AT410445B - Ultrahochfeste austenitgealterte stähle mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit - Google Patents

Ultrahochfeste austenitgealterte stähle mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit Download PDF

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Description


   <Desc/Clms Page number 1> 
 



   Gebiet der Erfindung 
Diese Erfindung betrifft ultrahochfeste, schweissbare, niedriglegierte Dreiphasen-Stahlbleche mit ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit sowohl des Basisblechs als auch der Wärmeeinfluss- zone ("heat affected zone", HAZ), wenn sie geschweisst werden. Ausserdem betrifft diese Erfindung ein Verfahren zur Herstellung solcher Stahlbleche. 



   Hintergrund der Erfindung 
Verschiedene Begriffe werden in der folgenden Beschreibung definiert. Der Zweckmässigkeit halber wird hier ein Glossar von Begriffen unmittelbar vor den Patentansprüchen bereitgestellt. 



   Häufig besteht ein Bedarf, unter Druck stehende flüchtige Flüssigkeiten bei tiefen Temperatu- ren, d. h. bei Temperatur von weniger als ca. -40 C (-40 F), zu lagern und zu transportieren. Z.B. besteht ein Bedarf an Behältern zu Lagerung und zum Transport von verflüssigtem Erdgas unter Druck ("pressurized liquefied natural gas", PLNG) bei einem Druck im breiten Bereich von ca. 



  1035 kPa (150 psia) bis ca. 7590 kPa (1100 psia) und bei einer Temperatur im Bereich von ca. 



  -123 C   (-190 F)   bis ca. -62 C (-80 F). Es besteht ebenfalls ein Bedarf an Behältern zum sicheren und wirtschaftlichen Lagern und Transportieren anderer flüchtiger Flüssigkeiten mit hohem Dampf- druck, wie Methan, Ethan und Propan, bei tiefen Temperaturen. Zur Konstruktion solcher Behälter aus einem geschweissten Stahl muss der Stahl eine angemessene Festigkeit aufweisen, um dem Flüssigkeitsdruck standzuhalten, und eine angemessene Zähigkeit, um eine Bruchbildung, d. h. das Eintreten eines Versagens, bei den Betriebsbedingungen sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ zu verhindern. 



   Die Risshalte-Temperatur ("Ductile to Brittle Transition Temperature", DBTT) skizziert zwei Bruchbereiche in Baustählen. Bei Temperaturen unterhalb der DBTT neigt ein Versagen im Stahl durch Niedrigenergie-Trenn-(Spröd)-Bruch aufzutreten, während bei Temperaturen oberhalb der DBTT ein Versagen im Stahl durch Hochenergie-Verformungsbruch aufzutreten neigt. In der Kon- struktion von Lager- und Transportbehältern für die zuvor genannten Tieftemperaturanwendungen und für andere Traglast-Tieftemperaturdienste verwendete geschweisste Stähle müssen DBTTs deutlich unterhalb der Arbeitstemperatur sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ aufweisen, um ein Versagen durch Niedrigenergie-Trennbruch zu vermeiden. 



   Nickel-haltige Stähle, die herkömmlich für Tieftemperatur-Konstruktionsanwendungen verwen- det werden, z. B. Stähle mit Nickel-Gehalten von mehr als ca. 3   Gew. -%,   besitzen niedrige DBTTs, aber weisen ebenfalls relativ geringe Zugfestigkeiten auf. Typischerweise haben handelsübliche Ni-Stähle mit 3,5 Gew. -% Ni, 5,5 Gew. -% Ni und 9 Gew. -% Ni DBTTs von ca. -100 C (-150 F), -155 C   (-250 F)   bzw. -175 C (-280 F) und Zugfestigkeiten von bis zu ca. 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) bzw. 830 MPa (120 ksi). Um diese Kombinationen aus Festigkeit und Zähigkeit zu erreichen, unterlaufen diese Stähle allgemein einer kostspieligen Verarbeitung, z. B. einer dop- pelten Glühbehandlung.

   Im Falle von Tieftemperaturanwendungen verwendet die Industrie derzeit diese kommerziellen Nickel-haltigen Stähle wegen ihrer guten Zähigkeit bei niedrigen Temperatu- ren, aber muss um ihre relativ geringen Zugfestigkeiten herum entwickeln. Die Konstruktionen erfordern allgemein übermässige Stahldicken für lasttragende Tieftemperaturanwendungen. Daher neigt die Verwendung dieser Nickel-haltigen Stähle in lasttragenden Tieftemperaturanwendungen dazu, aufgrund der hohen Kosten des Stahls in Kombination mit den erforderlichen Stahldicken teuer zu sein. 



