlung unterworfen, welche die guten Eigenschaften wieder zunichte macht, die durch Abschreckhärtung und Tempern erzielt worden waren. Beim Schweissen kühlen sich die Schweissbereiche so ab, wie die Abkühlungskurve W in Fig. 3 angibt.
Der Stahl B enthält eine relativ grosse Menge an Legierungselementen, damit seine Abschreckhärtungs-Eigenschaften verbessert werden können. Auch bei der verzögerten Ab kühlung der Schweissstellen gemäss der Kurve W im Vergleich zur Abkühlungskurve Q wird praktisch die gesamte Struktur in Martensit überführt.
Da auf die verschweissten Bereiche nicht wie im Falle der Wärmebehandlung des unverschweissten Werkstückes eine Anlass-Wärmebehandlung einwirkt, sind die mechanischen Eigenschaften der Schweissbereiche denen des abschreckgehärteten unverschweissten Werkstückes vergleichbar, d. h. die Schweissbereiche haben eine hohe Festigkeit und nur eine geringe Zähigkeit. Die hitzebeeinflussten Bereiche des Stahls B verhalten sich demgemäss ganz analog wie ein Werkstück, welches nur abschreckgehärtet ist.
Die derart gehärteten hitzebeeinflussten Bereiche haben gleichermassen ihre Dehnbarkeit verloren.
Aufgrund dieser Erscheinungen sind die hitzebeeinflussten Bereiche des verschweissten Stahls sehr empfindlich gegen das Auftreten von Schweissbrüchen, weil sie sehr stark gehärtet sind und zum grössten Teil ihre Duktilität verloren haben. Gleichermassen werden die hitzebeeinflussten Bereiche ausserdem spröde, wodurch ihre Kerbschlagzähigkeit entsprechend zurückgeht.
Wenn demgemäss ein verschweisstes Werkstück aus einem hochzugfesten Stahl mit einer Zugfestigkeit von 70 bis 100 kg/mm2 vorliegt, welches vor dem Verschweissen auf herkömmliche Weise durch Abschrecken gehärtet und dann getempert wurde, so findet man, dass die Masse des Werkstückes hohe Werte an Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit aufweist, dass hingegen in der Nähe der Schweissnaht eine grosse Härte zu beobachten ist, wodurch leicht Schweissbrüche auftreten, und dass die Kerbschlagzähigkeit stark vermindert ist, und demgemäss ist ein hochwirksames automatisches Verschweissen unter Verwendung einer starken Schweisshitze sehr schwierig auszuführen, und es treten die erwähnten schwerwiegenden Nachteile auf.
Bei solchen Stählen bevorzugt man als automatisches Schweissverfahren ein Bogenschweissen unter CO2, ein Verschweissen mit verdecktem Bogen oder ein Verschweissen mit überzogenen Elektroden.
Demgegenüber werden die geschilderten Nachteile, die in den hitzebeeinflussten Bereichen eines Werkstückes aus hochzugfestem Stahl auftreten, durch das erfindungsgemässen Verfahren vollständig vermieden. Das erfindungsgemässe Verfahren zur Wärmebehandlung eines zu verschweissenden Stahls ist dadurch gekennzeichnet, dass man einen hochzugfesten legierten Stahl über den Umwandlungspunkt A3 erhitzt, den Stahlt Stahl 5 bis 50 Sek. von A3 auf 500 "C und in 20 bis 4300 Sek. von 500 C auf 200 C gleichmässig ab kühlt, und dass man die Abkühlungszeit in den angegebenen
Grenzen jeweils so wählt, dass die Abkühlungsbedingungen beim Schweissverfahren, für das der Stahl bestimmt ist, min destens angenähert reproduziert werden, und wobei eine Um wandlung des Stahlgefüges in nichtmartensitische Struktu ren bewirkt wird.
Wenn man sodann einen derart behandelten Stahl ver schweisst, so durchläuft die der Schweisshitze ausgesetzte
Zone eine praktisch gleiche Wärmebehandlung wie dieje nige des erfindungsgemässen Verfahrens. Die Bereiche, die durch die Schweisshitze beeinflusst worden sind, weisen nun mehr kein gestörtes Gleichgewicht bezüglich Festigkeit, Duk tilität und Kerbschlagzähigkeit im Vergleich zum restlichen
Werkstück auf, welches erfindungsgemäss wärmebehandelt worden war.
Das erfindungsgemässe Verfahren erlaubt es fernerhin, mit solchen Stählen sehr gute Eigenschaften zu erzielen, die im allgemeinen geringere Gehalte an Legierungselementen aufweisen. Im Vergleich zu einem hochzugfesten Stahl der herkömmlichen Art, wie er in Tabelle 1 angegeben ist und eine Zugfestigkeit von 70 kg/mm2 aufweist, können im erfin dungsgemässen Verfahren mit Vorteil niedrige legierte
Stähle verwendet werden, beispielsweise ein Stahl C, der
0.14 % C. 0,25 0/0 Si, 1,27 /0 Mn, 0,53 /o Ni, 0,24 0/0 Cr und
0,19 % Mo enthält, wobei zu bemerken ist, dass ein solcher
Stahl besonders wenig Kohlenstoff, Chrom und Molybdän aufweist und das niedrige Kohlenstoffäquivalent von 0,47 /0 besitzt.
Man kann dabei so vorgehen, dass man Stahlblöcke mit niedrigem Gehalt an Legierungselementen herstellt, diese luppt und über den Umwandlungspunkt A3 so lange er hitzt. bis sich eine gleichmässige austenitische Struktur ausge bildet hat. Dann verschweisst man den Stahl und kühlt ihn unter praktisch gleichen Bedingungen ab, wie sich normaler weise die Schweissbereiche abkühlen, wobei der Stahl in Bai nit übergeht.
Das erfindungsgemässe Verfahren gestattet es, das Aus härten und die Bildung von Rissen und Brüchen in denjenigen Bereichen des Stahls zu vermeiden, die beim Schweis sen erhitzt werden, wobei man insbesondere die Kerbschlagzähigkeit dieser Bereiche auf der gleichen Höhe wie diejenige des restlichen Materials hält.
Die erwähnten charakteristischen Erscheinungen können folgendermassen theoretisch erläutert werden:
Wenn man abschreckgehärteten und getemperten Stahl
B verschweisst, so werden beim Abkühlen die Verbindungsbereiche so verändert, wie es der Abschreckhärtung entspricht. so dass das Gleichgewicht zwischen diesen Bereichen und dem restlichen Material gestört wird, weil nämlich keine Temperung dieser Bereiche mehr vorgenommen werden kann, wobei die oben erwähnten Nachteile auftreten.
