DE2553349A1 - Verfahren zur herstellung von dickwandigen, hochfesten stahlrohren fuer den niedertemperaturgebrauch - Google Patents

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Verfahren zur Herstellung von dickwandigen, hochfesten Stahlrohren für den Niedertemperaturgebrauch

Die Erfindung bezieht sich auf Verbesserungen, die das Verfahren zur Herstellung von in Gebieten mit kaltem Klima verwendbaren Leitungsrohren mit hohem Festigkeits- und Zähigkeitsanforderungen sowie von hochfesten Stahlrohren, welche bei niedrigen Temperaturen eine ausreichende Zähigkeit bewahren müssen, betreffen oder mit diesem Verfahren in Zusammenhang stehen. Im besonderen betrifft die Erfindung ein verbessertes Verfahren zur Herstellung derartiger Stahlrohre, bei dem die nach Formgebungsmethoden, wie der UOE- oder Spiralmethode, geformte Stahlplatte durch Lichtbogenschweißung zum gewünschten Stahlrohr verarbeitet wird.

Da die in Gebieten mit kaltem Klima angelegten Pipelines zur Beförderung von Erdöl, Erd- bzw. Naturgas u.dgl. in jüngerer Zeit immer größere Dimensionen annehmen, wächst

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ständig der Bedarf an dickwandigen, hochfesten Stahlrohren, welche bei geringen Temperaturen eine hervorragende Festigkeit und Zähigkeit bewahren. Im allgemeinen wurden die für solche Zwecke vorgesehenen Stahlrohre mit hohem Durchmesser in Massenfertigung z.B. nach der UOE- oder Spiralmethode, durch Korbforraung (cage forming) oder Biegewalzenformung erzeugt. Selbstverständlich sind bei diesen Rohrherstellungsverfahren, bei welchen die Schweißung an den geformten Platten erfolgt, höhere Arbeitsgeschwindigkeiten und eine höhere Betriebsleistung außerordentlich gefragt. In der Vergangenheit wurde die reguläre Schweißung der nach den vorgenannten Formgebungsmethoden erzeugten Rohre mit Hilfe des mit hoher Wärmezufuhr durchgeführt en T and em-Unt e rpulver-Li cht bo gens chwei ßverfahrens mit einem Durchgang pro Elektrode an jeder Seite der Schweißnaht durchgeführt. Obwohl neue Methoden zur Erfüllung der vorgenannten Anforderungen vorgeschlagen wurden, z· B. die Vergütung (Q-T-Behandlung)der Rohre, gibt es auf diesem Gebiet noch zahlreiche ungelöste Probleme. Eines davon besteht darin, wie man einer den Grundwerkstoff für das geschweißte Rohr bildenden Stahlplatte eine ausreichende Festigkeit und Zähigkeit verleiht. Für diesen Zweck wurde das sogenannte Verfahren des "geregelten Walzens¹¹ (controlled rolling; CR) vorgeschlagen und auch in der Praxis angewendet. Bei dieser Methode wird die gesamte Stichabnahme während der bei relativ niedrigen Temperaturen (unterhalb 9.0O⁰C) durchgeführten Walzstiche. Ein Nachteil dieses Verfahrens besteht darin, daß der gesamten Stichabnahme bei derart niedrigen Temperaturen, bei denen der Verformungswiderstand holier ist, eine Grenze gesetzt ist. Im Falle von dicken Stahlplatten können die Vorteile des CR-Verfahrens somit nicht im gewünschten Maße ausgenutzt werden. Man muß die dicken Stahlplatten daher zur Erzielung der gewünschten hohen Festigkeit und Zähigkeit weiteren thermischen Behänd-' lungen, beispielsweise einer Vergütung (Abschrecken und Anlassenf QT), unterwerfen. Selbstverständlich sind jedoch nicht nur diese Eigenschaften des Grundwerkstoffs von Bedeutung, sondern es muß auch die Schweißnaht zone eine zu-

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friedenstellende Qualität aufweisen. Bei Leitungsrohren zur Beförderung von Erdgas aus GeMeten mit kaltem Klima wird sowohl vom Grundwerkstoff als auch von der Schweißnahtzone eine außerordentlich hohe Kaltzähigkeit gefordert, da diese Leitungsrohre das Erdgas unter hohem Druck und mit hohen Durchsätzen transportieren. Insbesondere die Härte der Schweißnaht zone ist auf niedrige Werte begrenzt, damit die Gefahr einer Spannungsrißkorrosion des Rohres aufgrund der im Erdgas enthaltenen Sulfide gebannt wird. Andererseits ist natürlich auch ein Zusatz oder eine Mengenerhöhung von Legierungselementen erforderlich, da die Herstellung von dickwandigen Stahlplatten mit hoher Festigkeit und Zähigkeit ebenso das "geregelte Walzen" oder thermische Behandlungen erfordert. Um die Härtbarkeit des Materials zu verbessern, muß man den Mangangehalt erhöhen oder Elemente wie Chrom und Molybdän zusetzen. Diese stellen die essentiellen Legierungselemente zur Erzielung der gewünschten hohen Zähigkeit des Grundwerkstoffs dar. Während jedoch der Grundwerkstoff zufriedenstellende Eigenschaften aufweist, sind die Eigenschaften (insbesondere die Zähigkeit) der Schweißnahtzone von jenen des Grundwerkstoffs völlig verschieden« Beim herkömmlichen, mit hoher Wärmezufuhr arbeitenden Unterpulver-Lichtbogenschweißverfahren muß somit die Wärmezufuhr bei ansteigender Stärke des Stahlrohrs gesteigert werden, damit die gewünschte Schweißleistung bei einem Durchgang pro Elektrode an jeder Seite der Schweißnaht erreicht wird. Wenn der Stahl nach diesem Verfahren beispielsweise unter Anwendung der hohen Wärmezufuhr von 65 000 Joule/cm geschweißt wird, verschlechtern sich zwangsläufig die Eigenschaften (insbesondere die Kaltzähigkeit) in der Zone der Hitzeeinwirkung (nachstehend als "wärmebeeinflußte Zone" bezeichnet), welche an die Verbindungsoder Schmelzlinie der Schweißnahtzone angrenzt. Gegenwärtig ist man bestrebt, die Verschlechterung der Eigenschaften in der Schweißnaht zone durch Änderung der chemischen Zusammensetzung der Stahlplatte bzw. des Grundwerkstoffs

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zu verhindern oder einzudämmen. Das Ausmaß der Verschlechterung der Eigenschaften der Schweißnahtzone ist jedoch natürlich umso größer, je höher die Qualität des als Grundwerkstoff dienenden Stahls ist. Hinsichtlich der maximalen Härte in der wärmebeeinflußten Zone besteht die Tendenz, daß diese durch praktisch sämtliche für die Erzielung einer hohen Zähigkeit des Grundwerkstoffs erforderlichen Legierungselemente erhöht wird· Während man sieh somit gezwungen sah, Stahlplatten mit höherlegierten chemischen Zusammensetzungen als Grundwerkstoffe zu verwenden, um die gewünschten hochfesten, hochzähen unu dickwandigen Stahlrohre zu erhalten, führen die derzeit verfügbaren Schweißmethoden zu schlechteren Eigenschaften und einer höheren Härte in der wärmebeeinflußten Zone, so daß sich "die gewünschten Stahlrohre nicht herstellen lassen.

Um das vorgenannte Problem der Zähigkeitseinbuße im Falle des herkömmlichen Unterpulver-Lichtbogenschweißverfahrens zu lösen, besteht lediglieh, die Möglichkeit, die Schweißwärmezufuhr zu regeln bzw. einzuschränken. Durch diese Maßnahme wird es unvermiedlich, das Schweißgut in mehreren Lagen einzubringen. Diese mit verringerter Wärmezufuhr arbeitende Mehrfachlagen-Unterpulver—Liehtbogenschweißmethode erfordert jedoch nach Abschluß jedes Durchgangs eine Pulverbeseitigung. Durch diesen Arbeitsgang vermindert sich die Schweißleistung. Einen weiteren Nachteil bringt das zur Erzielung einer hohen Kaltzähigkeit erforderliche hochbasische Pulver mit sich, da dieses häufig zu Schweißfehlern Anlaß gibt. Selbst im Falle einer dünnen Stahlplatte, bei welcher das Schweißgut mit einem Durchgang pro Elektrode an jeder Seite der Schweißnaht eingebracht werden kann, führt die verringerte Wärmezufuhr zu einer rascheren Abkühlung der wärmebeeinflußten Zone, wobei die maximale Härte dieser Zone zwangsläufig ansteigt. Diese Tendenz zur Erhöhung der maximalen Härte wird dann ausgeprägt, wenn man die der Stählplatte bzw. dem Grundwerkstoff zugesetzten Legierungs-

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elementanteile erhöht. Im Hinblick auf die Legierungszusammensetzungen der Stahlplatten bzw. Grundwerkstoffe eignet sich das Unterpulver-Lichtbogenschweißverfahren somit nicht zum Verschweißen von dickwandigen Stahlrohren mit hohem Durchmesser im Rahmen der Erzeugung von für sehr niedrige Temperaturen vorgesehenen Leitungsrohren. Insbesondere im Falle von Stahlplatten mit einer Stärke von mehr als 12 mm kann es unmöglich sein, nach der Unterpulver-Lichtbogenschweißmethode Stahlrohre ohne derartige Fehler zu erzeugen.

Obwohl man auch die Anwendung anderer, mit geringer Wärmezufuhr arbeitender Schweißmethoden, beispielsweise des MIG- -Schweißverfahrens oder des CO₂-Schutzgasschweißverfahrens, in Erwägung ziehen kann, sind diese Methoden darauf festgelegt, daß der Schweißvorgang in einer hauptsächlich aus Argon oder Kohlendioxid bestehenden Atmosphäre mit Hilfe einer einen geringen Durchmesser (weniger als 2,0 mm) aufweisenden Drähtelektrode bei Schweißströmen von weniger als 500 A erfolgt. Während bei diesen Methoden das Problem einer verschlechterten Kaltzähigkeit in der von der Schweißwärme beeinflußten Zone aufgrund der geringen Wärmezufuhr gelöst wird, verringert sich die Schweißleistung und die maximale Härte der wärmebeeinflußten Zone wird erhöht, wie es bei der mit geringer Wärmezufuhr arbeitenden Unterpulver-Lichtbogenschweissung der Fall ist. Um die Herabsetzung der Schweißleistung zu verhindern, wurde ein Schweißverfahren vorgeschlagen, bei dem mit Hilfe mehrerer, in einer geraden Reihe längs der Schweißrichtung angeordneter, einen geringen Durchmesser aufweisender Drahtelektroden eine kontinuierliche Schweißung vorgenommen wird. Es wurde jedoch festgestellt, daß die durch diese Methode erbrachte bessere Schweißleistung die hohe diesbezügliche Anforderung bei weitem nicht erfüllt und daß die Mängel hinsichtlich der maximalen Härte kaum beseitigt werden. Es kann somit die Schlußfolgerung gezogen werden, daß keines der derzeit verfügbaren Verfahren zur Herst ellung von geschweißten Rohren für die Praxis als Schweißmethode im Rahmen der Erzeugung von Stahlrohren mit hoher Festigkeit und

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hoher Zähigkeit sowohl im Grundwerkstoff als auch in der Schweißnahtzone geeignet ist.