   Andererseits besitzen verschiedene handelsübliche hochfeste niedriglegierte ("high strength, low alloy", HSLA) Stähle des Standes der Technik mit niedrigem und mittlerem Kohlenstoff-Gehalt, z. B. AISI 4320- oder 4330-Stähle, das Potential für überlegene Zugfestigkeiten (z. B. mehr als ca. 



  830 MPa (120 ksi)) und niedrige Kosten, aber leiden an relativ hohen DBTTs im allgemeinen und speziell in der geschweissten Wärmeeinflusszone (HAZ). Allgemein besteht bei diesen Stählen eine Tendenz, dass die Schweissfähigkeit und Niedrigtemperaturzähigkeit abnimmt, wenn die Zugfestig- keit zunimmt. Aus diesem Grund werden die derzeitigen handelsüblichen HSLA-Stähle des Stan- des der Technik allgemein nicht für Tieftemperaturanwendungen in Betracht gezogen.

   Die hohe DBTT der HAZ in diesen Stählen besteht allgemein wegen der Bildung ungewünschter Mikrostruk- turen, die aus den thermischen Schweisszyklen in den grobkörnigen und interkritisch wiederer- 

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 wärmten HAZs auftreten, d. h. in den HAZs, die auf eine Temperatur von etwa der   Aci-Umwand-   lungstemperatur bis etwa zur   AC3-Umwandlungstemperatur   erwärmt werden. (Siehe Glossar für die Definitionen der Ac1- und Ac3-Umwandlungstemperaturen.) Die DBTT nimmt signifikant mit zuneh- mender Korngrösse und versprödenden Mikrostrukturbestandteilen, wie Martensit-Austenit-(MA)- Inseln, in der HAZ zu. Z.

   B. ist die DBTT für die HAZ in einem HSLA-Stahl des Standes der Tech- nik,   X100-Leitungsrohr   für die O1- und Gasübertragung, höher als ca. -50 C   (-60 F).   Es gibt bedeu- tende Anreize in den Energiespeicherungs- und-transportsektoren für die Entwicklung neuer Stähle, die die Niedrigtemperatur-Zähigkeitseigenschaften der oben genannten kommerziellen Nickel-haltigen Stähle mit den hochfesten und kostengünstigen Eigenschaften der HSLA-Stähle kombinieren, während sie ebenfalls eine ausgezeichnete Schweissbarkeit und die gewünschte Dickprofilfähigkeit bereitstellen, d. h. die Fähigkeit zur Bereitstellung im wesentlichen der gewünsch- ten Mikrostruktur und Eigenschaften (z. B. Festigkeit und Zähigkeit), insbesondere bei Dicken von gleich oder grösser als ca. 25 mm (1 Zoll). 



   In Nicht-Tieftemperaturanwendungen werden die meisten handelsüblichen HSLA-Stähle des Standes der Technik mit niedrigem und mittlerem Kohlenstoff-Gehalt aufgrund ihrer relativ gerin- gen Zähigkeit bei hohen Festigkeiten entweder mit einem Bruchteil ihrer Festigkeiten konstruiert oder alternativ zu geringeren Festigkeiten zum Erhalt akzeptabler Zähigkeit verarbeitet. Bei Ma- schinenbau-Anwendungen führen diese Ansätze zu einer erhöhten Profildicke und daher höheren Komponentengewichten und letztlich höheren Kosten, als wenn das Hochfestigkeitspotential der HSLA-Stähle vollständig ausgenutzt werden könnte. In einigen kritischen Anwendungen, wie Hochleistungsgetrieben, werden Stähle verwendet, die mehr als ca. 3 Gew. -% Ni enthalten (wie AISI 48XX, SAE 93SS, etc. ), um eine ausreichende Zähigkeit beizubehalten.

   Dieser Ansatz führt zu wesentlichen Kostennachteilen, um die überlegene Festigkeit der HSLA-Stähle zu erreichen. 



  Ein zusätzliches Problem, das bei der Verwendung von kommerziellen Standard-HSLA-Stählen angetroffen wird, ist das Wasserstoffreissen in der HAZ, insbesondere wenn Schweissen mit gerin- ger Wärmeeinwirkung verwendet wird. 



   Es gibt bedeutende wirtschaftliche Anreize und einen definiten Maschinenbaubedarf für die kostengünstige Steigerung der Zähigkeit bei hohen und ultrahohen Festigkeiten in niedriglegierten Stählen. Insbesondere besteht ein Bedarf an einem Stahl mit vernünftigem Preis, der eine ultra- hohe Festigkeit besitzt, d. h. eine Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi), und eine aus- gezeichnete Tieftemperaturzähigkeit, z. B. eine DBTT von weniger als ca. -62 C (-80 F), sowohl im Basisblech, wenn es in der Querrichtung getestet wird (siehe Glossar zur Definition von Querrich- tung), als auch in der HAZ, zur Verwendung in kommerziellen Tieftemperaturanwendungen. 