Wenn demgemäss das gesamte Werkstück von Anfang an einer solchen Wärmebehandlung unterworfen wird, tritt keine derartige Gleichgewichtsstörung auf. Wie in Fig. 3 gezeigt. wird das Werkstück derart warmbehandelt und abgekühlt. dass die Abkühlungskurve W realisiert wird, welche der Abkühlung beim Schweissen entspricht. so dass Werkstoffbehandlung und Schweissbehandlung so weitgehend wie möglich übereinstimmen.
Wenn jedoch der Ausgangsstahl relativ viel Legierungselemente enthält und ein hohes Kohlenstoffäquivalent aufweist, wie beispielsweise Stahl B, können sowohl die Stahlmasse wie auch die Schweissbereiche in Martensit überführt werden, wobei der gesamte Stahl hart und spröde wird und seine guten Qualitäten einbüsst.
Wie nun aus Fig. 3 weiter hervorgeht, kann man die Umwandlungszone nach kürzeren Abkühlungszeiten verschieben und dabei die Umwandlungszone IV, die der Bainitstruktur entspricht, erweitern. Die Bainitstruktur gewährleistet einen harten und zähen Stahl, und die Stahlmasse sowie die Schweissbereiche haben dann eine ausreichende Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit.
Um dieses Ziel zu erreichen, muss die chemische Zusammensetzung eines derartigen Stahls so eingestellt werden, dass sie weniger Kohlenstoff als konventionelle Stähle aufweist, und die Umwandlungszone in die Bainitstruktur erstreckt sich dann in Richtung kürzerer Abkühlungszeiten.
Weiterhin ist es notwendig, Legierungselemente, wie Mangan, Nickel, Chrom und Molybdän in kleinen Mengen zuzugeben, so dass die Umwandlungszone in die Bainitstruktur erweitert und die Umwandlung in Ferrit nach längeren Abkühlungszeiten verschoben werden. Selbstverständlich muss der Gehalt an diesen Legierungselementen je nach geforderter Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit ausgewählt werden; da jedoch eine Erhöhung der Härte nicht das erste Ziel eines solchen Vorgehens ist, genügt im allgemeinen eine sehr kleine Menge an diesen Legierungselementen zur Gewährleistung genügender Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit ohne Rücksicht auf die Härtungseigenschaften.
In dieser Hinsicht ist ein legierter Stahl mit einer Festigkeit von 70 bis 80 kg/mm2 sehr gut geeignet, dessen Zusammensetzung dem oben erwähnten Stahl C entspricht, und der 0,14 /0 C, 0,25 /0 Si, 1,27 O/o Mn, 0,53 /0 Ni, 0,24 /0 Cr und 0,19 /0 Mo enthält.
Im Vergleich mit den Stählen A und B (Tabelle 1) zeigt dieser Stahl einen niedrigeren Gehalt an Kohlenstoff und den erforderlichen Mindestmengen an Chrom und Molybdän, und sein Kohlenstoffäquivalent errechnet sich zu 0,47 /0, welches unter demjenigen des Stahls A (0,54 /0) und des Stahls B (0,58 /o) liegt.
Fig. 5 stellt ein Umwandlungsdiagramm des Stahls C unter den Bedingungen der Wärmebehandlung gemäss vorliegender Erfindung dar. In diesem Diagramm ist auf der Ordinate die Temperatur und auf der Abszisse die Zeit in Sekunden und logarithmischer Einteilung aufgetragen, und ähnlich wie in Fig. 3 sind die Umwandlungsbedingungen des Stahls aus der austenitischen Struktur angegeben, wobei die ausgezogene Linie die kontinuierliche Abkühlung von 900 "C abwärts angibt.
In Fig. 5 bedeutet I das austenitische Gebiet, II die Umwandlungszone in Ferrit, III die Umwandlungszone in Perlit, IV die Umwandlungszone in Bainit und V die Umwandlungszone in Martensit, und die mit 1 angegebene Linie gibt den Punkt Ms an, Beginn der Martensitumwandlung, und 2 den Punkt Mf, Ende der Martensitumwandlung. Die gestrichelten Linien stellen die entsprechenden Punkte für eine Abkühlung beim Schweissen dar.
Die Wärmebehandlung des Werkstückes aus Stahl C besteht darin, dass man es auf über 900 "C (Umwandlungspunkt A3) erhitzt, wobei es in Austenit überführt wird, und es dann gemäss Abkühlungskurve M so abkühlt, wie einer Ab kühlung der Schweissbereiche nach dem Schweissen entspricht. Wie aus Fig. 5 ohne weiteres hervorgeht, wird der Stahl von Austenit in Bainit umgewandelt, so dass schliesslich das gesamte Werkstück aus Bainit entsteht.
Die mechanischen Eigenschaften des so behandelten Werkstückes wurden folgendermassen gefunden: Streckengrenze 64,8 kg/mm2, Zugfestigkeit 78,2 kg/mm2, Dehnung 30,8 O/o und Schlagfestigkeit bei -50 "C 11,4 kgm/cm', was auf eine hohe Kerbschlagzähigkeit im Einklang mit hochfestem Stahl von 80 kg/mm2 schliessen lässt.
Weil also der Gehalt des Stahles an Legierungselementen sowie das Kohlenstoffäquivalent niedrig sind, hat sich die feine bainitische Struktur durch die erfindungsgemässe Wärmebehandlung ausgebildet, und es ist überraschend, dass man dabei Festigkeiten in der Grössenordnung von 80 kg/mm und Kerbschlagzähigkeiten erhält, die höher als diejenigen der Stähle A und B (Tabelle 1) liegen.
Bei der Durchführung der erfindungsgemässen Wärmebehandlung kann man auf diese Art demgemäss eine ausreichende Festigkeit und eine hohe Kerbschlagzähigkeit erhalten.
Um den Zusammenhang zwischen mechanischen Eigenschaften und chemischer Zusammensetzung dieses Stahls noch klarer zu machen. ist in Fig. 6 die Festigkeit über dem Kohlenstoffäquivalent aufgetragen, vgl. Fig. 4. Die schraffierte Zone in Fig. 6 umfasst die Konzentrationen eines Stahls, der auf herkömmliche Weise durch Abschrecken gehärtet und danach angelassen wurde, und die entsprechende Konzentration für den Stahl C ist ebenfalls eingetragen. Wie aus Fig. 6 hervorgeht, zeigen die eingetragenen Werte die hohe Festigkeit des Stahls C mit einem niedrigen Kohlenstofl äquivalent im Vergleich zu den hochfesten Stählen, die man auf herkömmliche Weise durch Abschreckhärten und nachfolgendes Tempern erhält.
Der Stahl C verhält sich beim Schweissen folgendermassen:
Die auf Temperaturen nahe 1350 "C erhitzten Schweissbe- reiche kühlen sich unter solchen Bedingungen ab, die der Abkühlungskurve M in Fig. 5 sehr nahe kommen.
Die Umwandlungen, welche die Schweissbereiche erfahren, führen notwendigerweise zur feinen Bainitstruktur auf die gleiche Art, wie das Werkstück vorher behandelt wurde, wie aus Fig. 5 hervorgeht.