Ein Ziel der Erfindung besteht darin, ein verbessertes Verfahren zur Herstellung hochfester Stahlrohre mit guter Eignung als Leitungsrohre für Gebiete mit kaltem Klima, welche sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Zähigkeit bewahren müssen, zur Verfugung zu stellen.

Ferner ist es ein Ziel der Erfindung, ein verbessertes Verfahren zur Herstellung von hoch rosten Stahlrohren, welche sowohl im Grundwerkstoffbereich als auch in der Schweißnahtzone eine hohe Festigkeit und Zähigkeit aufweisen, zu schaffen.

Ein weiteres Ziel der Erfindung besteht in der Schaffung eines verbesserten Verfahrens zur Herstellung von hochfesten Stahlrohren mit hervorragender Kaltzähigkeit, mit dessen Hilfe Stahlplatten mit höherer Schweißgeschwindigkeit und -leistung geschweißt werden können.

Weitere Ziele der Erfindung sind aus der nachfolgenden Beschreibung ersichtlich. Die vorgenannten und andere, gleich erstrebenswerte Ziele werden durch die Erfindung gelöst.

Gegenstand der Erfindung ist somit ein verbessertes Verfahren zur Herstellung von dickwandigen, für niedrige Temperaturen geeigneten, hochfesten Stahlrohren, das dadurch gekennzeichnet, ist, daß man

a) eine Stahlplatte mit einer Stärke von mehr als 12 mm, welche 0,01 bis 0,15 # C, 0,02 bis 0,50 <fo Si, 0,1 bis 2,0 # Mn, bis 0,020 <$> P, bis 0,020 $> S sowie mindestens ein Element aus der Gruppe Cu, Ni, Cr und Mo und/oder W in einem Anteil von 0,1 bis 1,0 $> (bei Verwendung von Cu, Cr und Mo und/oder W) oder in einem Anteil von 0,1 bis

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9»50 ^ (bei Verwendung von Ni), mindestens ein Element aus der Gruppe säurelösliehes Al, Zr, fi, V, Nb und B in einem Gesamtanteil von 0,005 bis 0,20 # und als Best Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen enthält, wobei das Kohlenstoffäquivalent bei einem Gehalt von weniger als 1,0 # Mn auf einen Wert von weniger als 0,50 und bei einem Gehalt von mehr als 1,0 i» Mn auf einen Wert von weniger als 0,45 eingestellt wird, zu einem Rohrgebilde verformt und

b) die derart geformte Stahlplatte durch Einelektrodenoder Mehrelektroden-iiochstrom-Scr.u Uzgas-Liehtbogensehweißung mit einem Durchgang pro Elektrode an jeder Seite der Schweißnaht in einer Atmosphäre eines gemischten Schutzgases, welches hauptsächlich aus einem Inertgas mit einem Zusatz von weniger als 30 # Kohlendioxid oder weniger als 5 i· Sauerstoff besteht und mit einer Gesamt-Strömungsmenge von 50 bis 200 Liter/min zugeführt wird, mit Hilfe einer oder mehrerer jeweils einen hohen Durchmesser (3,0 bis 6,4 mm) aufweisender abschmelzender Elektroden aus Massivdraht bei einem Schweißstrom von 600 bis 1500 A, einer Bogenspannung von 23 bis 36 V und einer Schweißgeschwindigkeit von 300 bis 1500 mm/min zu einem Stahlrohr verschweißt,

wobei das erhaltene Stahlrohr im geschweißten Zustand derartige mechanische Eigenschaften besitzt, daß die Streckbzw. Fließgrenze seines Grundwerkstoffbereichs mehr als 42i8kp/cm (>60 000 psi) beträgt und seine Schweißnaht zone eine maximale Härte von weniger als Hv10-280 und eine beim Charpy-iPest aufgefangene Energie von mehr als 7 kg.m bei -23,33⁰C (-10⁰P) aufweist.

Nach einer weiteren Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens, bei der das Kohlenstoff äquivalent der vorgenannten Stahlplatte auf weniger als 0,65 eingestellt wurde, wird das verschweißte Stahlrohr im Anschluß an die lichtbogenschweißung einer thermischen Nachbehandlung unter-

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worfen, bei der es weniger als 1 Stunde bei einer Temperatur von 500 Ms T(K)¹⁰G gehalten wird, wodurch ihm entsprechende mechanische Eigenschaften wie dem vorgenannten Stahlrohr verliehen werden.

Geiaäß noch, einer weiteren Ausführungsform des erfindungs— gemäßen Verfahrens verwendet man mindestens eine Massivdrahtelektrode, welche als wesentlichen Bestandteil 0,01 bis 0,3 *fr fi sowie gegebenenfalls 0,0005 Ms 0,01 $> B enthält, für die !Lichtbogenschweißung.

Das Xohlenstofifaquivalent {&_eG) errechnet sich in bekannter Weise nach folgender Gleichung;

C * C + 1/6 mn. + 1/24 Si + 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/40 Hi eq.

Wachstehend werden di© Merkmale der Erfindung näher erläutert .

Das erste ^r^^-r^vm^m^^n^mü betrifft die chemische Eusam— mensetzung der Stahlplatte bzw. des Grundwerkstoffs· Biese wird zur wirksamen IMrchfiihrung des erfindungsgemäßen Hoch— leistungs-Schiitssgas-iiicshtbogen-SchnellschweiSverfahrens wie folgt gewählts Sie beinhaltet O₉OI bis 0,15 $> 0, 0,02 bis 0,50 i» Si, 0,1 bis 2,0 ^ Mn, weniger als 0,020 $> P, weniger als 0_f©20 5SS, Mindestens ein Element aus der Gruppe Ou, Mi j Gr land Ho wnd/oder W in einem Anteil von 0,1 bis 1,0 $> (bei yerwendiaaag von Cu, Cr iaaad Mo und/oder W) oder in einem Anteil von 0,1 bis 9,50 i> (bei Verwendung von Ui), ■ Blindest ens ein Element aus der Gruppe losliches Al, Zr, Ti, V, Hb und B in einem Gesamtanteil von 0,005 bis 0,20 ffc und als Best Eisen mad unvermeidliche Verunreinigungen, wobei das Kohlenstoffäquivalent bei einem Mangangehalt von weniger als 1,0 <fc auf einen Wert von weniger als 0,50 und bei einem Mangangehalt ton mehr als 1,0 jC auf einen Wert von weniger als 0,45 i» eingestellt wird. Die auf diese Weise erzeugte,

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mehr als 12 mm starke Stahlplatte wird zu einem rohrartigen Gebilde geformt, welches durch Einelektroden- oder Mehrelektroden-Hochstrom-Schutzgas-Lichtbogenschweißung zu einem Rohr verschweißt wird.

Das zweite Merkmal der Erfindung besteht darin, daß man die Einelektroden- oder Mehrelektroden-Hochstrom-Schutzgas- -Liohtbogensehweißung unter den folgenden Bedingungen durchführt. Die Schweißung der Stahlplatte erfolgt in einer Atmosphäre eines gemischten Schutzgases, welches hauptsächlich aus einem Inertgas mit einem Zusatz von weniger als 30 fo Kohlendioxid oder weniger als 5 f° Sauerstoff besteht und mit einer Gesamt-Strömungsmenge von 50 bis 200 Liter/min zugeführt wird, mit Hilfe einer oder mehrerer abschmelzender Elektroden, welche jeweils aus Massivdraht mit hohem Durchmesser (3,0 bis 6,4 mm) bestehen, bei einem Durchgang pro Elektrode mit einem Schweißstrom von 600 bis 1500 A, einer Bogenspannung von 23 bis 36 V und einer Schweißgeschwindigkeit von 300 bis 1500 mm/min.

Das dritte Merkmal der Erfindung besteht darin, daß man, wenn das Kohlenstoffäquivalent der Stahlplatte bzw. des Grundwerkstoffs bei einem Mangangehalt von weniger als 1,0 9& mehr als 0,50 oder bei einem Mangangehalt von über 1,0% mehr als 0,45, jedoch weniger als 0,65 beträgt, das geschweißte Stahlrohr weniger als 1 Stunde bei einer Temperatur von 500 bis 700⁰C hält. Diese thermische Nachbehandlung ermöglicht es selbst bei einem Kohlenstoffäquivalent von mehr als 0,45 bzw. 0,50 und weniger als 0,65, ein Stahlrohr mit der gewünschten Festigkeit und Zähigkeit sowohl im Grundwerkstoff als auch in der Schweißnahtzone zu erzeugen, wie es bei der Stahlplatte mit einem Kohlenstoff äquivalent von weniger als 0,45 bzw. 0,50 der Fall ist.

Das vierte Erfindungsmerkmal besteht darin, daß die Zusammensetzung des für die Hochstrom-Sohutzgas-Lichtbogen-

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schweißung verwendeten Massiv- bzw. Volldrahts so gewählt wird, daß dieser 0,01 bis 0,3 % Ti mit oder ohne Zusatz von 0,0005 bis 0,01 # B enthält.

Das fünfte und letzte Merkmal der Erfindung besteht darin, daß das in der vorgenannten Weise erzeugte Stahlrohr derartige mechanische Eigenschaften aufweist, daß die Streck- bzw. Fließgrenze seines Grundwerkstoffbereichs über 4218 kp/cra (>60 000 psi) beträgt und seine Schweißnahtzone eine maximale Härte von weniger als Hv10-280 und eine beim Charpy-Test aufgefangene Energie von mehr als 7 kg.m bei -23,33⁰C (-10⁰F) aufweist.

Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht es, die Hochstrom- -Schutzgas-Irichtbogenschweißung von Stahlplatten sicher, leicht, rasch und mit hoher Leistung durchzuführen. Die diesbezüglichen Werte sind vergleichbar mit jenen des herkömmlichen, mit hoher Wärmezufuhr arbeitenden Unterpulver- -Lichtbogen-Schweißverfahrens, jedoch wesentlich besser als jene der herkömmlichen Schutzgas-Lichtbogenschweißmethode. Ferner weist das erhaltene geschweißte Stahlrohr im Grundwerkstoffbereich und in der Schweißnahtzone nicht die verschiedenen Fehler auf, welche bisher bei den Produkten der herkömmlichen Methoden angetroffen wurden.

Es folgt eine kurze Beschreibung der Zeichnungen.

Fig. 1 veranschaulicht graphisch die Beziehung zwischen dem Kohlenstoff äquivalent und der HviO-Härtezahl.

Fig. 2 zeigt graphisch die Beziehung zwischen dem Mangangehalt und der Hv10-Härtezahl.

Fig. 3 ist ein Diagramm, welches den stabilen Bereich des Lichtbogens in Abhängigkeit vom Durchmesser der Massivdrahtelektrode und vom Schweißstrom zeigt.