   Entsprechend sind die primären Aufgaben der vorliegenden Erfindung die Verbesserung der HSLA-Stahltechnologie des Standes der Technik zur Anwendbarkeit bei tiefen Temperaturen in drei Schlüsselgebieten: (i) Verringerung der DBTT auf weniger als ca. -62 C (-80 F) im Basisstahl in der Querrichtung und in der geschweissten HAZ, (ii) Erreichen einer Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) und (iii) Bereitstellen überlegener Schweissbarkeit. Andere Aufgaben der vorliegenden Erfindung sind das Erreichen der zuvor genannten HSLA-Stähle mit Dickprofilfähig- keit, bevorzugt für Dicken von gleich oder grösser als ca. 25 mm (1 Zoll), und dieses Erreichen unter Verwendung derzeit handelsüblicher Verarbeitungstechniken, so dass die Verwendung dieser Stähle in kommerziellen Tieftemperaturverfahren wirtschaftlich machbar ist. 



   Zusammenfassung der Erfindung 
In Übereinstimmung mit den oben genannten Aufgaben der Erfindung wird eine Bearbeitungs- methodik bereitgestellt, worin eine niedriglegierte Stahlplatte der gewünschten Chemie auf eine zweckmässige Temperatur wiedererwärmt, dann zur Bildung eines Stahlblechs warmgewalzt und am Ende des Warmwalzens durch Abschrecken mit einer geeigneten Flüssigkeit wie Wasser auf eine geeignete Abschreckstopptemperatur ("Qench Stop Temperature, QST) schnell abgekühlt, um eine Mikrostruktur zu erzeugen, die (i) hauptsächlich feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzettmartensit ("lath martensite"), feinkörnigen Bainit ("fine granular bainite", FGB) oder Mi- schungen daraus und (ii) bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit umfasst. Der FGB der vorliegen- den Erfindung ist ein Aggregat, das bainitischen Ferrit als Hauptbestandteil (wenigstens ca. 



  50 Vol.-%) und Teilchen aus Mischungen aus Martensit und Abschreckaustenit als Nebenbestand- 

 <Desc/Clms Page number 3> 

 teile (weniger als ca. 50 Vol.-%) umfasst. Wie in der Beschreibung der vorliegenden Erfindung und in den Patentansprüchen verwendet, bedeuten "hauptsächlich" und "Haupt-" wenigstens ca. 



  50 Vol.-%, und "Neben-" bedeutet weniger als ca. 50 Vol.-%. 



    Bezüglich der Bearbeitungsschritte der Erfindung : manchen Ausführungsformen ist eine ge-   eignet QST Umgebungstemperatur. In anderen Ausführungsformen ist eine geeignete QST eine höhere Temperatur als die Umgebungstemperatur, und das Abschrecken wird von einem geeigneten langsamen Abkühlen auf Umgebungstemperatur gefolgt, wie im Detail nachfolgend beschrieben. In anderen Ausführungsformen kann eine geeignete QST unterhalb Umgebungstemperatur sein. In einer Ausführungsform dieser Erfindung wird das Stahlblech im Anschluss an das Abschrecken auf eine geeignet QST langsam durch Luftkühlen auf Umgebungstemperatur abgekühlt. In einer anderen Ausführungsform wird das Stahlblech im wesentlichen isotherm bei der QST für bis zu 5 Minuten gehalten, gefolgt von Luftkühlen auf Umgebungstemperatur.

   In noch einer anderen Ausführungsform wird das Stahlblech mit einer Geschwindigkeit von weniger als ca. 1,0 C pro Sekunde (1,8 F/s) für bis zu 5 Minuten langsam abgekühlt, gefolgt von Luftkühlen auf Umgebungstemperatur. Wie in der Beschreibung der vorliegenden Erfindung verwendet, bezeichnet das Abschrecken das beschleunigte Abkühlen mit einem beliebigen Mittel, wobei eine Flüssigkeit verwendet ist, die nach ihrer Tendenz zur Erhöhung der Abkühlungsgeschwindigkeits des Stahls ausgewählt wird, im Gegensatz zum Luftkühlen des Stahls auf Umgebungstemperatur. 



   Eine erfindungsgemäss verarbeitete Stahlplatte wird in einer traditionellen Weise hergestellt und umfasst in einer Ausführungsform Eisen und die folgenden Legierungselemente, bevorzugt in den in der folgenden Tabelle I angegebenen Gewichtsbereichen. 