Die Schweissbereiche durchlaufen daher den gleichen Temperaturzyklus wie vorher das gesamte Werkstück, so dass ihr Unterschied zum Werkstück nur darin besteht, dass sie den Abkühlungsbedingungen zweimal unterworfen waren. Daher weisen sowohl die Masse des Werkstückes als auch die Schweissbereiche die feine Bainitstruktur auf, so dass diese beiden Strukturen sich fast nicht voneinander unterscheiden lassen.
Die mechanischen Eigenschaften des Schweissbereiches wurden nach einer maximalen Aufheiztemperatur von 13500 wie folgt gefunden: Streckgrenze 67,0 kg/mm2, Zugfestigkeit 84,5 kg/mm2, Härte HV 294 und Schlagfestigkeit bei -50 "C 8.4 kgm/cm2, woraus hervorgeht, dass diese mechanischen Eigenschaften denen der Werkstückmasse sehr nahe kommen. und es ist bewiesen, dass dieser Stahl nicht wie beispielsweise Stahl B stark nachgehärtet ist und zum grossen Teil auch seine Kerbschlagzähigkeit nicht verloren hat.
Die Schweissbereiche sind daher beim Schweissen und nachfolgendem Abkühlen nicht martensitisch geworden, wie es beim herkömmlichen Stahl geschieht, sondern sind wie ,sehr in die Bainitstruktur zurückgekehrt.
Der hochzugfeste Stahl, welcher der erfindungsgemässen Wärmebehandlung unterworfen worden war, weist daher die Bainitstruktur sowohl in der Werkstückmasse als auch in den Schweissbereichen auf, und der Grund für diese Erschei mung erklärt sich wie folgt:
Der erfindungsgemäss mit Wärme zu behandelnde Stahl braucht nur eine relativ kleine Menge an Legierungselementen zu enthalten, nämlich soviel, wie zur Erhöhung der Festigkeitseigenschaften erforderlich ist. Aus diesem Grunde wird die Umwandlungszone in Bainit (siehe Umwandlungsdiagramm Fig. 5) beim kontinuierlichen Abkühlen sowohl nach der Wärmebehandlung als auch nach dem Schweissen erweitert, und weiterhin verschiebt sich die Umwandlungszone beim kontinuierlichen Abkühlen nach dem Schweissen nicht so sehr nach längeren Zeiten wie bei der Wärmebehandlung.
Demgemäss wird die Umwandlung sowohl der Werk -. > -tückmasse als auch der Schweissbereiche in Bainit völlig ge sichert, und die Härte der Schweissbereiche ist praktisch gleich der Härte der Werkstückmasse, wobei erstere praktisch überhaupt nicht nachhärten, sondern sehr dehnbar bleiben, wodurch wiederum die Tendenz, Schweissrisse zu bilden, aufgehoben wird. Auf diese Weise ist es sehr leicht, die Bainitstruktur mit Sicherheit zu erzielen, und die Kerbschlagzähigkeit geht nicht wie bei Stahl B zurück. Bei der erfindungsgemässen Wärmebehandlung werden demgemäss die verschiedenen Nachteile beim Schweissen hochzugfester Stähle der herkömmlichen Art vermieden.
Es soll nun Fig. 7 näher erläutert werden, welche ein Umwandlungsdiagramm eines Stahls darstellt, der niedriger als die herkömmlichen hochzugfesten Stähle legiert ist.
In Fig. 7 ist auf der Abszisse die Abkühlungszeit in Sekunden (logarithmischer Einteilung) und auf der Ordinate die Temperaturen in "C aufgetragen. l zeigt das Gebiet der Austenitstruktur, II das Umwandlungsgebiet von Austenit in Ferrit, III das Umwandlungsgebiet in Perlit. IV den Umwand lungsbereich von Austenit in eine Zwischenstruktur und V den Umwandlungsbereich in Martensit. 1 ist die Linie beginnender Umwandlung in Martensit (Punkt Ms) und 2 die Linie, die das Ende der Umwandlung in Martensit (Punkt Mf) bedeutet.
Erfindungsgemäss erwärmt man den Stahl gerade über den Umwandlungspunkt A3 (Kurve 3), bis die Austenitstruktur gleichmässig ist, dann wird geschweisst und der Stahl abgekühlt. Dabei wird nach Erhitzung über A3 von diesem Punkt auf 500 "C in 20 Sekunden und danach von 500 OC auf 200 "C in 3500 Sekunden gleichmässig abgekühlt. Die Abkühlung von 500 "C auf 200 "C geschieht dabei weitaus langsamer als bis auf 500 "C herunter, was ein wesentliches Merkmal des erfindungsgemässen Verfahrens ist.
Diese erfindungsgemässen Abkühlungsbedingungen sind fast die gleichen wie die Abkühlung gemäss Kurve W in Fig.
3 und unterscheiden sich stark von der herkömmlichen Wärmebehandlung durch Abschrecken mit Wasser, Ms-Abschrekken und Normalisieren unter üblichen Bedingungen.
Beim Abschreckhärten mit Wasser und beim Ms-Abschrecken, wie es bisher geübt wurde, kühlt man den Stahl sehr schnell zwischen 450 "C und 200 "C ab, wo die Martensitstruktur auftritt, und beispielsweise schneidet die Abkühlungskurve das Gebiet V, welches von den Linien 1 und 2 in Fig.
3 begrenzt ist. Demgegenüber wird die Abkühlung gemäss dem erfindungsgemässen Verfahren im Gebiet von 500 "C bis 200 "C ausserordenlich langsam ausgeführt, und der Stahl geht ohne Härten in Bainit über.
Beim bisher bekannten Normalisieren wird bis auf 500 "C so langsam heruntergekühlt, dass ebenfalls der erfindungsgemässe Bereich nicht berührt wird, auch wenn die Abkühlungsbedingungen eingestellt werden.
Wenn man insbesondere beim zwangsweisen Abkühlen die Abkühlungsgeschwindigkeit durch Normalisierungsmittel einstellen will, geht zwar das Abkühlen auf 500 "C sehr rasch vonstatten, jedoch wird die Abkühlung von 500 OC auf 200 "C schneller als diejenige auf 500 "C, was der Erfindung widerspricht: es ist ein wichtiges erfindungsgemässes Merkmal, dass von 500 "C auf 200 OC ausserordentlich viel langsamer als von A3 auf 500 "C abgekühlt werden muss.
Die erfindungsgemässen Abkühlungsbedingungen unterscheiden sich weiterhin vollständig von denjenigen der bekannten Behandlungsverfahren des Martemperns, Marquenchens und Austemperns. Nach dem Martemperverfahren kühlt man schnell ab, bis man den Punkt Ms unterschritten hat, und dann unterwirft nian den Stahl einer konstanten Temperatur zwischen Ms und Mf. Dabei schneidet die Abkühlungskurve (Fig. 3) die Linie 1 und verbleibt sodann in Zone V.