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Fig. 4 veranschaulicht graphisch die Beziehung zwischen dem COg-Prozentgehalt des Schutzgases und der Schlagzähigkeit sowie der maximalen Härte.

Pig. 5 ist ein Diagramm, welches die Wirkung der thermischen Nachbehandlung auf die Eigenschaften in der wärmebeeinfluBten Zone verdeutlicht.

Fig. S ist eine die Makrostruktur der Schweißnahtzone in natürlicher Größe zeigende photographische Aufnahme.

Die Fig. 7(a), 7(Td) und 7(c) veranschaulichen die in Tabelle II angeführten Fugenformen.

Das erfindungsgemäße Verfahren soll nun näher erläutert werden· Zunächst wird das erste Erfindungsmerkjaal, d.h. die Zusammensetzung des beim erfindungsgemäßen Verfahren eingesetzten, hochfesten Niedertemperatur-Stahls und die Gründe für die Begrenzung der prozentualen Anteile der Komponenten dargelegt.

Kohlenstoff stellt ein für die Festigkeit eines Stahls notwendiges Element dar· Insbesondere wenn das zu verschweißende Material einer Hartwigs- bzw. Abschreckbehandlung unterworfen wird, wie es bei der Vergütung (Abschrecken und Anlassen! quenching and tempering) der Fall ist, bildet Kohlenstoff ein unverzichtbares Element für die Erzielung der gehärteten Struktur. Mit einem Kohlenstoffgehalt von weniger als 0,01 56 lassen sich die angestrebten Wirkungen nicht erreichen, während eine zu hohe Steigerung des Kohlenstoffgehalts zu einer drastischen Verschlechterung der Zähigkeit des Grundwerkstoffe und der wärmebeeinflußten Zone sowie einer Erhöhung der maximalen Barte führt. Sie Obergrenze für den Kohlenstoffgehalt wird dalier auf 0,15 i» festgelegt.

Silioiü», welchee ein für die Desoxidation während'der Stahl-

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erzeugung wichtiges Sienent darstellt, fuon: ebenfalls zu einer Verschlechterung der Zähigkeit, -.varm es in einem zu liohen Anteil zugesetzt wird. Daher wird der Siliciumgehalt auf den Bereich von 0,02 bis 0,50 i> begrenzt·

Während Mangan ein wichtiges Sleiaent für die Erzielung einer höheren Festigkeit uod besseren Zähigkeit darstellt, besteht eine enge Beziehung zwischen des Mangangehalt vma dem Eohlenstoffäquivalent sowie der Maximalen Härte der wärmebeeinfluß— ten Zone ι der Mangaagelialtstoereich bildet soiait ein wichtiges Merkmal der Erfindung. Me Beziehung zwischen den vorgenannten Parametern geht aus den. Fig« 1 und 2 hervor. Man erkennt aus Fig· 1, daß die aaadjsale Härte stark vom Mangangehalt des Grundwerkstoffs abMngt. S¹Xg. 1 zeigt» das die Mangananteile, welche Werte der asaxLealen Härte von weniger als gewährleisten, unterhalb etwa 0,8 ^ liegen* in diesem Falls soll jedoch zusätzlich zua Xangangehalt das kohlenstoff äquivalent berücksichtigt werden. Selbst wenn der Hangangehalt beispielsweise weniger als 0,8 i» beträgt, ist es fraglich» ob sich die gewünschte «axiaale Härte von weniger als 280 in Gegenwart der anderen koehhärtenden Elemente (d.h. von das Kohleastoffäquivalejit erhöke»ien Elementen) erzielen läSt« Biese Beziehung geht aas Pig. 2 hervor, welche auch die Ansatzjffimkte zur Lösimg des Problems liefert« fig. 2 zeigt die Beziehung zwischen dea KohlenstoffäquivaXent und der maximalen Härte j es wurde gefunden, daß oberhalb waä. -unterhalb des Äangangehalts von 1,0 i» siwei lineare Besiehungen zwischen den beiden Größen bestehen. Bei Mangangehalten von weniger als 1,0 it kanu die saxieale Härte durch Begrenzung des KöhlenstoffäGtuivaleiita aaf weniger als 0,50 i> mx£ unterhalb gesenk* werden» während sieh die gewünschte aaxiaale Härte bei Mangangehalten vom »ehr als 1,0 |6 nur bei einer Herabsetzung des Kohlens-toffaquivalents auf unterhalb 0,45 i* erzielen läßt. Selbst wenn der Mangangenalt weniger als O₉SO ?t beträgt, führen daher Sohlenstoffäquivalente von aehr als 0,50 ^i «ι über der gewünschten Obergrenaa liegenden Werten

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der maximalen Härte. Andererseits läßt sich das gewünschte Ziel selbst bei Mangangehalten von mehr als 0,8 i> in befriedigender Weise erreichen, wenn man das Kohlenstoffäquivalent in der vorgenannten Weise berücksichtigt. Die Obergrenze wird jedoch auf 2,0 ^ festgesetzt, da ein in übermäßigen Mengen erfolgender Zusatz der Elemente die Ausscheidung von Carbiden an den Korngrenzen fördert und die Zähigkeit des Grundwerkstoffs verschlechtert, indem er die Begrenzung der maximalen Härte auf den gewünschten Wert erschwert.

Obwohl Phosphor ein Element mit starker Tendenz zur Verschlechterung der Zähigkeit des Grundwerkstoffs darstellt, wirkt er sich nicht schädlich aus, wenn sein Gehalt unterhalb der generell zulässigen Menge von < 0,020 # liegt.

Schwefel wirkt sich auf die Zähigkeit stark verschlechternd aus, insbesondere hinsichtlich der bei Schlagzähigkeitstests "werschluckten" Energie. Dieser Effekt von Schwefel ist bei einem Gehalt von weniger als 0,020 $ jedoch nicht sehr ausgeprägt .

Der Zusatz von Kupfer führt zu einer erhöhten Festigkeit und verbesserten Härtbarkeit, ohne daß sich die Zähigkeit oder die charakteristischen Eigenschaften des erfindungsgemäß erzeugten Stahls verschlechtern. Die Obergrenze wird jedoch auf 1,0 $ festgesetzt, da ein zu hoher Kupferzusatz zu Verarbeitungsproblemen, beispielsweise zum Auftreten von Kupferrissen beim Warmwalzen, führt.

Nickel wird seit langem als das wirksamste Zähigkeitsverbessernde Element verwendet. Es stellt das geeignetste Legierungselement zur Erhöhung der Zähigkeit von Stahl dar. Mit seiner Hilfe läßt sich die Zähigkeit des Grundwerkstoffs und der wärmebeeinflußten Zone am wirksamsten verbessern. Da Nickel jedoch teuer und ein Zusatz hoher Anteile daher

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unwirtschaftlich und außerdem hinsichtlich der Erzielung der gewünschten maximalen Härte in der wärme beeinflußt en Zone unzweckmäßig ist, wird die Obergrenze des Nickelgehalts auf 9,50 # festgesetzt.

Chrom und Molybdän verbessern jeweils die Härtbarkeit und Festigkeit des Grundwerkstoffs in wirksamer Weise. Ein Zusatz dieser Elemente in übermäßig hohen Anteilen führt jedoch zu einer beträchtlichen Festigkeitssteigerung, wirkt sich nachteilig auf die Zähigkeit aus und verursacht außerdem eine Erhöhung der maximalen Härte in der von der Schweißwärme erfaßten Zone. Übermäßige Chromanteile fördern die Anlaß sprödigkeit, welche für nickelhaltige Stähle eigentümlich ist. Auch ein zu starker Molybdänzusatz begünstigt die Anlaß sprödigkeit. Im Hinblick darauf wird die Obergrenze für jedes dieser Elemente auf 1,0 fo festgesetzt. Da Wolfram dieselben Wirkungen wie Molybdän besitzt, kann man das Molybdän ganz oder teilweise durch Wolfram ersetzen.

Lösliches Aluminium stellt ein Element dar, welches bei. der Stahlerzeugung für die Desoxidation und Bindung des als Verunreinigung vorhandenen Stickstoffs benötigt wird. Ein Zusatz dieses Elements von weniger als 0,005 i° ist ohne Wirkung, während ein Anteil von mehr als 0,2 i<> den Stahl spröde macht. Der Anteil des löslichen Aluminiums liegt somit im Bereich von 0,005 bis 0,20 ^.

Weit ere. Elemente, wie Zr, Ti, V und Nb, binden den als
Verunreinigung vorliegenden Stickstoff in ähnlicher Weise wie Al· Zr eignet sich über diese Wirkung hinaus zur Regelung der Form der Einschlüsse. Andere Elemente (V und Nb) eignen sich besonders gut zur Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit des Stahls, wenn die Stahlplatte nach der
Methode des "geregelten Walzens" hergestellt wird. Ein
Borzusatz hat ähnliche Wirkungen wie jener von Al, eignet sich j«doch speziell zur Verbesserung der Härtbarkeit. Da

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der vorgenannten Elemente in Anteilen von mehr als V₁20 £ jedoch die Zähigkeit beeinträchtigt, kann jedes beliebige Element innerhalb des Bereichs von 0,005 bis Ο,Ζύ f» den Aluminiumgehalt ganz oder teilweise ersetzen^

Natürlich können außer den vorgenannten Elementen auch andere Elemente, d.h. La, Ce, Mg und Ca, in geeigneten Mengen zur Kontrolle der Form der Einschlüsse im Stahl zugesetzt werden, ohne daß sich die charakteristischen Eigenschaften und die Gebrauchsfäln /}k:eit des erfindungsgemäß erzeugten Stahls verschlechtern. Man kann diese weiteren Elemente je nach den angestrebten Wirkungen in selektiver Weise und in verschiedenen Kombinationen zusetzen.

Man kann eine beliebige geeignete chemische Zusammensetzung innerhalb der vorgenannten Bereiche wählen, um die gewünschte, über 12 mm starke Stahlplatte zu erzielen, welche die angestrebte Streckgrenze von mehr als 4218kp/cm (>60 000 psi) sowie die gewünschte Zähigkeit aufweist.

Die Stahlplatte wird dann nach einem geeigneten Verfahren verarbeitet, bei dessen Anwendung die geforderten Festigkeitsund Zähigkeitswerte des Grundwerkstoffs erhalten bleiben, nachdem die Schweißung stattgefunden hat. Es besteht keine bestimmte Beschränkung hinsichtlich der anzuwendenden Methoden} man kann nach einem beliebigen bekannten Verfahren arbeiten. Beispielsweise können das Verfahren des ^H geregelt en Walzens**, die Vergütung (Abschrecken und Anlassen bzw. Bückglühen) sowie andere Walz- und Warmebehandlungsmethoden angewendet werden· Zur Bohrformung eignen sich die verschiedensten Methoden, vorausgesetzt, daß die Stahlplatte nach der Formgebung verschweißt . wird *

Hunmehr soll das zweite Merkmal der Erfindung, d.h. das er-

Einelektroden- oder Menrelektroden-fiochstro*-

-SchutzgaB-Lichtbogensohweiöverfaiiren, naher beschrieben

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werden. Die erfindungsgemäSe Schweißte «ϊιοάβ ••veist gegenüber dem herkömmlichen Unterpiilver-Lichtbogen-Schweißverfähren sowie der MIG- oder COg-Schweißmethode, bei welcher eine Drahtelektrode mit geringem Durchmesser verwendet wird, folgende Merkmale auf.