   Tabelle I 
 EMI3.1 
 
<tb> Legierungselement <SEP> Bereich <SEP> (Gew.-%)
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Kohlenstoff <SEP> (C) <SEP> 0,03-0,12, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,03-0,07
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Mangan <SEP> (Mn) <SEP> bis <SEP> zu <SEP> 2,5, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,5-2,5, <SEP> und <SEP> noch <SEP> mehr
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> bevorzugt <SEP> 1,0-2,0
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Nickel <SEP> (Ni) <SEP> 1,0-3,0, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 1,5-3,0
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Kupfer <SEP> (Cu) <SEP> bis <SEP> zu <SEP> ca. <SEP> 1,0, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,1-1,0, <SEP> und <SEP> noch
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> mehr <SEP> bevorzugt <SEP> 0,2-0,5
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Molybdän <SEP> (Mo) <SEP> bis <SEP> zu <SEP> ca.

   <SEP> 0,8, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,1-0,8, <SEP> und <SEP> noch
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> mehr <SEP> bevorzugt <SEP> 0,2-0,4
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Niob <SEP> (Nb) <SEP> 0,01-0,1, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,02-0,05
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Titan <SEP> (Ti) <SEP> 0,008-0,03, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,01-0,02
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Aluminium <SEP> (AI) <SEP> bis <SEP> zu <SEP> ca. <SEP> 0,05, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,001-0,05, <SEP> und
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> noch <SEP> mehr <SEP> bevorzugt <SEP> 0,005-0,03
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Stickstoff <SEP> (N) <SEP> 0,001-0,005, <SEP> besonders <SEP> bevorzugt <SEP> 0,002-0,003
<tb> 
 
Chrom (Cr) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu ca. 1,0 Gew. -%, und besonders bevorzugt ca. 0,2 bis ca. 0,6 Gew.-%.

   



   Silicium (Si) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu ca. 0,5 Gew. -%, beson- ders bevorzugt ca. 0,01 bis ca. 0,5 Gew. -%, und noch mehr bevorzugt ca. 0,05 bis ca. 0,1 Gew.-%. 



   Der Stahl enthält bevorzugt wenigstens ca. 1 Gew.-% Nickel. Der Nickel-Gehalt des Stahls kann auf über ca. 3,5 Gew. -% erhöht werden, falls gewünscht, um die Funktion nach dem Schwei- &num;en zu steigern. Von jeder Nickel-Zugabe von 1 Gew. -% wird erwartet, dass sie die DBTT des Stahls um ca. 10 C (18 F) verringert. Der Nickel-Gehalt ist bevorzugt weniger als 9 Gew.-%, be- sonders bevorzugt weniger als ca. 6 Gew. -%. Der Nickel-Gehalt wird bevorzugt minimiert, um die Kosten des Stahls zu minimieren. Falls der Nickel-Gehalt auf über ca. 3 Gew. -% erhöht wird, kann der Mangan-Gehalt auf unter ca. 0,5 Gew. -% bis herab zu 0,0 Gew. -% verringert werden. 

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   Bor (B) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu ca. 0,0020   Gew. -%,   und be- sonders bevorzugt ca. 0,0006 bis ca. 0,0015 Gew.-%. 



   Zusätzlich werden die Reststoffe im Stahl bevorzugt im wesentlichen minimiert. Der Phosphor- Gehalt (P) beträgt bevorzugt weniger als ca. 0,01 Gew. -%. Der Schwefel-Gehalt (S) beträgt bevor- zugt weniger als ca. 0,004 Gew. -%. Der Sauerstoff-Gehalt (0) beträgt bevorzugt weniger als ca. 



  0,002 Gew.-%. 



   Die in dieser Erfindung erhaltene spezifische Mikrostruktur hängt sowohl von der chemischen Zusammensetzung der niedriglegierten Stahlplatte ab, die verarbeitet wird, als auch von den tatsächlichen Verarbeitungsschritten, die in der Verarbeitung des Stahls befolgt werden. Ohne dadurch diese Erfindung zu beschränken, sind z. B. einige spezifische Mikrostrukturen, die erhalten werden wie folgt. In einer Ausführungsform wird eine hauptsächlich mikrolamellierte Mikrostruktur erzeugt, die feinkörnigen Lanzettmartensit, feinkörnigen unteren Bainit oder Mischungen daraus und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit-Filmschichten, bevorzugt ca. 1 bis ca. 5 Vol.-% Abschreckaustenit-Filmschichten umfasst.