Beim Marquenchen kühlt man sehr schnell bis oberhalb des Punktes Ms ab und hält die Temperatur bei diesem Punkt. Die Abkühlungskurve wird also praktisch parallel der Linie 1 in Fig. 3, aber oberhalb dieser gehalten.
Beim Austempern kühlt man schnell auf die Punkte Ar' und Ar" ab, die oberhalb Ms liegen, und hält die Temperatur an diesem Punkt konstant.
Es ist demgemäss klar, dass diese Methoden sich von der vorliegenden Erfindung grundlegend unterscheiden, welche darauf beruht, dass man den Stahl so abkühlt, wie den Schweissbedingungen entspricht.
Um etwaige Spannungen im Werkstück auszugleichen, kann man nach dem erfindungsgemässen Abkühlen ein Anlassen bei niederen Temperaturen anschliessen, beispielsweise nach Kurve 3 in Fig. 7.
In Fig. 8 (Erwärmungstemperaturen [OC] auf der Ordinate und Abkühlungszeiten [Sekunden] auf der Abszisse) stellen die Kurven A, B, C und D einige Abkühlungskurven dar, wie sie beim Schweissen mit einer Maximaltemperatur von 1350 C auftreten.
Kurve A entspricht dem Schweissen mit überzogener Elektrode, wobei die Schweissbereiche nur wenig Wärme auf nehmen, und Kurve D bezieht sich auf das Schweissen mit bedecktem Bogen, wo grosse Wärmemengen übertragen werden.
Es zeigt sich, dass das Abkühlen unterhalb 400 bis 500 "C in allen Fällen sehr langsam stattfindet, und die vorliegende Erfindung besteht darin, dass diese Abkühlung vor dem Schweissen am gesamten Werkstück durchgeführt wird.
In Fig. 9 sind die Kurven A und D in Form eines Umwandlungsdiagramms gezeichnet. Die Kurve aa' entspricht Kurve A in Fig. 8, und Linie dd' der Kurve D in Fig. 8. Der schraffierte Bereich umfasst alle möglichen Abkühlungen zwischen den beiden Extremfällen, die durch die Kurven A und D in Fig. 8 angegeben sind.
Wie aus Fig. 9 hervorgeht, umfasst der Bereich, der schraffiert ist, folgende Abkühlungsbedingungen: Abkühlung von A3 auf 500 C in 5 bis 50 Sekunden und weitere Abkühlung von 500 C auf 200 "C in viel längeren Zeiträumen, als für die Abkühlung von A3 auf 500 "C erforderlich war, nämlich 20 bis 4300 Sekunden, und zwar gleichmässig. Wenn man demgemäss die Masse des Werkstückes aus hochzugfestem Stahl vor dem Schweissen derart vorbehandelt, ist man sicher, dass diejenigen Bereiche des Stahls, die von der Schweisshitze beeinflusst werden, nur eine gleiche Wärmebehandlung nochmals durchmachen.
Demgemäss können die durch die erste Wärmebehandlung erzielten Eigenschaften nicht verlorengehen, und sowohl die Schweissbereiche als auch die Stahlmasse befinden sich schliesslich in der Bainitstruktur mit fast den gleichen Eigenschaften.
Ein Stahl, der gemäss Tabelle 3 legiert war, wurde der erfindungsgemässen Wärmebehandlung unterworfen.
Tabelle 3 C Si Mn P S Ni Cr Mo V B Zr 0.13 0,34 1,08 0,009 0,012 1,08 0,68 0,18 0,03 0,003 0,003 Cäq = 0,53 O/o
Wenn man nach der Wärmebehandlung nicht anlässt, erhält man Zugfestigkeiten von 100 kg/mm2. Zum Zwecke eines leichteren Vergleiches mit den oben beschriebenen Stählen (Zugfestigkeiten 70 bis 80 kg/mm2) wurde nach der erfindungsgemässen Wärmebehandlung auf 580 OC angelassen.
Die mechanischen Eigenschaften des so behandelten Stahls sind in Tabelle 4 angegeben, wobei keine grossen Unterschiede gegenüber herkömmlichem Stahl (Tabelle 1) festzustellen sind.
Tabelle 4 Streck- Zugfe- Dehnung Quer- Schlaggrenze stig- /0 schnitts- festigkg/mm' keit abnahme 0/0 keit kgm/cm2 kg/mm (-50 C) 58,2 77,2 31,6 63,5 6,9
Die Schlagfestigkeit beider Stähle wird folgendermassen verglichen. In Fig. 10 sind die Ergebnisse von Kerbschlagversuchen an Stählen angegeben, wobei die Proben mit einer 2 mm tiefen V-förmigen Kerbe im rechten Winkel zur Längsachse versehen wurden.
In Fig. 10 findet sich die Prüftemperatur in "C auf der Abszisse und die Schlagfestigkeitswerte in kgm/cm2 auf der Ordinate. Kurve m gibt das Verhalten der erfindungsgemäss behandelten hochzugfesten Stähle und Kurve h dasjenige des hochzugfesten Stahls B der herkömmlichen Art (Tabelle 1) wieder. Man sieht, dass keine grossen Unterschiede in der Schlagfestigkeit bestehen.
In Fig. 11 sind die Kerbschlagzähigkeiten dieser beiden Stahlproben angegeben, und zwar bis zur höchsten Erwärmungstemperatur 1350 C. Abszisse und Ordinate sind wie in Fig. 1 eingeteilt. Kurve j gibt das Verhalten des konventionellen Stahls wieder. Kurve i zeigt die Eigenschaften des erfindungsgemäss behandelten hochzugfesten Stahls. Aus Fig. 11 geht klar hervor, dass der erfindungsgemäss behandelte Stahl eine viel gleichmässigere und insbesondere bei hohen Temperaturen stark überlegene Kerbschlagzähigkeit im Vergleich zum herkömmlich behandelten Stahl zeigt.
Schliesslich ist in Fig. 12 die Kerbschlagzähigkeit in kgm/cm2 bei -50 "C auf der Ordinate gegen die Abkühlungszeit von 800 auf 500 C für die beiden Stähle aufgezeichnet.
Die Kurve k, welche dem erfindungsgemäss behandelten hochzugfesten Stahl entspricht, zeigt einen viel gleichmässigeren Gang der Kerbschlagzähigkeit, als Kurve 1, die das Verhalten des hochzugfesten Stahls B der herkömmlichen Art wiedergibt.
Wie aus dem eben beschriebenen Beispiel hervorgeht, ist es möglich, eine bessere Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit bei Verwendung niedriger legierter Stähle zu erhalten.
Wenn man einen Stahl erfindungsgemäss behandelt, ändert sich die Schlagfestigkeit des Stahls in der Masse nicht stark, wie es beispielsweise bei der herkömmlichen Härtung auftritt, und die Kerbschlagzähigkeit geht nahe der maximalen Erwärmungstemperatur (1350 "C) beträchtlich weniger zu rück als bei hochzugfesten Stählen der bekannten Art.