Das erste Merkmal des erfindungsgemäßen Schweißverfahrens besteht in der Verwendung eines Massivdrahts mit hohem Durchmesser (3»0 bis 6,4 mm) als abschmelzende bzw. verzehrbare Elektrode. Der Grund für den Einsatz eines derartigen Massivdrahts besteht darin, daß die Anwendung höherer Schweißgeschwindigkeiten bei der Lichtbogenschweißung aufgrund der Beziehung zwischen der Geschwindigkeit der Bewegung des Lichtbogeiis (der Wärmequelle) und der Wärmeübertragungsgeschwindigkeit in der zu verschweißenden Stahlplatte den Vorheizeffekt gegenüber dea Grundwerkstoff vermindert und den Schmelzbereich auf ^enen Teil der Stahlplatte begrenzt, welcher direkt mit dem Lichtbogen in Kontakt kommt. Dies führt zu einer beträchtlichen Verkleinerung der geschmolzenen Fläche und zu einem raschen Temperaturabfall in dem an den Schmelzbereieh angrenzenden Grundwerkstoff, mit dem Resultat, daß die Metallschmelze nicht gründlich mit dem Grundwerkstoff vereinigt werden kann und dazu tendiert, eine konvexe Schweißlage auszubilden. Zur Beschleunigung des Schweiß Vorgangs sind daher eine Erhöhung der Wärmeenergie des Lichtbogens sowie eine Verbreiterung des Bogens zur Vergrößerung der geschmolzenen Fläche ^erforderlich. Wenn die Wärmeenergie des Lichtbogens bei dem mit Draht eines geringen Durchmessers arbeitenden Schweißprozeß erhöht wird, besteht die Tendenz, daß die Breite der Schweißiage aufgrund der eingeschränkten Wärmeverteilung abnimmt, obwohl ein tiefer Einbrand erzielt wird. Mit Hilfe einer gewöhnlichen Drahtelektrode mit geringem Durchmesser läßt sich daher die Schnellschweißung dikker Stahlplatten, wie sie im erfindungsgemäßen Verfahren eingesetzt werden, nicht durchführen· Aus diesem Grunde verwendet man bti der erfindungegemäßen Schweißmethode den vorgenannten

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Draht mit hohem Durchmesser, um den Schweißstrom zu erhöhen und die Stromdichte herabzusetzen· Auf diese Weise verhindert man ein Ansteigen der Einschnürungskraft und erhöht die Ausbreitung des Lichtbogens, wodurch das Problem gelöst wird. Das Verhältnis der Schweißstromdichte zwischen dem Schweißstrom von 320 A für einen Draht mit einem Durchmesser von 1,6 mm und dem Schweißstrom von 800 A für einen Draht mit einem Durchmesser von 4_f0 mm beträgt.'beispielsweise 1 : 0,4» daraus geht hervor, daß die Kombination des einen hohen Durchmesser aufweisenden Drahts mit dem starken Strom einen breiteren Lichtbogen ergibt. Während der Bereich der Elektrodendrahtdurchmesser bei der erfindungsgemäßen Schnellschweißmethode von der gegenseitigen Abstimmung des Schweißstroms und der Schweißgeschwindigkeit abhängt, läßt sich das gewünschte Ziel mit Hilfe eines Drahtdurchmessers von 3 mm nicht erreichen, wogegen sich übermäßig hohe Drahtdurchmesser bei der Durchführung des Schweißprozesses nachteilig bemerkbar machen.. Die Obergrenze für den Drahtdurchmesser wird daher auf 6,4 mm festgelegt.

Während es wichtig ist, den Schweißstrom zu erhöhen und dadurch die Lichtbogenenergie zu steigern, steht der Bereich der zur Ausbildung eines guten und stabilen Lichtbogens erforderlichen Schweißströme in enger Beziehung zum vorgenannten Drähtdurchmesserbereich. Fig. 3 veranschaulicht schematisch die Beziehung zwischen dem Drahtdurchmesser ^;und dem Schweißstrom im Hinblick auf den stabilen ^ichtbogönbereich. Gemäß Pig. 3 wird die Bogenlänge im Bereich (I), in welchem die Schweißströme relativ zu den Drahtdurchmessern hoch sind, extrem kurz. Der Grundwerkstoff schmilzt daher tief ein, wodurch die Einbringung einer stabilen Schweißlage erschwert wird. Im Bereich(HI), in welchem die Schweißströme relativ zu den Drahtdurchmessern gering sind, vergrößert sich die Lichtbogenlänge, wodurch der Bogen instabil wird. Im Bereich (II) bildet sich somit ein stabiler Lichtbogen aus, weshalb eine hervorragende Schweißlage erzielt werden kann. Die Er-

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finder u.a. haben den Bereich der Schweißströme, welcher den stabilen Lichtbogen des Bereichs (II) bei den im vorgenannten Bereich liegenden Drahtdurchmessern gewährleistet, genau untersucht und dabei festgestellt, daß für den unteren Grenzwert des Drahtdurchmessers (3,0 mm) Schweißströme von mehr als 600 A und für den oberen Grenzwert des Drahtdurchmessers (6,4 mm) Sohweißströme von weniger als 1500 A erforderlich sind.

Das erfindungsgemäße Ziel läßt sich nicht einfach dadurch vollständig erreichen, daß man die Lichtbogenschweißung mit Hilfe der vorgenannten, bei geeigneten hohen Schweißströmen arbeitenden Draht elektrode mit hohem Durchmesser durchführt. Die erfindungsgemäßen Effekte können vielmehr nur dann erzielt werden, wenn der Schweißvorgang unter bestimmten Schutzgasbedingungen, d.h. in einer geeigneten Schutzgasatmosphäre unter Anwendung einer brauchbaren Gesamt-Strömungsmenge, stattfindet. Wenn die Hochstrom-Schutzgas-Lichtbogenschweißung somit einfach unter Verwendung der einen hohen Durchmesser aufweisenden Drahtelektrode durchgeführt wird, kommt es aufgrund der hohen Intensität des Lichtbogens und der hohen Temperatur des äußeren Teils des Bogens in dem Moment, wo der Umfang des Bogens mit dem Grundwerkstoff in Berührung kommt, zu einer tiefen Einschmelzung und Aushöhlung des letzteren. Obwohl dies bei der Schnellschweißung von Vorteil ist, führt bereits eine geringfügige Änderung des Stroms und der Spannung zur Instabilität des Lichtbogens, was zur Ausbildung von "Welligkeitserscheinungen" oder Einbrandkerben bzw. Unter schneidungen im Grundwerkstoff Anlaß gibt. Diese Tendenz tritt bei ansteigender Schweißgeschwindigkeit stärker in Erscheinung. Bisher wurden solche Unregelmäßigkeiten dadurch verhindert, daß die Länge des vom Vorderende der Kontaktspitze oder Zufuhrstelle vorstehenden Drahtes so weit wie möglich verkürzt wird, um die Bogenspannung gering zu halten und den Lichtbogen dadurch zu stabilisieren. In diesem Falle, ist flerjlinstellungsbereich der Bogenspannung jedoch derart begrenzt, daß die maximale Variationsbreite in der

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2553343

Größenordnung von 2 V liegt. Es ist selbst vom aeJaweißtechnischen Standpunkt gesehen schwierig, die reguläre Schweißung der Naht mit einem derart engen Bogenspannungsbereich durchzuführen. Die Erfinder u.a. haben festgestellt, daß die erwähnten Nachteile durch Vornahme der SehweiSung unter speziellen Schutzgasatmosphärenbedingungen überwanden werden können. Es wurde gefunden, daß die Ursache für die Instabilität des Lichtbogens darin besteht, daß der Innendruck des Bogens bei einer Erhöhung des Schweißstroms beträchtlich ansteigt. Daher läßt sich ein stabiler Lichtbogen durch Anwendung eines bestimmten äußeren Drucks zum Ausgleich des Innendrucks erzielen. Im einzelnen kann dieses Ziel durch Erhöhung des Drucks und der Strömungsmenge des Schutzgases verwirklicht werden. Diese Methode ermöglicht es ferner, einen stabilen Lichtbogen im breiten Bereich der Bogengpannungen von 23 bis 36 V für die im erfindungsgemäßen Schweißverfahren verwendeten, einen hohen Durchmesser (über 3»0 am) aufweisende Drähte unabhängig von den Drahtdurchsaessem zu erzielen. Die Untergrenze für die Sehutzgas-Ströaungsmenge wird deshalb auf 50 Liter/min festgesetzt, weil es beim raschen Schweißen, wie es beim erfindungsgemäßen Verfahren der Fall ist, zu einem heftigen Sieden bzw. Schäumen und Verdampfen des Schweißguts im Schmelzbad kommt, wodurch die Hegelung der Bogenspannung unmöglich gemacht wird. Da zu hohe Schutzgas-Strömungsmengen andererseits die Gefahr einer Einsenkung der Metallschmelze und Ausbildung einer Mulde in ihrem mittleren Teil heraufbeschwören und da solche übermäßigen Strömungemengen zu einer raschen Abkühlung des äußeren Umfangsbereichs des Lichtbogens führen, wodurch die Wäraeverteilung vermindert und der Lichtbogen für die Sohnellschweißung unbrauchbar gemacht wird, wird die Obergrenze für die Strömungamengen auf 200 Liter/min festgesetzt* Vas den Schutzgastyp betrifft, werden die erfindungsgemäßen Effekte durch die kombinierte Verwendung eines Doppel-Schutzbrenners und einer Hach-Sohutzeinrichtung in keiner Weise beeinträchtigt·/ Sin« derartige Kombination kann selbstverständlich unter ge-

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eigneten Bediiaipaigeii aaa^eweaaäet wejpd©a„ Bei eiiaer Ifflekr—

msaU die

3 ede lüektnoäLe im -WsrgeiasimteiiL Bereich liegen. Was di©

beifcrlffit, ist es ^wecikMaBig^ dem

reinen Argon ein© testiaefite jfeage eimes zuverleifoeai, um den Ifiekttogem kul staMlisiereni mxi Auftreten fön MajtUBarwaakeThen. aa veiMjiteTnnL. fffeeiramlig ia©lie .roa aktivoi Gas k«fem©a jeäufdb. €ie feira©

der S«slLweiBla®B wie zaa»

fen d©s SehweiSgprfcs SäMr&ß.₃ useeiaalls i®aa die Sauerstoff auf 5 f£ festlegt« Biaa aisatz -von stellt J^Loda., wäe
den Ei-geraseiimfifcen (iaastesosiEaere der

weniger als 30 ^ sauf die EigemsseliKftesa, des SG3awei®,giats günstig

Andererseits feewii&eja. BogeospiainiMiUuriLgeia m2>m vmssl^eT als 23 ¥ ein laeftiges- Spritzen, weim. das Seäamtsgas KoMl«eraäi@^i.d enthält. Bei B9geaaspaia33ai23ig!eaa. ¥©ii laelir als 3δ ¥ "^ergiroiBert sich. die Bogenlänge, xmsä. d<er liciifibögen wird instabil» Sie zur AusMldiang ©iiiBS staMlen XieMbogens geeigneten Bogenspannungen liegen somit im Bereick ~ψομ. 23 Ma yS W,.