   Die anderen Bestandteile in dieser Ausführungsform umfassen feinkörnigen Bainit ("fine granular bainite", FGB), polygonalen Ferrit (PF), deformierten Ferrit (DF), nadelförmigen Ferrit ("acicular ferrite", AF), oberen Bainit ("upper bainite", UB), degene- rierten oberen Bainit ("degenerate upper bainite", DUB) und dgl., die alle den Fachleuten bekannt sind. Diese Ausführungsform stellt allgemein Zugfestigkeiten von mehr als 930 MPa (135 ksi) bereit. In noch einer anderen Ausführungsform dieser Erfindung hat das Stahlblech im Anschluss an das Abschrecken auf eine geeignet QST und das anschliessende geeignete langsame Abkühlen auf Umgebungstemperatur eine Mikrostruktur, die hauptsächlich FGB umfasst.

   Die anderen Be- standteile, die die Mikrostruktur umfasst, können feinkörnigen Lanzettmartensit, feinkörnigen unte- ren Bainit, Abschreckaustenit ("retained austenite", RA), PF, DF, AF, UB, DUB und dgl. einschlie- &num;en. Diese Ausführungsform stellt allgemein Zugfestigkeiten im unteren Bereich dieser Erfindung bereit, d. h. Zugfestigkeiten von ca. 830 MPa (120 ksi) oder mehr. Wie hier im Detail erörtert wird, beeinflusst der Nc-Wert, ein durch die Chemie des Stahl definierter Faktor (wie hier und im Glossar weiter erörtert), ebenfalls die Festigkeit und Dickprofilfähigkeit sowie die Mikrostruktur der erfi n- dungsgemässen Stähle. 



   Ebenfalls in Übereinstimmung mit den oben genannten Aufgaben der vorliegenden Erfindung sind erfindungsgemäss verarbeitete Stähle besonders geeignet für viele Tieftemperaturanwendun- gen, indem die Stähle die folgenden Eigenschaften, ohne dadurch diese Erfindung zu beschränken    bevorzugt für Stahlblechdicken von ca. 25 mm (1 Zoll) und mehr, aufweisen :

   eine DBTT von   weniger als ca. -62 C (-80 F), bevorzugt weniger als ca. -73 C   (-100 F.),   besonders bevorzugt von weniger als ca. -100 C (-150 F) und noch mehr bevorzugt von wengier als -123 C (-190 F) im Basisstahl in der Querrichtung und in der geschweissten HAZ, (ii) eine Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi), bevorzugt von mehr als ca. 860 MPa (125 ksi), besonders bevorzugt von mehr als ca. 900 MPa (130 ksi) und noch mehr bevorzugt von mehr als ca. 1000 MPa (145 ksi), (iii) überlegene Schweissbarkeit und (iv) eine verbesserte Zähigkeit gegenüber handelsüblichen Stan- dard-HSLA-Stählen. 



   Beschreibung der Abbildungen 
Die Vorteile der vorliegenden Erfindung werden unter Bezugnahme auf die folgende ausführli- che Beschreibung und die anliegenden Abbildungen besser verständlich werden: 
Figur 1A ist ein schematisches kontinuierliches Abkühlungsumwandlungs- ("continuous cooling transformation", CCT) -Diagramm, das zeigt, wie das Austenitalterungsverfahren der vorliegenden Erfindung eine mikrolamellierte Mikrostruktur in einem erfindungsgemässen Stahl erzeugt ; 
Figur 1 B ist ein schematisches kontinuierliches Abkühlungsumwandlungs- (CCT) -Diagramm, das zeigt, wie das Austenitalterungsverfahren der vorliegenden Erfindung eine FGB-Mikrostruktur in einem erfindungsgemässen Stahl erzeugt ;

   
Figur 2A (Stand der Technik) ist eine schematische Veranschaulichung, die einen Spaltungsriss zeigt, der sich durch Lanzettgrenzen in einer gemischten Mikrostruktur aus unterem Bainit und Martensit in einem herkömmlichen Stahl ausbreitet ; 
Figur 2B ist eine schematische Illustration, die einen verwunden Risspfad aufgrund der Gegen- wart der Abschreckaustenit-Phase in der mikrolamellierten Mikrostruktur in einem erfindungsge- 

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 mässen Stahl zeigt ; 
Figur 2C ist eine schematische Illustration, die einen verwundenen Risspfad in der FGB- Mikrostruktur in einem erfindungsgemässen Stahl zeigt ; 
Figur 3A ist eine schematische Illustration der Austenit-Korngrösse in einer Stahlplatte nach er- findungsgemässem Wiedererwärmen;