Der Einfluss der Abkühlungsbedingungen auf die Kerbschlagzähigkeit derjenigen Stahlbereiche, die der Schweisshitze ausgesetzt sind, ist nur ausserordentlich gering im Vergleich mit bekannten Stählen, bzw. bekannten Härtungsbedingungen, so dass die Schweissbedingungen in einem weiten Bereich geändert werden können, wodurch man den Stahl ähnlich wie gewöhnlichen weichen Stahl automatisch verschweissen kann, und man muss nicht wie bei den bisher bekannten hochzugfesten Stählen besondere Schweissbedingungen einhalten.
Das erfindungsgemässe Verfahren kann auf die Herstellung ultrahochfester Stähle angewendet werden, und die Zugfestigkeit wird bei gleichzeitiger Vermeidung von Schweissrissen, Spannungsrissen und Korrosionsspannungsrissen durch Sulfide, die oft bei Propanbehältern auftreten, nicht vermindert. Der erfindungsgemäss erhaltene hochzugfeste Stahl kann eine ausgedehnte Anwendung finden, beispielsweise bei der Herstellung von Schiffsrümpfen, kugelförmigen Behältern usw., und es können alle bekannten Methoden zur automatischen Verschweissung angewandt werden.
It is known that high tensile strength steels that can be conventionally welded with tensile strengths of 70 to 100 kg / mm 'contain alloying elements such as Si, Mn, Ni, Cr, Mo and B, the strength and ductility of the steel being increased when it is after annealing after heat treatment and quench hardening and after rolling.
Table 1 below shows, for example, such a heat treatment on two steels, the chemical composition of which is given and the properties of which are listed after the treatment.
For the weldability of a steel, the so-called carbon equivalent Cäq is important, which is defined as follows: Cäq = C + 1 / 24ski + 1/6 Mn + 1 / 40mix 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V, with these values are used in percent.
The indicated steel A has a Ceq of 0.54%, while the steel B has a Ceq of 0.58%.
Table 1 Steel heat treatment C Si Mn P S Ni Cr Mo B treatment A 870 CWQ 0.16 0.38 0.98 0.01 0.016 0.95 0.47 0.33
65 CAC B 870 "CWQ 0.15 0.32 1.05 0.007 0.018 0.93 0.50 0.46 0.0025
650 CAC stretch- tensile- elongation transverse impact limit stig- 0/0 cut strength kgimm speed decrease 0/0 speed kgm / cm kg / mm (-50 "C) 69.1 75.0 38.0 61.0 6 , 2 80.5 84.8 34.8 58.2 7.6
The required properties of the crude steel can be achieved by adding other chemical components to the steel before quenching and tempering the steel in a known manner.
In order to achieve sufficient quench hardening, a larger amount of alloying elements such as C. Mn, Cr and Mo, which are capable of improving the quench hardening properties of the steel, are added to the steel, and when quenching, the martensite structure is obtained gives the steel high strength.
However, since the steel becomes quite brittle with this procedure, it must then be tempered so that the martensite structure changes into the tempered martensite structure with a loss of strength, but good notched impact strength and ductility are achieved.
It is necessary to achieve high elasticity. to temper the steel at relatively high temperatures, for example to 650 C, as shown in Table 1, but the strength of the steel decreases with increasing tempering temperature, so that it is still necessary to add alloying elements, in particular C and Mo, to the steel in order to compensate for the loss of strength in the steel.
In this way the required strength, ductility and notched impact strength of the crude steel is achieved, but such a steel constitutes an alloy steel with a high carbon equivalent
If high tensile steel of this conventional type is subjected to welding, there is a significant decrease in the notched impact strength in the heated areas during welding, because in such areas the steel is converted back into austenite under the influence of the welding heat, with a coarsening of the grain also occurring. This fact emerges in particular from FIG. 1, in which the behavior of steel B in Table 1, a high-tensile steel with a tensile strength of 80 kg / mm 2, is plotted.
The abscissa shows the temperature that the steel assumes during welding, and the ordinate shows the Charpy notched impact strength, measured at -50 "C on a V-shaped notch and indicated in kgm / cm2. The area near the ordinate accordingly represents that area of the workpiece which is not influenced by the welding heat. FIG. 1 also shows that the maximum temperature during welding was 1350 ° C. The notched impact strength was measured after a cooling time of 25 to 28 seconds in the temperature range from 800 "C to 500" C.
Those areas of the workpiece that were not influenced by the welding heat, i.e. H. the point where the curve intersects the ordinate has a notched impact strength of almost 7.6 kgm / cm2, while this value is less than 1 at the maximum temperature of 1350 "C. Compared to the steel before welding, the weld point is quite considerable reduced impact strength.
2 shows the dependence of the Charpy notched impact strength on the cooling time in which the welding point of steel B (Table 1) was cooled from 800 "C to 500" C after welding at 1350 "C. The ordinate shows the notched impact strength Charpy on a sample with a V-shaped notch in kgm / cm2, measured at -50 "C, and the abscissa indicates the cooling time from 800" C to 500 "C in seconds. From FIG. 2 it can be seen that the notched impact strength of the steel drops sharply when cooling slowly; d. H. if the cooling time is more than 20 seconds, the impact strength drops rapidly.
In addition, there is pronounced hardening of those areas of the workpiece that were exposed to the welding heat, which can very easily show weld breaks.
From Fig. 1 it can be seen that in particular those steel areas which were heated above the transition point A3 during welding, i.e. H. at temperatures above about 1350 "C, are particularly problematic.
In the following, the expression heat-affected area is to be understood as that area of the workpiece which was heated above A3.
The reason for these described phenomena is as follows:
The effects of quench hardening and tempering on the steel disappear in the heat-affected areas because a completely different heat treatment is noticeable during welding, so that the balanced properties of strength, ductility and notched impact strength of the pretreated workpiece, which were precisely matched to one another, are noticeable Welding lost. The heat affected areas are considerably hardened and on the other hand lose their ductility and notched impact strength.
These phenomena can be theoretically explained as follows.
3 gives a transformation diagram of steel B (Table 1), where the ordinate shows the temperature in "C" and the abscissa shows the time in seconds and logarithmic graduation, the time being regarded as a parameter of the transformation from the austenite structure becomes.
In the drawing, the solid lines indicate uniform cooling (CCT) curves after heating to 900 "C, and the dotted lines are uniform cooling (CCT) curves after heating the steel to 1350 "C.
list the austenite area. 11 the field of ferrite conversion. IV the area of the bainite transformation and V the area of the martensite transformation. The straight line 1 indicates the starting point of the martensite transformation (point Ms) and the line 2 the end point of the martensite transformation (point Mf).
The heat treatment of steel B will first be explained.