Die Obea^r-eiass© für «die Scfeweiißgeseäawiiaäijpceit m^d auf 1500 jrao/fflom festgelegt _ff da lb.5feare ScliweiBgesciaMdBdijgkei den den laietotlOigeia staMlisiereaaä^a Effekt der Scfeatzgas-

, weleli© ein erfiaadiaaagsgeaiiiäBes Merkmal dar-

stellt, zunickte w&efoiexim Sc:fewei]ßge;sc4iwindigkeiteaa. wen weniger als 3Ö0 wbsb/sum iS&kur&ß. (dagögeü wn ©iaaej* I3sträclitliclii8aa Verminderuaag der iSckweißleistiaäig Mnsiclitlieh der regulären Sohweißung der Mäht» ^ - ' ,

Ein weiteres erfinäungegemäßee Merlemal Gesteht in der Anwen dung der Miö^^le^troden-^üliwei&setliode, böi der swoi-oder

mehr Elektroden vorgesehen sind, welche jeweils dieselbe Funktion wie die vorgenannte Elektrode mit hohem Durchmesser aufweisen. Der Abstand zwischen der vorangehenden bzw. Führungselektrode und der nachfolgenden bzw. Nachlauf elektrode kann innerhalb des Bereichs von 10 bis 100 cm ausgewählt werden. Dieses Mehrelektroden-Schweißverfahren weist folgende Vorteile auf. Die Schutzgaszusammensetzung, die Gesamt-Strömungsmenge, der Schweißstrom, die Bogenspannung, die Schweißgeschwindigkeit und der Elektrodendrahtdurchmesser liegen in diesem Falle sämtlich innerhalb der vorgenannten Bereiche. Durch richtige Wahl des gegenseitigen Abstands der Elektroden ist es somit möglich, die hoher Abkühlgeschwindigkeit der wärmebeeinflußten Zone, welche durch die geringe Wärmezufuhr zwangsläufig verursacht wird, zu regeln. Auf diese Weise kann eine ausgeprägte Härtung vermieden werden. Ferner kann ein Teil der wärmebeeinflußten Zone, welche durch den Wärmeeffekt der Führungselektrode gehärtet wurde, durch den Temper- bzw. Anlaßeffekt der Nachlaufelektrode erweicht werden. Da der Grundwerkstoffbereich der durch die von der Nachlauf elektrode erzeugte Wärme beeinflußten Zone durch die Führungselektrode vorerhitzt wurde, verlangsamt sich andererseits die Abkühlung des erwäiroten Grundwerkstoffs, so daß der Härtungsgrad herabgesetzt wird. Man erkennt somit, daß sich die gewünschten Eigenschaften des Stahlrohrs erfindungsgemäß am besten mit Hilfe der Mehrelektroden-Schweißung erzielen lassen, und daß die angestrebte hohe Zähigkeit und verringerte maximale Härte leicht erreichbar sind.

Ferner wurde gefunden, daß die Schlagzähigkeit des Schweißguts mit Hilfe der Mehrelektroden-Schweißmethode in sehr wirkungsvoller Weise verbessert werden kann. Während der Grad der Aufmischung der durch die Führungselektrode ein gebrachten Schweißlage mit dem Grundwerkstoff sich von jenem der durch die Nachlaufelektrode eingebrachten Schweißlage unterscheidet, ist es möglich, die Legierungszusammensetzung des Schweißguta durch Verwendung verschiedener Drähte und/

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oder unterschiedlicher Sohutzgaszusammensetzungen für die einzelnen Elektroden einzustellen. Durch Wahl der eine geeignete Legierungszusammensetzung ergebenden Schweißbedingungen läßt sich ein Schweißgut mit hervorragenden Eigenschaften erzielen.

Das vierte wichtige Merkmal der Erfindung betrifft das Schweißmaterial bzw. den Schweißdraht. Dieses Merkmal besteht darin, daß das Schweißmaterial Ti oder Ti und B als obligatorische(s) Element(e) enthält, damit eine Schlagzähigkeit des Schweißguts von mehr als 7 kg.m bei -45,56⁰C (-50⁰P) gewährleistet ist. Bei dem erfindungsgemäßen Hochstrom-Sehutzgas- -Lichtbogenschweißverfahren erfolgt der Schweißprozeß nämlich mit Hilfe des einen hohen Durchmesser aufweisenden Drahts bei hohen Schweißströmen, so daß die bei jedem Durchgang eingebrachte Schweißlage ein extrem hohes Volumen und Gewicht aufweist und außerdem aufgrund der relativ geringen Schweißwärmezufuhr rasch abgekühlt wird. Daher kann es in bestimmten Extremfällen dazu kommen, daß die bei der Erstarrung des Schweißguts erzeugte Dendrit struktur in bestimmten Richtungen rasch wächst und daß es in jenem Teil, wo diese anwachsenden Strukturen aufeinandertreffen, zu einem Erstarrungsriß kennt. Sofern das rasche Wachstum des Dendrits keinen Schweißnahtriß hervorruft, wirkt es sich jedenfalls stark auf die Schlagzähigkeit des Schweißguts aus. Die Erfinder u.a. haben wiederholt eine Reihe von Versuchen durchgeführt und dabei festgestellt, daß das Dendritwachstum durch einen Zusatz von Ti und/oder B zum Schweißmaterial verhindert wird. Titan und Bor verbinden sich nämlich mit dem aus der umgebenden Luft oder dem Schutzgas hinzutretenden Sauerstoff oder Stickstoff, so daß sie teilweise in Form ihrer Oxide oder Nitride im Schweißgut ausgeschieden werden. Durch diese Ausscheidung wird das Dendritwachstum vermieden. Es wurde jedoch auch, gefunden, daß ein Titanzusatz von mehr als 0,3 ?6 zur Ausscheidung von grobem Titanitrid führt, wodurch die Schlagzähigkeit des Schweißguts verschlechtert

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wird. Bor ist andererseits wirksam, wenn es als Ausscheidung vorliegt, bewirkt Jedoch eins beträchtliche Bärtung des Schweißguts, wenn es als festes Xösungselement im !Ferrit oder an den Xorngrenzen auftritt, Die zulässigen Anteile liegen ia Bereich iron O_fÖGÖ5 bis 0,01 ft. Venn sowohl Titan als auch. Bor vorhanden sind, betragen die zulässigen Anteile 0,01 bis 0,30 i» Ti bzw, 0,005 bis 0,01 ?t B. Wenn die Desoxidation und Stickstoffbindung beim Schweißvorgang axt Hilfe dieser Elemente in zufriedenstellender Weise erfolgen, weist das SchweiSgut nach, der Schwei&ung eine hervorragende Schlagzähigkeit auf, welche Tint er einer kurzzeitigen thermischen Behandlung, wie sie nachstehend besehrieben wird, nicht leidet. Bisher wurden lediglich die erfindungsgemäßen Grenzwerte für die Anteile von Tl oder Si land B hinsichtlich der chemischen Zusammensetzung des SehweiS-materials genannt. Ss können aber auch folgende Elemente in den angefahrten Anteilen zugesetzt werden. Bas Schweißmaterial kann weniger als 0,9 i> Si, weniger als 3,0 $ Hn und weniger als 0,15 $> C als Hauptbestandteile sowie mindestens eines der folgenden Elemente enthalten: weniger als 11,5 56 Ki* weniger als 1,0 # JJo und Cr₉ weniger als 0,1 56 Al und weniger als 0,2 i» Zr. Wie erwähnt, ist es sit Hilfe einer Ifassivdrahtelektrode mit einer derartigen Zusammensetzung leicht möglich, dem eingeschweißten Metall die hervorragende Schlagzähigkeit von aaehr als 7 kg.a bei -45,56°C -verleihen.

Nunmehr soll das dritte Merkaal der Erfindung, d.h. die thermische Behandlung nach der Erzeugung des geschweißten Rohres, nSher beschrieben werden. Diese Hitsebehandlung wird lediglich dann vorgenoeaen, wenn der Wert des Kbhlenstoffäquivalents bei einem Mangangehalt iron weniger als 1,0 ^ sehr als 0, oder bei ein«» Mn-Gehalt Tomiehr als 1,0?tund weniger als 2,0 i> »ehr als 0,45 beträgt, jedoch weniger als 0,65 ausmacht. Die vorstehenden Ausfuhrungen zeigen, daß ia\ Falle einer Formung «tner Stahlplatte nit hohem Kohlenetofräquivalent SU eine· lobrgebilde und anaohließenden regulären Verechweis-

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sung nach dem. ■vorgenannten H©c3istroin~Schui;zgaB--LiGht'bogen-verfahren die ZaltJsäMigkeit in der dureik die Schweißwärme beeinflußten Eon© aaafgpraod der fstsachte hervorragend ist, daß der SeiOTeißvoargssag -trots höher Geschwindigkeit und mit einer Im-Yerglieich &sm herkömmlichen Unterpul-

ahren geringen Wärmezufuhr -durchgeführt *&nä. Wie jedoch ©as I¹Ig. 2 .hervorgeht, führt eine Erhöhung des JS©3O.enstoffä43wivalents natürlich zu einer betraehtlieken Bteigeraastag der usaximalen Härte der durch die Schweißwänse beelofln&teiQ. 2one, iwas zu Sorröslonsrissen aufgrund der in der ibefordei-ten Substanz enthaltenen Sulfide AnIaS gibt» Sine solche hohe 3nas±male .Härte der Stahlplatte läßt sich durch die im folgenden lDe3chrie"bene thermische TSwahheäcmaüChmg ohne Jegliche Xaltzähigkeitselnbuße verringern· Im einzelnen wurde gefunden, daß die maximale Härte des gesichweiEisen Hohrs leicht dadurch herabgesetzt werden lcann, da© man das Stahlrohr nach dem Sehweiß vor gang weniger als 1 Stunde bei einer geeigneten Temperatur im Bereich von 500 bis 700⁰G hält· Die anzuwendende Temperatur und Verweilzelt häxißen von der chemischen Zusammensetzung des Stahlrohrs und von den Sehweißbedingungen ab. Temperaturen von weniger als 5QO⁰G bewirken keine ausgeprägte Erweichung, während leiaperaturen von mehr als 700⁰G zu einer yersGhleehterung der Festigkeit und Zähigkeit de β Grundwerkstoffbareicks und der Schweißnaht zone (d.h. der wärme beeinflußten Zone und des eingeschweißten Metalls) führen. Pig, 5 veranschaulicht beispielhaft den Einflufa der Verweilzeit auf die Eigenschaften. Wenn das Stahlrohr augenblicklich so stark abgekühlt bzw· abgeschreckt wird, daß seine Terap-eratur einen geeigneten Wert innerhalb des vorgenannten Bereichs annimmt {d.h. bei einer Verweilzeit von 0), kann die Auswirkung der thermischen Behandlung auf die Eigenschaften offensichtlich immer noch ausreichend sein. Andererseits Jaaben Verweilzeiten von mehr als 1 Stunde keine ausgeprägten Wirkungen} zuweilen führen längere Verweilzeiten zu einer beträchtlichen Verschlechterung der

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Festigkeit und Zähigkeit des Stahlrohrs. Die thermische Nachbehandlung kann nach einer beliebigen der zahlreichen zur Verfugung stehenden Methoden durchgeführt werden, vorausgesetzt, daß die gewünschte Temperatur und Verweilzeit gewährleistet sind. Geeignet sind beispielsweise die Nachglüh-, Hochfrequenzerhitzungs-, Niederfrequenzerhitzungsund Ofenerhitzungsmethode. Die thermische Nachbehandlung wird so vorgenommen, daß die maximale Härte der wärmebe— einflußten Zone des nach der Schweißung eine ausreichende Zähigkeit aufweisenden Stahlrohrs ohne Zähigkeitsverlust herabgesetzt wird.