   
Figur 3B ist eine schematische Illustration der früheren Austenit-Korngrösse (siehe Glossar) in einer Stahlplatte nach Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert, aber vor dem Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristallisiert, gemäss der vorlie- genden Erfindung; 
Figur 3C ist eine schematische Illustration der gedehnten Pfannkuchenstruktur in Austenit, mit sehr feiner effektiver Korngrösse in der Dickenrichtung, eines Stahlblechs nach Beendigung des Walzens in der TMCP gemäss der vorliegenden Erfindung; 
Figur 4 ist eine transmissionselektronenmikroskopische Aufnahme, die die mikrolamellierte Mikrostruktur in einem als A3 in Tabelle II bezeichneten Stahlblech zeigt ;

     Figur 5 ist eine transmissionselektronenmikroskopische Aufnahme, die die FGB-Mikrostruktur   in einem als A5 in Tabelle 11 bezeichneten Stahlblech zeigt. 



   Obwohl die vorliegende Erfindung im Zusammenhang mit ihren bevorzugten Ausführungsfor- men beschrieben wird, ist es selbstverständlich, dass die Erfindung nicht darauf beschränkt ist. Im Gegenteil soll die Erfindung alle Alternativen, Modifikationen und Äquivalente abdecken, die im Sinne und Umfang der Erfindung eingeschlossen sein können, wie sie durch die anliegenden Patentansprüche definiert wird. 



   Ausführliche Beschreibung der Erfindung 
Die vorliegende Erfindung betrifft die Entwicklung neuer HSLA-Stähle, die die oben beschrie- benen Herausforderungen erfüllen. Die Erfindung beruht auf einer neuen Kombination von Stahlchemie und Verarbeitung zur Bereitstellung von sowohl intrisischem als auch mikrostrukturellem Anlassen zur Verringerung der DBTT sowie zur Steigerung der Zähigkeit bei hohen Zugfestigkeiten. Das intrinsische Anlassen wird durch die vernünftige Balance der kritischen Legierungselemente im Stahl wie im einzelnen in dieser Beschreibung beschrieben erreicht. Das mikrostrukturelle Anlassen resultiert aus dem Erreichen einer sehr feinen effektiven Korngrösse sowie der Förderung einer mikrolamellierten Mikrostruktur. 



   Die feine effektive Korngrösse wird in der vorliegenden Erfindung auf zwei Wegen erreicht. Zu- erst wird eine thermomechanisch kontrollierte Walzverarbeitung ("thermo-mechanical controlled rolling processing", TMCP) wie nachfolgend im einzelnen beschrieben verwendet, un eine feine Pfannkuchenstruktur im Austenit zum Ende des Walzens in der TMCP-Verarbeitung zu erreichen. 



  Dies ist ein wichtiger erster Schritt in der Gesamtveredelung der Mikrostruktur in der vorliegenden Erfindung. Zweitens wird eine weitere Veredelung der Austenitpfannkuchen durch Umwandlung der Austenit-Pfannkuchen zu Paketen aus mikrolamellierter Struktur, FGB oder Mischungen dar- aus erreicht. Wie in der Beschreibung dieser Erfindung verwendet, bezeichnet die "effektive Korn- grösse" die mittlere Austenit-Pfannkuchendicke nach Beendigung des Walzens in der TMCP gemäss dieser Erfindung bzw. die mittlere Paketbreite oder mittlere Korngrösse nach Beendigung der Um- wandlung der Austenit-Pfannkuchen zu Paketen aus mikrolamellierter Struktur oder FGB. Wie nachfolgend weiter erörtert, veranschaulicht D"' in Figur 3C die Austenit-Pfannkuchendicke nach Beendigung des Walzens in der erfindungsgemässen TMCP-Verarbeitung. Pakete formen sich innerhalb der Austenit-Pfannkuchen.

   Die Paketbreite wird in den Abbildungen nicht illustriert. 



  Dieser integrierter Ansatz stellt eine sehr feine effektive Korngrösse bereit, speziell in der Dicken- richtung eines erfindungsgemässen Stahlblechs. 



   Unter Bezugnahme auf Figur 2B setzt sich die hauptsächlich mikrolamellierte Mikrostruktur in einem erfindungsgemässen Stahl mit einer hauptsächlich mikrolamellierten Mikrostruktur aus alter- nierenden Lanzetten 28 aus entweder feinkörnigem unterem Bainit oder feinkörnigem Lanzettmar- tensit oder Mischungen daraus und aus Abschreckaustenit-Filmschichten 30 zusammen. Bevor- zugt ist die durchschnittliche Dicke der Abschreckaustenit-Filmschichten 30 weniger als ca. 10 % der durchschnittlichen Dicke der Lanzetten 28.