After this steel has been heated above the transformation point A3, it is hardened by quenching in water.
Its cooling curve under this circumstance is curve Q as shown in FIG. The steel B contains a large amount of alloying elements C, Mn, Cr, Mo and B, which improve its quench hardening properties, so that the strength of this steel can be increased through hardening and tempering.
For convenient hardening of the steel, the cooling is carried out relatively quickly, so that the cooling curve Q during hardening through the points Ms and Mf, i.e. H. goes through the area of martensite transformation V, which leads to the transformation into a very hard and brittle martensite structure.
The mechanical properties of steel B in such a hardened state are given in Table 2, it being found that its tensile strength is still 101.6 kg / mm2, but the Charpy notched impact strength is as low as 1.4 kg / cm2 (-50 "C), which proves the high brittleness that this steel assumes during transformation. Since the steel is unsuitable for use in this state, it must be tempered prior to use, which is even a fairly high temperature during tempering , namely 650 "C, must apply, so that the steel assumes sufficient notched impact strength again.
Table 2 steel type stretch- tensile- transverse- impact- hardness limit stig- ness cut-resistance- HV kg / mm2 speed% depreciation kg / mm 'assumption -50 "C / o kgm / cm2
B Abrek- 66.2 101.6 13.0 49.5 1.4 408 ken under
water
Welding 68.5 102.6 12.5 48.5 1.2 *) 412 area (1350 "C)) 5 x 5 x 55.1 mm V-groove
The mechanical properties of the steel after this tempering process are given in Table 1, from which the tensile strength of 84.8 kg / mm2 and the notched impact strength of 7.6 kgm / cm2 (-50 "C) can be taken, whereby it should be noted that the notched impact strength could be improved,
however, the tensile strength has not returned to its original value. Accordingly, a high tensile strength steel of the conventional type such as steel B can be heat treated so as to have high strength and toughness sufficient for practical use, the heat treatment consisting of the above-described quench hardening and subsequent tempering.
It is known to subject high-tensile steel of the conventional type to such quench hardening and subsequent tempering as mentioned above in order to obtain sufficient strength and impact strength, and the dependence of the strength on the chemical composition is shown in Fig. 4, in which the tensile strength in kg / mm2 on the ordinate and the carbon equivalent in percent on the abscissa. As a parameter of the chemical composition, the carbon equivalent is a measure for achieving the desired strength of the steel in alloyed steels.
It can be seen from Fig. 4 that the carbon equivalent must necessarily be quite high in order to achieve a high tensile strength. The values of the high tensile strength steels A and B in Table 1 are entered with their carbon equivalent and their tensile strength as points A and B in FIG.
If the steel B is welded at temperatures of 1350 "C, the heat-affected areas are subjected to a temperature treatment, which again destroys the good properties that were achieved by quench hardening and tempering. During welding, the weld areas cool down like the Indicating the cooling curve W in FIG.
Steel B contains a relatively large amount of alloying elements in order that its quench hardening properties can be improved. Even with the delayed cooling of the welding points according to the curve W compared to the cooling curve Q, practically the entire structure is converted into martensite.
Since a tempering heat treatment does not act on the welded areas as in the case of the heat treatment of the unwelded workpiece, the mechanical properties of the welded areas are comparable to those of the quench-hardened unwelded workpiece. H. the welding areas have a high strength and only a low toughness. The heat-affected areas of the steel B accordingly behave in a completely analogous manner to a workpiece that is only quench-hardened.
The heat-affected areas hardened in this way have likewise lost their elasticity.
Due to these phenomena, the heat-affected areas of the welded steel are very sensitive to the occurrence of weld breaks because they are very strongly hardened and have largely lost their ductility. At the same time, the heat-affected areas also become brittle, as a result of which their notched impact strength is correspondingly reduced.
Accordingly, if there is a welded workpiece made of a high-tensile steel with a tensile strength of 70 to 100 kg / mm2, which has been hardened in the conventional manner by quenching and then tempered before welding, one finds that the mass of the workpiece has high values of tensile strength and Notched impact strength, on the other hand, a great hardness can be observed in the vicinity of the weld seam, whereby weld breaks easily occur, and that the notched impact strength is greatly reduced, and accordingly a highly effective automatic welding using a strong welding heat is very difficult to carry out, and the mentioned serious disadvantages.
For such steels, the preferred automatic welding process is arc welding under CO2, welding with a concealed arc or welding with coated electrodes.
In contrast, the described disadvantages, which occur in the heat-affected areas of a workpiece made of high-tensile steel, are completely avoided by the method according to the invention. The method according to the invention for the heat treatment of a steel to be welded is characterized in that a high-tensile alloyed steel is heated above the transformation point A3, the steel is heated from A3 to 500 ° C in 5 to 50 seconds and from 500 ° C in 20 to 4300 seconds 200 C cools evenly, and that the cooling time is in the specified
Limits are selected in such a way that the cooling conditions in the welding process for which the steel is intended are reproduced at least approximately, and the steel structure is converted into non-martensitic structures.
If one then welds a steel treated in this way, the one exposed to the welding heat passes through
Zone practically the same heat treatment as that of the inventive method. The areas that have been influenced by the heat of welding no longer show a disturbed balance in terms of strength, ductility and notched impact strength compared to the rest
Workpiece on which had been heat-treated according to the invention.
The method according to the invention also makes it possible to achieve very good properties with steels which generally have lower contents of alloying elements. In comparison to a high tensile strength steel of the conventional type, as indicated in Table 1 and having a tensile strength of 70 kg / mm2, low alloyed materials can advantageously be used in the method according to the invention
Steels are used, for example a steel C, the
0.14% C. 0.25 / 0 Si, 1.27 / 0 Mn, 0.53 / 0 Ni, 0.24 0/0 Cr and
Contains 0.19% Mo, it being noted that such
Steel has particularly little carbon, chromium and molybdenum and has the low carbon equivalent of 0.47 / 0.
One can proceed in such a way that one produces steel blocks with a low content of alloying elements, lobes them and heats them above the transformation point A3 for as long. until a uniform austenitic structure has formed. The steel is then welded and cooled under practically the same conditions as the welded areas normally cool down, with the steel merging into Bai nit.
The inventive method makes it possible to harden off and to avoid the formation of cracks and breaks in those areas of the steel that are heated during welding, in particular keeping the notched impact strength of these areas at the same level as that of the rest of the material.
The characteristic phenomena mentioned can be explained theoretically as follows:
If you have quench hardened and tempered steel
B is welded, the connection areas are changed during cooling in accordance with the quench hardening. so that the equilibrium between these areas and the rest of the material is disturbed, namely because these areas can no longer be tempered, with the above-mentioned disadvantages occurring.
Accordingly, if the entire workpiece is subjected to such a heat treatment from the beginning, no such imbalance occurs. As shown in FIG. the workpiece is heat-treated and cooled in this way. that the cooling curve W is realized, which corresponds to the cooling during welding. so that the material treatment and the welding treatment coincide as closely as possible.