Es folgt eine Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen,

Die nachstehenden Beispiele sollen die hervorragenden Anwendungsmöglichkeiten, Wirkungen und Vorteile des erfindungsgemäßen Verfahrens näher erläutern.

Fig. 6 zeigt die nach der Schweißung vorliegende Makrostruktur der Schweißnahtzone an einem 25 mm starken Stahlrohr, das an jeder Seite der Naht mit einem Durchgang pro Elektrode geschweißt wurde. Die in natürlicher Gröee dargestellte Makrostruktur wird unter folgenden Schweißbedingungen erzielt:

Zweielektroden-Schutzgas-Lichtbogenschweißung:

Führungselektrode: 29 V χ 83C A χ 600 mm/mini

Ar + 15 1° CO₂
Nachlaufelektrode: 31 V χ 700 A χ 600 mm/min;

Ar + 5 i> GO₂

gegenseitiger Abstand der Elektroden: 350 mm Drahtdurchmesser: 4,0 mm.

Man erkennt aus Fig. 6, daß die Breite der wärmebeeinflußten Zone lediglich 3 bis 4 mm beträgt. Dies ist gegenüber der beim herkömmlichen Unterpulver-Lichtbogenschweißverfahren erzielten Breite der wärmebeeinflußten Zone von

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etwa 10 mm als hervorragend anzusehen. Während die vorgenannte Wärmezufuhr etwas höher als jene beim herkömmlichen Schutzgas-Lichtbogenschweißverfahren ist, liegt sie unterhalb jener der Unterpulver-Lichtbogenschweißmethode· Diese Tatsache führt zusammen mit der hohen Lichtbogenstabilität beim erfindungsgemäßen Verfahren zur Ausbildung eines einwandfreien Schweißguts ohne Fehler, wie Fig. 6 zeigt.

Man führt Tests an den Stahlplatten A, B, C, D, E und P, die erfindungsgemäß aus durch Zusammenschmelzen unterschiedlicher chemischer Bestandteile und Mengen gewonnenem Stahl hergestellt wurden, sowie an den Vergleichs-StahlplattenG, H, I und J durch. Tabelle I zeigt die chemischen Zusammensetzungen, Herstellungsbedingungen und mechanischen Eigenschaften dieser beispielhaften Materialien. Die in Tabelle I angeführten mechanischen Eigenschaften der Grundwerkstoffe stellen die Werte in deren mittleren Teilen in Richtung der Dicke dar, die in der Umfangsrichtung der Rohre gemessen werden. Die Streckgrenze und Zugfestigkeit der Rohre werden an aus den Rohren herausgeschnittenen und anschließend gerade gerichteten Prüflingen durchgeführt. Die DWTT-Testergebnisse veranschaulichen die 85 jS-SATT-Werte der 20 mm starken Prüflinge (die über 20 mm starken Materialien wurden auf eine Stärke von 20 mm gebracht) . Bei den mechanischen Eigenschaften der Schweißnahtzonen handelt es sich, um jene Werte, die an 2 mm unterhalb der Seitenfläche der Endlage befindlichen Stellen, die als bis zum höchsten Grad gehärtet anzusehen sind, gemessen werden. Die Schlagzähigkeiten stellen die Durchschnittswerte aus einer großen Anzahl von an verschiedenen Stellen in der Dickenrichtung der verbundenen Platte vorgenommenen Tests dar.

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Tabelle

s.-

ii

ohemi.sche i'usammensetzung der Stahlplatte (Anteile der Komponenten in i>)

Si

Mn

Ou

Ni

Cr

Ho

lösL. Al i3treck-

irenee ^trg/mm^ld

mechanische Eigenschaften der. Stahlplatte

Ja,

kg/mm¹

Streckverhältnis, %

en
m
to

25,0 25,7
32,0
20,0
16,5 20,3

121,9
121,9
121,9
121,9
121,9
121,9

0,07
0,08
0,10
0,08
0,08
0,08

0,19 0,32 0,24 0,17 0,20

0,33

0,71 1,31 0,58 0,45 1,40 1,56

0,004 0,010 0,007 0,010 0,009 0,004

0,009 0,007 0,008 0,014 0,007 0,011

0,70

0,15

3,54 0,78 3,45 4,93 1,98 0,18

0,56

0,39

"vi

0,10)

0,33 0,16

0,17 0,17 0,04J 0,018
0,023
0,02

0,64
0,046

0,48
0,37
0,29
0,41
0,41
0,39

50,8 47,7 47,3 60,8 45,6 51,1

63,5 57,3 60,9 80,5 60,5 62,4

77,0 83,2 77,7 75,5 75,4 81,9

25,0 25,0 25,0 25,0

121,9
121,9
121,9
121,9

0,05
0,08
0,06
0,10

0,21 0,14 0,24 0,33

1,31 0,74 1,41 1,60

0,004 0,007 0,014 0,011

0,012 0,011 0,010 0,009

0,02 0,73

2,84 4,88 2,06 2,88

0,54 0,78

«Ml

0,60

0,33 0,17 0,27 0,50 0,025

0,55
0,53
0,43
0,69

49,3 56,0 44,6 56,2

66,0

74,3 60,8 67,8

74,7 75,4 73,3 83,0

Bemerkungen: Die Stähle (A) bis (J) werden nach der Tandem-Hochstrom-Schutzgas-Licht'bogenaehweißmethode au Rohren verschweißt} lediglich beim Stahl (I) wird zu diesem Zweck die Tandem-Unterpulver-Lichtbogensohweißmethode angewendet.

\ Streckgrenze ^a' Zugfestigkeit

- 27 -

a b e 1 1 e I (Portsetzung)

<O Φ IO

Stahlfeyp

mechanische Eigenschaften des Stahlrohrs

vTrs, ο«

-142

-78

«95

-146

-108

-83

-120 -138 -110 -144

vEs, kg.m c)

tg,4

25,3 15,2 15,2 17,0 10,6

11,5 17,3 17,9 15,4

85 $> SAU

-620

-80⁰O -70⁰C -23⁰C

-57⁰C -77⁰C -63⁰C -8O⁰C

mechanische Eigenschaften der Schweißnahtzone

am 3*

ahlrok

HviO max

256 245 209 235 265 258

275

356"* -62

-62 -30 -62 -62 -62 -20

2 -62 -20

Naht

9,4

15,5

9,8

9,1 10,2

8,5

7,8

12,3

6,4

9,8 HA.Z VE,

14,3 18,3 13,5 13,4 15,5 9,5

5,8* 12,6

thermische Behandlung der Stahlplatte

QI

²'

Qf

Qi

mehrmals QiI? CR bei der Walzung

Eohrformverfahren

ÜOE Ü01 S tR« ΰ *ii φ UOE

35

4)

mehrmals Qi mehrmals Qi mehrmals Qi mehrmals Qi

ÜOE ÜOE UÖE ÜOE

1) »Armebeeinflußte Zone;

2) Q5! β Reaching and tempering*' (Vergütung)

3) Biegewalaenmethodei

4) CE ι· * geregeltes bssw· kontrolliertes Walzen**;

${6 Werte nicht innerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche

b) vTrs * fatt * Übergangstemperatur deö Auftretens von Brüchen bzw. Rissen; ν κ Spitzkerb am Prüfkörper

c) vEs a Lagerenergie (shelf energy)

d) Temperatur» bei der 85 % der Rißoberfläche bei einem Fallgewichts-Reißtest dehnbar (duktil) werden

e) Rohrförmungsmethode, bei der Stahlblech zunächst U-förmig und danach 0-förmig verformt und schließlich expandiert wird

- 28 -

Tabelle I zeigt, daß die den Mangangehalt entsprechenden Kohlensto ff äquivalentwerte .(C ) bei den Vergleichsstählen

eq

G und H außerhalb der erfindungsgemäßen Bereiche liegen. Daher weisen die betreffenden Grundwerkstoffe zwar eine befriedigende Festigkeit und Zähigkeit auf, die mechanischen Eigenschaften (insbesondere die maximalen Hv10-Werte) in der Schweißnahtzone (d.h. im eingeschweißten Metall und in der wärmebeeinflußten Zone) der geschweißten Rohre sind jedoch unzureichend oder abnorm hoch. Diese Mangel werden jedoch durch die nachstehend beschriebene thermische Behandlung behoben. Der Vergleichsstahl J stellt ein anderes Beispiel für einen Stahl mit abnorm hohem Kohlenstoffäquivalent dar. Dieses beträgt 0,69» obwohl der Mangangehalt von 1,60 i» eine Einstellung des Kohlenstoffäquivalents auf einen Wert von weniger als 0,45 verlangt. Die maximale Hv10-Härte in der Schweißnahtzone weist somit den abnorm hohen Wert von 356 auf. Aufgrund der im Vergleich zu den übrigen Fällen ungewöhnlichen Höhe dieses Werts ist eine Behebung des Mangels nicht einmal mit Hilfe der nachstehend beschriebenen thermischen Nachbehandlung möglich.

Beim Vergleichsstahl I sind zwar die Festigkeit und Zähigkeit des Grundwerkstoffs sowie der maximale Hv10-Wert in der Schweißnahtzone zufriedenstellend, die Kaltzähigkeit an der Naht bzw. Verbindung und in der wärmebeeinflußten Zone befriedigen jedoch trotz des innerhalb der erfindungsgemäßen Grenzen liegenden Mangangehalts und Kohlenstoffäquivalents deshalb nicht, weil der Stahl nach der herkömmlichen, mit hoher Wärmezufuhr arbeitenden Unterpulver-Lichtbogenschweißmethode verschweißt wurde. Die Mangel des nach diesem Schweißverfahren erzeugten Stahlrohrs lassen sich durch die thermische Nachbehandlung nicht beheben, wie nachstehend erläutert wird.