   Noch mehr bevorzugt ist die durchschnittliche Dicke der Abschreckaustenit-Filmschichten 30 weniger als ca. 10 nm, und die durchschnittliche Dicke der 

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 Lanzetten 28 ist ca. 0,2   um.   Feinkörniger Lanzettmartensit und feinkörniger unterer Bainit treten in Paketen innerhalb der Austenit-Pfannkuchen auf, die aus mehreren ähnlich orientierten Lanzetten bestehen. Typischerweise gibt es mehr als ein Paket innerhalb eines Pfannkuchens, und ein Paket ist selbst aus ca. 5 bis 8 Lanzetten aufgebaut. Benachbarte Pakete sind durch Grosswinkel- Grenzen getrennt. Die Paketbreite ist die effektive Korngrösse in diesen Strukturen, und sie hat eine signifikante Wirkung auf die Trennbruchbeständigkeit und die DBTT, wobei feinere Paketbreiten eine geringere DBTT ergeben.

   In der vorliegenden Erfindung ist die bevorzugte mittlere Paketbreite weniger als ca. 5 [im und besonders bevorzugt weniger als ca. 3   #m   und noch mehr bevorzugt weniger als ca.   2 #m.   (Siehe Glossar zur Definition von "Grosswinkel-Grenze"). 



   Unter Bezugnahme auf Figur 2C wird die FGB-Mikrostruktur, die entweder ein Haupt- oder Nebenbestandteil in den erfindungsgemässen Stählen sein kann, schematisch dargestellt. Der FGB der vorliegenden Erfindung ist ein Aggregat, das aus bainitischem Ferrit 21 als Hauptbestandteil und Teilchen aus Mischungen aus Martensit und Abschreckaustenit 23 als Nebenbestandteilen zusammengesetzt ist. Der FGB der vorliegenden Erfindung hat eine sehr feine Korngrösse, die die mittlere Paketbreite der oben beschriebenen Mikrostruktur aus feinkörnigem Lanzettmartensit und feinkörnigem unterem Bainit nachahmt.

   Der FGB kann sich während des Abschreckens auf die QST und/oder während des isothermen Haltens bei der QST und/oder während des langsamen Abkühlens von der QST in den erfindungsgemässen Stählen bilden, speziell im Zentrum eines dicken (=25 mm) Bleches, wenn das Gesamtlegieren im Stahl gering ist und/oder falls der Stahl nicht das ausreichende "effektive" Bor aufweist, d. h. Bor, das nicht als Oxid und/oder Nitrid gebun- den ist. In diesen Fällen und abhängig von der Abkühlungsgeschwindigkeit für das Abschrecken und die Blechchemie insgesamt kann sich der FGB entweder als ein Neben- oder Hauptbestandteil bilden. In der vorliegenden Erfindung ist die bevorzugte mittlere Korngrösse des FGB weniger als ca. 3 (im, besonders bevorzugt weniger als ca. 2 .um und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 



  1   (im.   Benachbarte Körner des bainitischen Ferrits 21 bilden Grosswinkel-Grenzen 27, in denen die Korngrenze zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische Orientierungen sich typi- scherweise um mehr als ca. 15  unterschieden, wobei diese Grenzen relativ wirksam zur   R&num;ab-   lenkung und bei der Verstärkung der Rissverwindung sind. (Siehe Glossar zur Definition von "Grosswinkel-Grenze".) Im FGB der vorliegenden Erfindung ist der Martensit bevorzugt von einem verschobenen Typ mit einem geringen Kohlenstoff-Gehalt (=0,4 Gew. -%) und mit geringer oder keiner Zwillingsbildung und enthält dispergierten Abschreckaustenit. Dieser Martensit/Abschreck- austenit ist vorteilhaft für die Zähigkeit und die DBTT.

   Der Vol.-%-Anteil dieser Nebenbestandteile im FGB der vorliegenden Erfindung kann in Abhängigkeit von der Stahlzusammensetzung und -verarbeitung variieren, aber ist bevorzugt geringer als ca. 40 Vol.-%, besonders bevorzugt weniger als ca. 20 Vol.-% und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 10 % des FGB. Die Martensit/ Abschreckaustenit-Teilchen des FGB sind wirksam in der Bereitstellung von zusätzlicher Rissablen- kung und Verwindung innerhalb des FGB, ähnlich dem oben Erklärten für die Ausführungsform der mikrolamellierten Mikrostruktur. Die Festigkeit des FGB der vorliegenden Erfindung, abgeschätzt auf ca. 690 bis 760 MPa (100 bis 110 ksi), ist beträchtlich geringer als jene des feinkörnigen Lan- zettmartensits oder feinkörnigen unteren Bainits, die abhängig vom Kohlenstoff-Gehalt des Stahl grösser als ca. 930 MPa (135 ksi) sein können.