However, if the starting steel contains a relatively large amount of alloying elements and has a high carbon equivalent, such as steel B, for example, both the steel mass and the weld areas can be converted into martensite, whereby the entire steel becomes hard and brittle and loses its good qualities.
As can now be seen further from FIG. 3, the transformation zone can be shifted after shorter cooling times and the transformation zone IV, which corresponds to the bainite structure, can be expanded. The bainite structure ensures a hard and tough steel, and the steel mass and the weld areas then have sufficient strength and notched impact strength.
In order to achieve this goal, the chemical composition of such a steel must be adjusted so that it has less carbon than conventional steels, and the conversion zone into the bainite structure then extends in the direction of shorter cooling times.
Furthermore, it is necessary to add alloying elements such as manganese, nickel, chromium and molybdenum in small amounts, so that the conversion zone into the bainite structure is expanded and the conversion to ferrite is postponed after longer cooling times. Of course, the content of these alloy elements must be selected depending on the required strength and notched impact strength; however, since an increase in hardness is not the primary goal of such an approach, a very small amount of these alloying elements is generally sufficient to ensure sufficient strength and impact strength regardless of the hardening properties.
In this regard, an alloy steel with a strength of 70 to 80 kg / mm2, the composition of which corresponds to the above-mentioned steel C, and which 0.14 / 0 C, 0.25 / 0 Si, 1.27 O is very suitable / o Mn, 0.53 / 0 Ni, 0.24 / 0 Cr and 0.19 / 0 Mo.
In comparison with steels A and B (Table 1), this steel shows a lower content of carbon and the required minimum amounts of chromium and molybdenum, and its carbon equivalent is calculated to be 0.47 / 0, which is lower than that of steel A (0, 54/0) and steel B (0.58 / o).
Fig. 5 shows a conversion diagram of steel C under the conditions of the heat treatment according to the present invention. In this diagram, the ordinate is the temperature and the abscissa is the time in seconds and logarithmic graduation, and similar to FIG Conversion conditions of the steel from the austenitic structure indicated, the solid line indicating the continuous cooling from 900 "C downwards.
In Fig. 5 I denotes the austenitic area, II the transformation zone into ferrite, III the transformation zone into pearlite, IV the transformation zone into bainite and V the transformation zone into martensite, and the line indicated with 1 indicates the point Ms, the beginning of the martensite transformation, and 2 the point Mf, end of the martensite transformation. The dashed lines represent the corresponding points for cooling down during welding.
The heat treatment of the workpiece made of steel C consists of heating it to over 900 "C (transformation point A3), converting it to austenite, and then cooling it according to the cooling curve M in such a way that the welding areas cool down after welding As is readily apparent from FIG. 5, the steel is converted from austenite to bainite, so that finally the entire workpiece is made of bainite.
The mechanical properties of the workpiece treated in this way were found as follows: stretch limit 64.8 kg / mm 2, tensile strength 78.2 kg / mm 2, elongation 30.8% and impact strength at -50 "C 11.4 kg m / cm ', what suggests a high notched impact strength in line with high-strength steel of 80 kg / mm2.
Because the steel content of alloying elements and the carbon equivalent are low, the fine bainitic structure has been formed by the heat treatment according to the invention, and it is surprising that strengths in the order of 80 kg / mm and notched impact strengths higher than those of steels A and B (Table 1).
When the heat treatment according to the invention is carried out, it is accordingly possible in this way to obtain sufficient strength and high notched impact strength.
To make the connection between mechanical properties and chemical composition of this steel even clearer. the strength is plotted against the carbon equivalent in FIG. 6, cf. 4. The hatched zone in FIG. 6 comprises the concentrations of a steel which has been hardened in a conventional manner by quenching and then tempered, and the corresponding concentration for steel C is also entered. As can be seen from Fig. 6, the plotted values show the high strength of steel C with a low carbon equivalent in comparison with the high-strength steels which are obtained in a conventional manner by quench hardening and subsequent tempering.
Steel C behaves as follows during welding:
The weld areas heated to temperatures close to 1350 ° C. cool under conditions which come very close to the cooling curve M in FIG.
The transformations which the welding areas undergo necessarily lead to the fine bainite structure in the same way as the workpiece was previously treated, as can be seen from FIG.
The welding areas therefore go through the same temperature cycle as before for the entire workpiece, so that the only difference between them and the workpiece is that they were subjected to the cooling conditions twice. Therefore, both the mass of the workpiece and the welding areas have the fine bainite structure, so that these two structures are almost indistinguishable from each other.
The mechanical properties of the welding area were found after a maximum heating temperature of 13500 as follows: yield strength 67.0 kg / mm2, tensile strength 84.5 kg / mm2, hardness HV 294 and impact strength at -50 "C 8.4 kgm / cm2, from which it can be seen that these mechanical properties come very close to those of the workpiece mass, and it has been proven that this steel is not heavily post-hardened like steel B, for example, and has largely not lost its notched impact strength.
The welding areas have therefore not become martensitic during welding and subsequent cooling, as happens with conventional steel, but rather have returned to the bainite structure.
The high-tensile steel that was subjected to the heat treatment according to the invention therefore has the bainite structure both in the workpiece mass and in the weld areas, and the reason for this phenomenon is explained as follows:
The steel to be treated with heat according to the invention only needs to contain a relatively small amount of alloying elements, namely as much as is necessary to increase the strength properties. For this reason, the transformation zone in bainite (see transformation diagram in Fig. 5) is expanded during continuous cooling both after the heat treatment and after welding, and furthermore the transformation zone does not shift as much after longer times during continuous cooling after welding as in the case of the Heat treatment.
Accordingly, the transformation becomes both the work -. > -piece mass and the weld areas are completely secured in bainite, and the hardness of the weld areas is practically the same as the hardness of the workpiece mass, the former practically not hardening at all, but rather remaining very flexible, which in turn eliminates the tendency to form weld cracks. In this way, it is very easy to achieve the bainite structure with certainty, and the impact strength does not decrease as with steel B. In the heat treatment according to the invention, the various disadvantages of welding high tensile strength steels of the conventional type are accordingly avoided.
Referring now to FIG. 7, which is a conversion diagram of a steel that is lower alloyed than the conventional high tensile strength steels.
In Fig. 7, the cooling time in seconds (logarithmic scale) is plotted on the abscissa and the temperatures in "C" are plotted on the ordinate. 1 shows the area of the austenite structure, II the conversion area from austenite to ferrite, III the conversion area into pearlite. IV den Transformation area from austenite to an intermediate structure and V the transformation area into martensite, 1 is the line of beginning transformation to martensite (point Ms) and 2 the line which means the end of transformation to martensite (point Mf).