Die erfindungsgemäßen Stähle A, C und D enthalten Manganan teile von weniger als 1,0 ?4. Da das Kohlenstoff äquivalent

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bei diesen Stählen jeweils weniger als 0,50 $> beträgt, bleiben die durch die in Tabelle I angegebenen thermischen Behandlungen erzielten hervorragenden Eigenschaften der Stahlplatten an den geschweißten Rohren erhalten, und die Kalt Zähigkeit und maximale Härte in der Schweißnahtzone nach der Schweißung befriedigen ebenfalls. Bei den übrigen erfindungsgemäßen Stählen B, E und F liegen die Mangangehalte im Bereich von 1,0 bis 2,0 ?£, während die Kohlenstoffäquivalente weniger als 0,45 betragen. Wie bei den vorgenannten Stählen A, C und D sind sowohl die Eigenschaften der Grundwerkstoffe als auch jene der Schweißnahtzonen ausgezeichnet.

Es hat sich, wie erwähnt, gezeigt, daß die mechanischen Eigenschaften der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Stahlrohre jenen der nach herkömmlichen Methoden erzeugten Stahlrohre weit überlegen sind. Es ist jedoch noch das Problem der Schweißleistung im Vergleich zu den herkömmlichen Methoden zu untersuchen. Tabelle II zeigt.. die Ergebnisse von zu diesem Zweck durchgeführten Vergleichstests. Bei diesen Versuchen wird das erfindungsgemäße Verfahren mit der herkömmlichen Tandem-Unterpulver-Lichtbogenschweißmethode und der mit einem Elektrodendraht mit geringem Durchmesser arbeitenden MIG-Schweißmethode verglichen.

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ΐ a b β 1 1 β II

«»,^ScliWeißverfalireii Schweißbedingungen!""*-«-	iochstrom-Scliützga!;;- -Iiicht V'ugfcinschweiiSv er fahren (erfindungögemaß)	5? ahdem-tint erpuiver- -lii uht bo gens chwe i ß-ve rf ah- ren (herkömmliche Methode)	Führungselektrode Ar+1 %CO2 Nachlauf elektrode Ar+ 5 ψ» COg	hochbaaisches, geschmol zenes bzw. gesintertes Pulver	Schut zgas-ϊιί eh't bogen- schweißmethode mit Draht eines geringen Durchmes sers (herkömmliche Methode)
Ifugenform	Fig. 7(a)	Fig. 7(b)	0,85		Fig. 7(e)
Innenvoluraen der Fuge	* 0,93	1,28	1,40
Blektrodendraht- äurohmeeeer, mm	4,0	4,8	1,6
knzabl der Elektroden	Tandem	Tandem	eine
gegenseitiger Elektro denabstand, ram	350	90
Schweißatram, A	FÜhrungselektrode £820 Nachlaufelektrode ^700	Führungselektrode 1100 Nachlaufelektrode 850	< 320 .
Bogenspannung, V'	Führungselektrode < 31 Nachlaufelektrode < 2g	Führungselektrode 40 Nachlaufelektrode 40	< 32
Schweißgesehwin- digkeit, mm/min	600	700	300 i
iLnzah.1 der Durchgänge	1 Durchgang pro Seite, insgesamt 2 Durchgänge	1 Durchgang pro Seite, insgesamt 2 Durchgänge	insgesamt 13 Durchgänge an beiden Seiten
S chwe i ßwärme zufuhr, kJ/cm	Führungselektrode a-24 Nachlaufelektrode <22	65	18 , r TsJ
Art des Schutzes	on Ar + 2 $ CO5 ^
relative ÖchwaLßlßistung (Bezugsgröße 1 beim SAW-Verfahren)	Ca) 0,06 4>- CD

Tabelle II zeigt, daß die Sehweißleistung beim erfindungsgemäßen Verfahren wesentlich höher als beim herkömmliehen, mit Draht eines geringen Durchmessers arbeitenden MIG-—Sehweißverfahren und genügend hoch .ist, um einem Vergleich ■ mit dem mit hoher Wärme zufuhr arbeitenden Tandem-Unterpul— ver-Iiichtbogenschweißverfahren standzuhalten, lerner geht aus Tabelle II hervor, daß die Schweißwärme zufuhr beim er— findungsgemäßen Verfahren wesentlich geringer als bei der Tandem-Unterpulver—Xichtbogenschweißmethode und nahezu so gering wie bei dem mit Draht eines geringen Durchmessers arbeitenden MG—Schweißverfahren ist. Aufgrund dieser Tatsachen können mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens bei hohen Schweißgeschwindigkeiten und mit verbesserter leistung hochfeste Stahlrohre mit besserer Kaltzähigkeit hergestellt werden.

Tabelle III zeigt die Ergebnisse von Tests, bei denen die Auswirkung der erfindungsgemäßen thermischen Nachbehandlung geprüft wurde. Die Versuche werden an den Vergleichsstählen G, H, I und J durchgeführt. Es werden die Verbesserungen der Eigenschaften dieser Stähle bestimmt.

Es besteht keine Gefahr, daß die Zähigkeit des Grundwerkstoffs durch die thermische Nachbehandlung leidet; es kann vielmehr eine gewisse Verbesserung eintreten. Es erfolgt praktisch keine Verringerung der Festigkeit.

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Tabelle III

CD CO NJ

Stahl- ■fcyp	thermische Behandlung	maximale Härte der wärbebeein- flußten Zone (Hv10)	Schlagzähigkeit	Naht bzw. Verbindung, kg.m	wärme beein fluß te Zone, kg.m
G	6400G χ 0 min Verweil zeit > Luftkühlung	268	Test temperatur,	8,2	9,5
H	6700C χ 30 min Verweil zeit > Luftkühlung	245	-62	13,4	18,5
I	640 C χ 5 min Verweil zeit >Luftkühlung	23Ο	-62	6,8*	5,9*
J	6700O χ 60 min Verweil zeit ^Luftkühlung	309*	-20	9,5	13,4
-62

- 33 -

cn co co

Tabelle III zeigt, daß die maximale Härte durch eine kurzzeitige thermische Nachbehandlung herabgesetzt wird, während die Zähigkeit dadurch verbessert wird. Es sei jedoch festgestellt, daß diesen Verbesserungseffekten eine Grenze gesetzt ist. Beispielsweise werden die Mängel des geschweißten Rohrs im Falle des Vergleichsstahls J, dessen Kohlenstoff äquivalent den erfindungsgemäß festgelegten Wert von 0,65 übersteigt, selbst durch die thermische Nachbehandlung nicht beseitigt. Die chemische Zusammensetzung einer zu verschweißenden Stahlplatte muß somit mit größtmöglicher Sorgfalt eingestellt werden.

Alle bisher in Einzelheiten beschriebenen Maßnahmen bezwecken die Erzielung von vE-Werten in der Schweißnaht zone von mehr als 7 kg.m bei -23,33°C (-1O⁰P). Wenn vE-Werte von mehr als 7 kg.m bei -45,56°C (-50⁰F) angestrebt werden, muß jedoch, wie erwähnt, ein Schweißmaterial oder Massivdraht mit geeigneter chemischer Zusammensetzung verwendet werden. Die nachstehenden Beispiele geben die Resultate von Tests wieder, bei denen die Eigenschaften des unter Verwendung verschieden zusammengesetzter Schweißmaterialien eingebrachten Schweißguts geprüft wurden.

Beispiel 1

Bei diesem Beispiel enthält der Massivdraht Ti. Die Schweissung erfolgt nach der erfindungsgemäßen Methode, und das Schweißgut wird in jener Form, wie es nach der Schweißung vorliegt, getestet.
Chemische Zusammensetzung des Drahts:

A) Vergleichsmaterial: 0,08 $> C, 0,03 ^ Si, 0,60 # Mn,

3,45 j* Ni, 1,02 $> Mo;

B) erfindungsgeinäßes Material: 0,06 $> C, 0,22 # Si,

1,80 Jf Mn, 0,90 $> Ni, 0,49 # Mo, 0,-23 ?S Tl; ■

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Zusammensetzung der Stahlplatte bzw· des Grundwerkstoffs:

0,07 # G, 0,23 $> Si, 0,54 # Mn, 0,013 # P, 0,006 £ S,

3,45 £ Nij ■

Plattenstärke 25 mmj Schweißbedingungen:

einzelne Draht elektrode mit einem Durehmesser von 4,0 mm, 830 A χ 29 V χ 600 mm/min, Einlagensehweißung.

Schlagzähigkeit des Schweißguts: vgl. Tabelle IV.

T a b e 1 1 e

IV

	beim Charpy-Sehlag-	0,7	beim Charpy-Sehlag-	7,2
Drahttyp	zähigkeitstest (bei	8,9	zähigkeitstest (bei	13,8
	-62,220G bzw.-80°F)	-23,330C bzw, -100P)
	aufgefangene Energie,	aufgefangene Energie,
	kg.m	kg.m
A
B I

Beispiel 2

Der bei diesem Beispiel verwendete Draht enthält Ti und B. Bas Schweißgut wird analog Beispiel 1 in dem nach dem Schweiß-Torgang vorliegenden Zustand getestet.

Draht zusammenset zung

A) Vergleichsmateriali wie in Beispiel 1| G) erfindungsgemäßes Material: 0,05 $> C, 0,35 i> Si, 2,03 # Mn, 0,30 $> Mo, 0,012 $> P, 0,010 # S, 0,16 % Ti, 0,008 # B;

Zusammensetzung der Stahlplatte bzw. des Grundwerkstoffs: gleich wie in Beispiel 1;

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Schweißbediiiagpnge2ä2

Tandera-BraJa.tie3.ektrod.en mit einem Durchmesser von 4,0 mm (Abstand zwischen den Elektroden = 350 mm) 5 Führangselektrode; 830 A χ 29 V χ 600 inm/min (Ar + 15$ CO₂) Nachlaufelektrode:.. 700 A χ 31 V χ 600 mm/min (Ar+ 5$ CO₂)5 ein Durchgang pro Seite, insgesamt zwei Durchgänge·

Schlagzähigkeit des Sehweißgutss vgl» Tabelle V,

f a b e 1 1 e

	beim Charpj-^Sehlagzähig-	J?) aufgefangene	dasselbe t nur bei der	- 23f33°C
Drahttyp	keitstest (bei -62,220C	kg-.ii.	Temperatur	kg.m
	bzw· —80	0,5	bzw. -100F,
	Energie,	10,3		4
A		7,	6
G		15,

Beispiel 3

Der bei diesem Beispiel verwendete Draht besitzt dieselbe Zusammensetzung wie jener von Beispiel 1. Das geschweißte Bohr wird der erfindungsgemäßen thermischen Nachbehandlung unterworfen* Als Grundwerkstoff dient eine Stahlplatte mit einem außerhalb des erfindungsgeinäßen Bereichs liegenden Kohlenstoffäquivalentwert.