According to the invention, the steel is heated just above the transition point A3 (curve 3) until the austenite structure is uniform, then it is welded and the steel is cooled. After heating above A3, the temperature is uniformly cooled from this point to 500 ° C. in 20 seconds and then from 500 ° C. to 200 ° C. in 3500 seconds. The cooling from 500 "C to 200" C takes place much more slowly than down to 500 "C, which is an essential feature of the method according to the invention.
These cooling conditions according to the invention are almost the same as the cooling according to curve W in FIG.
3 and differ greatly from conventional heat treatment by quenching with water, Ms quenching and normalizing under normal conditions.
In water quench hardening and Ms quenching, as has been practiced up to now, the steel is cooled very quickly between 450 "C and 200" C, where the martensite structure occurs, and for example the cooling curve intersects the area V which is covered by the lines 1 and 2 in Fig.
3 is limited. In contrast, the cooling according to the method according to the invention is carried out extremely slowly in the range from 500 "C to 200" C, and the steel turns into bainite without hardening.
In the previously known normalization, cooling down to 500 ° C. is carried out so slowly that the area according to the invention is also not affected, even if the cooling conditions are set.
If you want to set the cooling rate by means of normalizing means, especially in the case of forced cooling, the cooling to 500 "C takes place very quickly, but the cooling from 500 OC to 200" C is faster than that to 500 "C, which contradicts the invention: it An important feature according to the invention is that cooling from 500 "C to 200" C must be carried out much more slowly than from A3 to 500 "C.
The cooling conditions according to the invention also differ completely from those of the known treatment methods of tempering, marquenching and tempering. According to the Martempering process, you cool down quickly until you have fallen below the point Ms, and then the steel is subjected to a constant temperature between Ms and Mf. The cooling curve (Fig. 3) intersects line 1 and then remains in zone V.
With marquing one cools down very quickly to above the point Ms and keeps the temperature at this point. The cooling curve is thus kept practically parallel to line 1 in FIG. 3, but above this.
During tempering, one cools down quickly to the points Ar 'and Ar ", which are above Ms, and the temperature is kept constant at this point.
It is accordingly clear that these methods differ fundamentally from the present invention, which is based on the fact that the steel is cooled in accordance with the welding conditions.
In order to compensate for any stresses in the workpiece, tempering at low temperatures can follow after cooling according to the invention, for example according to curve 3 in FIG. 7.
In FIG. 8 (heating temperatures [OC] on the ordinate and cooling times [seconds] on the abscissa) the curves A, B, C and D represent some cooling curves as they occur during welding with a maximum temperature of 1350 ° C.
Curve A corresponds to welding with a covered electrode, whereby the welding areas absorb only little heat, and curve D relates to welding with a covered arc, where large amounts of heat are transferred.
It turns out that the cooling below 400 to 500 "C takes place very slowly in all cases, and the present invention consists in that this cooling is carried out on the entire workpiece before welding.
In Fig. 9, curves A and D are drawn in the form of a conversion diagram. Curve aa 'corresponds to curve A in FIG. 8, and line dd' corresponds to curve D in FIG. 8. The hatched area comprises all possible cooling between the two extreme cases indicated by curves A and D in FIG.
As can be seen from FIG. 9, the area which is hatched includes the following cooling conditions: cooling from A3 to 500 ° C. in 5 to 50 seconds and further cooling from 500 ° C. to 200 ° C. in much longer periods of time than for cooling A3 to 500 "C was required, namely 20 to 4300 seconds, and evenly. If the mass of the workpiece made of high tensile strength steel is accordingly pretreated in this way before welding, one is certain that those areas of the steel that are affected by the welding heat will only undergo the same heat treatment again.
Accordingly, the properties achieved by the first heat treatment cannot be lost, and both the weld areas and the steel mass are ultimately in the bainite structure with almost the same properties.
A steel which was alloyed according to Table 3 was subjected to the heat treatment according to the invention.
Table 3 C Si Mn P S Ni Cr Mo V B Zr 0.13 0.34 1.08 0.009 0.012 1.08 0.68 0.18 0.03 0.003 0.003 Ceq = 0.53 O / o
If one does not temper after the heat treatment, tensile strengths of 100 kg / mm2 are obtained. For the purpose of easier comparison with the steels described above (tensile strengths 70 to 80 kg / mm 2), the heat treatment according to the invention was followed by tempering to 580 ° C.
The mechanical properties of the steel treated in this way are given in Table 4, with no major differences compared to conventional steel (Table 1) being found.
Table 4 Yield, tensile, elongation, transverse impact limit stig- / 0 cutting strength kg / mm 'speed decrease 0/0 speed kgm / cm2 kg / mm (-50 C) 58.2 77.2 31.6 63.5 6 , 9
The impact strength of both steels is compared as follows. 10 shows the results of notched impact tests on steels, the samples being provided with a 2 mm deep V-shaped notch at right angles to the longitudinal axis.
In Fig. 10 the test temperature is in "C on the abscissa and the impact strength values in kgm / cm2 on the ordinate. Curve m gives the behavior of the high tensile strength steels treated according to the invention and curve h that of the high tensile strength steel B of the conventional type (Table 1) Again, you can see that there are no major differences in impact resistance.
The notched impact strengths of these two steel samples are given in FIG. 11, specifically up to the highest heating temperature 1350 C. The abscissa and ordinate are divided as in FIG. Curve j shows the behavior of conventional steel. Curve i shows the properties of the high tensile strength steel treated according to the invention. It is clear from FIG. 11 that the steel treated according to the invention shows a much more uniform and, in particular at high temperatures, strongly superior notched impact strength compared to the conventionally treated steel.
Finally, in FIG. 12, the notched impact strength in kgm / cm2 at -50 "C is plotted on the ordinate against the cooling time from 800 to 500 C for the two steels.
The curve k, which corresponds to the high-tensile strength steel treated according to the invention, shows a much more uniform course of the notched impact strength than curve 1, which reproduces the behavior of the high-tensile strength steel B of the conventional type.
As can be seen from the example just described, it is possible to obtain better strength and impact toughness using lower alloy steels.
If a steel is treated according to the invention, the impact strength of the steel does not change much in the mass, as occurs, for example, with conventional hardening, and the notched impact strength drops considerably less than in high-tensile steels near the maximum heating temperature (1350 "C) known species.
The influence of the cooling conditions on the notched impact strength of those steel areas that are exposed to the welding heat is only extremely small compared with known steels or known hardening conditions, so that the welding conditions can be changed over a wide range, making the steel similar to ordinary ones soft steel can be welded automatically, and you do not have to comply with special welding conditions as with the previously known high-tensile steels.
The method according to the invention can be applied to the production of ultra-high-strength steels, and the tensile strength is not reduced while at the same time avoiding weld cracks, stress cracks and corrosion stress cracks due to sulfides, which often occur in propane containers. The high tensile strength steel obtained according to the present invention can find extensive use, for example in the manufacture of ship hulls, spherical containers, etc., and all known methods of automatic welding can be used.