Zusammensetzung der Stahlplatte bzw» des Grundwerkstoffs: 0,06 i» C, 0,23 $> Si, 1,41 # Mn, 0,50 $> Cr, 2,88 % Ni, 0,27 # Mo, 0,014 i» P, 0,010
Schweißbedingungen: wie in Beispiel 2. Thermische Nachbehandlungi

640⁰C χ 0 min Verweilzeit-—»Luftkühlung 67O⁰C χ 30 min Verweilzeit—-»Luftkühlung"

S; G -0,55j '

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Schlagzähigkeit des Schweißguts nach der thermischen Nachbehandlung: vgl. Tabelle VI.

Tabelle

VI

Schweiß draht	thermische Behandlung	vE des Schweißguts bei -62,220C bzw. -800F, kg.m	vE des Schweißguts bei -23,33°C bzw. -100P, kg.m
A	64O0C	0,6	7,2
B	6700C	0,7	7,1
6400C	10,5	18,3 '
6700C	11,3	19,5

Beispiel 4

Der in diesem Beispiel verwendete Draht weist dieselbe Zusammensetzung wie jener von Beispiel 2 auf. Es wird eine Stahlplatte desselben Typs wie in Beispiel 3 unter Anwendung der Schweißbedingungen von Beispiel 2 verschweißt und anschließend denselben thermischen Behandlungen wie bei Beispiel 3 unterworfen. Man prüft die Auswirkungen der thermischen Nachbehandlungen auf den Titan und Bor enthaltenden Draht. Tabelle VII zeigt den Einfluß dieser Behandlungen auf die Schlagzähigkeit des Schweißguts.

Tabelle

VII

Schweiß- iraht	thermische Behandlung	vE des Schweißguts bei -62,220C bzw. -8O0F, kg.m	vE des Schweißguts bei - 23,33°C bzw. -1O0F, kg.m
A	64O0C	0,6	7,1
σ	67O0C	0,7	7,0
64O0C	H,3	18,9
67O0C	15,8	24,3

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Die Tabellen IV bis VII zeigen, daß sich, selbst im Fälle eines Massivdrahts mit gewöhnlicher Zusammensetzung unter Anwendung der erfindungsgemäß festgelegten Bedingungen vE-Werte erzielen lassen, die mit dem angestrebten Wert von 7 kg.m bei -23,33°C (-1O⁰F) zufriedenstellend übereinstimmen. Man erkennt jedoch ferner, daß die entsprechenden Werte bei -62,22⁰C (-80°F) extrem niedrig sind und daß sich die betreffenden Produkte daher für bestimmte Zwecke nicht eignen würden. Unter Verwendung von Massivdrähten mit erfindungsgemäßen Zusammensetzungen werden diese Werte deutlich verbessert. Es ist daher notwendig, unter Berücksichtigung der Bedingungen, bei welchen ein nach der erfindungsgemäßen Methode erzeugtes Stahlrohr eingesetzt werden soll, einen Massivdraht mit optimaler Zusammensetzung zu wählen.

Aus der vorangehenden detaillierten Beschreibung geht somit hervor, daß die Erfindung die Herstellung von Stahlrohren mit verbesserter Festigkeit und hervorragender Kaltzähigkeit gestattet, indem man die chemische Zusammensetzung und das Kohlenstoff äquivalent des zu verschweißenden Stahls richtig einstellt. Der Einsatz eines solchen Stahls als Grundwerkstoff ermöglicht erstmalig die Anwendung eines Einelektroden- oder Mehrelektroden-Hochstrom-Schutzgas-Lichtbogenschweißverfahrens, welches ungeachtet seiner geringen Wärmezufuhr starke Schweißströme und eine hohe Schweißleistung gewährleistet. Nach dem Verfahren der Erfindung können somit in einfacher und beständiger Weise dickwandige, für niedrige Temperaturen geeignete, hochfeste Stahlrohre erzeugt werden, welche im geschweißten oder thermisch nachbehandelten Zustand eine verbesserte Kaltzähigkeit aufweisen, ohne daß die maximale Härte in der Schweißnaht zone abnorm erhöht wird.

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Claims (1)

1. J Verfahren zur Herstellung eines dickwandigen, hochfesten Niedertemperainir^tahlrohrs, dadurch gekennzeichnet , daß man

a) eine Stahlplatte mit einer Stärke von mehr als 12 na, weiche 0,01 bis 0,15 £ C, 0,02 Ms 0,50 Jt Si, 0,1 Ms 2,0 £ Mn, weniger als 0,020 £ P, weniger als 0,020 jC S sowie mindestens ein Element aus der Gruppe Cu, lii, Or und Ifo und/oder W in einem Anteil -von 0,1 Ms 1,0 £ ("bei Verwendung von Cu, Cr und JSo und/öder W) oder in eine* Anteil von 0,1 Ms 9,50 ?£ (hei Verwendung τοη ¹Sl), mindestens ein Element aus der Gruppe säurelösliches Al, Zr, Tl, V, Nh und B in einem uesamtanteü -von 0,005 Ms 0,20 5t und als Best Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen enthalt, wobei das Kohlenstoffäquivalent des Stahls hei einem Gehalt von weniger als 1,0 £ Mn auf einen Wert von weniger als 0,50 und hei einem Gehalt von mehr als 1,0 i» Mn auf einen Wert von weniger als 0,45 eingestellt wird, zu einem Rohrgebilde verformt und

b) die derart geformte Stahlplatte durch Einelektrodenoder Mehrelektroden-Ho chstrom-Sehut zgas-Lichtbogenschweiseung mit einem Durchgang pro Elektrode an jeder Seite der Schweißnaht der geformten Stahlplatte in einer Atmosphäre eines gemischten Schutzgases, welches im wesentlichen aus einem Inertgas mit einem Zusatz von weniger als 30 % Kohlendioxid oder weniger als 5 $> Sauerstoff besteht und mit einer Gesamt-Strömungsmenge von 50 Ms 200 Liter/min zugeführt wird, mit Hilfe mindestens einer einen hohen Durchmesser (3,0 Ms 5,4 mm) aufweisenden, verzehrbaren bzw. abschmelzenden Elektrode aus Massivdraht bei einem Schweißstrom von 600 Ms 1500 A, einer Bogenepannung von 23 Mb 36 V und einer SchweiQgeachwindigkeit von 300

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- 2553343

Ms 150© mt/wa3k sm einem Stahlrohr verschweißt,

wobei das erhaltene Stahlrohr im gesehweiBten Zustand derartige mechanische Eigenschaften Isesitzt, daß die Streck- "bsw. yiießgrenee seines

mehr als 4218 Ιφ/eia² C>6© 000 psi) !»trägt «nd seine SchweiSnehtzone eine lmxiwnie Härte iron mmolgBT als Ht10-28© hM el33© beim Glaaarpy-fest safe©£angeai© von laelir als 7 kg«a l®i -23_t33°G C-IO^¹) safweist·

2· Yerfaloren ηβίθ3ι Ansprueli 1, äadurcn gekeimzeieiinetj daß die fir idle Sinelektroden- oder Meiirelektrodeia-Hoeli^· stroja-Sclimtzgas-IiicJit'bogeaiscliweiSmig -verwendete, a"b~ sciimelzeiide Elektixjde aas eineaa Hassivdrahl; besteli-t, welGher als wesentlichen Bestandteil f i in eines Anteil von 0,01 Ms 0,3 $ entiiält,

3· "Verfahren nach Anspruch 1, dadurcii gekennzeiclmet, daß die itii* die Einelektisaden— oder JSehrelektro dennoch— Btroia-Sclmtzgas-IjiciitlDOgenscliweißung verwendete, abschmelzende Elektrode aus einen %assi*9draht besteht, welcher als wesentliche Bestandteile Ti in einem Anteil von 0,01 bis 0,3 $ sowie B in einem Anteil von '0,0005 Ms 0,01 i> enthält.

4· Verfahren zar Herstellung eines dickwandigen, hochfesten Niedeii;emperatJir--Stahlrohrs, dadurch gekennzeichnet, daß man

a) eine Stahlplatte mit einer Stärke von mehr als 12 ram, welche 0,01 Ms 0,15 #0, 0,02 Mb 0,50 £.Si, 0,1 Ms 2,0 i» Mn, weniger als 0,020 f> Έ, weniger als 0,020 i» S sowie mindestens ein Element aus der Gruppe Cu, Ni, Cr und Xo w^l/qUmt W in einem Anteil iron 0,01 Ms 1,0 ^ (hei Verwendung von Cu, Qt und Xo und/oder W) oder in einem Anteil von 0,1 .Ms 9,50 1· (bei Verwendung von Wi), mindestens ein Element aus der Gruppe säurelösliches Al,

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Zr, Ti, V, Nb und B in einem Gesamtanteil von 0,005 bis 0,20 # und als Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen enthält, wobei das Kohlenstoffäquivalent der Stahlplatte auf weniger als 0,65 $> eingestellt wird,

b) die derart geformte Stahlplatte durch Einelektrodenoder Mehrelektroden-Hochstrom-Schutzgas-Licht bogenschweissung mit einem Durchgang pro Elektrode an jeder Seite der Schweißnaht der geformten Stahlplatte in einer Atmosphäre eines gemischten Schutzgases, welches im wesentlichen aus einem Inertgas mit einem Zusatz von weniger als 30 $> Koh-

- lendioxid oder weniger als 5 i> Sauerstoff besteht und mit einer Gesamt-Strömungsmenge von 50 bis 200 Liter/min zugeführt wird, mit Hilfe mindestens einer einen hohen Durchmesser (3,0 bis 6,4 mm) aufweisenden, verzehrbaren bzw. abschmelzenden Elektrode aus Massivdraht bei einem Schweißstrom von 600 bis 1500 A, einer Bogenspannung von 23 bis 36 V und einer Schweißgeschwindigkeit von 300 bis 1500 mm/min zu einem Stahlrohr verschweißt, und

c) das geschweißte Stahlrohr einer thermischen Nachbehandlung unterwirft, bei welcher es weniger als 1 Stunde bei einer Temperatur von 500 bis 700⁰C gehalten wird,

wobei'das Stahlrohr derartige mechanische Eigenschaften besitzt, daß die Streckgrenze seines Grundwerkstoffbereichs • mehr als 4218 kp/cm² (>60 000 psi) beträgt und seine Schweißnaht zone eine maximale Härte von weniger als Hv10-280 und eine beim Charpy-Test aufgefangene Energie von mehr als 7 kg.m bei -23,33⁰O (-10⁰F) aufweist.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die für die Einelektroden- oder Mehrelektroden-Hochstrom-Schutzgaa-Lichtbogenschweißung verwendete, ab-

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schmelzende Elektrode aus einem Massivdraht besteht, welcher als wesentlichen Bestandteil Ti in einem Anteil von 0,01 bis 0,3 $ enthält.

6. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die für die Einelektroden- oder Mehrelektroden-Hochstrom-Schutzgas-Lichtbogenschweißung verwendete, abschmelzende Elektrode aus einem Massivdraht besteht, welcher als wesentliche Bestandteile Ti in einem Anteil von 0,01 bis 0,3 $> sowie B in einem Anteil von
0,0005 bis 0,01 5t enthält.

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