   Es wurde in dieser Erfindung gefunden, dass für Kohlenstoff-Gehalte im Stahl von ca. 0,030 bis ca. 0,065 Gew. -% die Menge des FGB (gemittelt über die Dicke) in der Mikrostruktur bevorzugt auf weniger als ca. 40 Vol.-% beschränkt wird, damit die Festigkeit des Blechs ca. 930 MPa (135 ksi) übersteigt. 



   Austenitaltern wird in der vorliegenden Erfindung verwendet, um die Bildung der mikrolamellier- ten Mikrostruktur zu erleichtern, indem die Beibehaltung der gewünschten Abschreckaustenit- Filmschichten bei Umgebungstemperaturen gefördert wird. Wie den Fachleuten bekannt, ist das Austenitaltern ein Prozess, in dem das Altern von Austenit durch geeignete thermische Behandlun- gen vor seiner Umwandlung zu unterem Bainit und/oder Martensit verstärkt wird. In der vorliegen- den Erfindung wird das Abschrecken des Stahlblechs auf eine geeignete QST, gefolgt von lang- samem Abkühlen in umgebender Luft oder über die anderen, oben beschriebenen Mittel zum langsamen Abkühlen auf Umgebungstemperatur verwendet, um das Austenitaltern zu fördern.

   Es ist auf diesem Gebit bekannt, dass das Austenitaltern die thermische Stabilisierung von Austenit fördert, was wiederum zur Beibehaltung des Austenits führt, wenn der Stahl anschliessend auf Umgebungs- und tiefe Temperaturen abgekühlt wird. Die einzigartige Kombination aus Stahl- 

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 chemie und Verarbeitung dieser Erfindung stellt eine ausreichende Verzögerungszeit beim Beginn der Bainit-Umwandlung bereit, nachdem das Abschrecken angehalten ist, um ein angemessenes Altern des Austenits   @   Beibehaltung der Austenit-Filmschichten in der mikrolamellierten Mikro- struktur zu erlauben. Z.

   B. erfährt unter Bezugnahme auf Figur 1A eine Ausführungsform eines erfindungsgemäss verarbeiteten Stahls ein kontrolliertes Walzen 2 innerhalb der angegebenen Temperaturbereiche (wie nachfolgend im einzelnen beschrieben); dann erfährt der Stahl ein Ab- schrecken 4 vom Abschreck-Ausgangspunkt 6 bis zum Abschreckstopp-Punkt (d.h. QST) 8.

   Nach dem Beenden des Abschreckens am Abschreckstopp-Punkt (QST) 8 wird (i) das Stahlblech in einer Ausführungsform im wesentlichen isotherm bei der QST für einen Zeitraum gehalten, bevor- zugt bis zu ca. 5 Minuten, und dann auf Umgebungstemperatur luftgekühlt, wie durch die gestri- chelte Linie 12 veranschaulicht, (ii) in einer anderen Ausführungsform wird das Stahlblech langsam von der QST mit einer Geschwindigkeit von weniger als ca. 1,0 C pro Sekunde (1,8 F/s) für bis zu ca. 5 Minuten abgekühlt, bevor man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftkühlen lässt, wie durch die strichpunktierte Linie 11 illustriert, (iii) in noch einer anderen Ausführungsform kann man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftkühlen lassen, wie durch die punktierte Linie 10 illustriert.

   In jeder der unterschiedlichen Verarbeitungsausführungsformen werden Austenit- Filmschichten nach der Bildung von unteren Bainitlanzetten in der unteren Bainit-Region 14 und von Martensitlanzetten in der Martensit-Region 16 beibehalten. Die obere Bainit-Region 18 und die Ferrit/Perlit-Region 19 werden bevorzugt im wesentlichen minimiert oder vermieden. Unter Bezug- nahme auf Figur 1 B erfährt eine andere Ausführungsform eines erfindungsgemäss verarbeiteten Stahls, d. h. eines Stahls mit einer anderen Chemie als des Stahls, dessen Verarbeitung in Figur 1A dargestellt wird, ein kontrolliertes Walzen 2 innerhalb der angegebenen Temperaturbereiche (wie im einzelnen nachfolgend beschrieben); dann erfährt der Stahl ein Abschrecken 4 vom Abschreck- startpunkt 6 bis zum Abschreckstopp-Punkt (d.h. OST) 8.

   Nach dem Beenden des Abschreckens am Abschreckstopp-Punkt (QST) 8 wird (i) das Stahlblech in einer Ausführungsform im wesentli- chen isotherm bei der QST für einen Zeitraum gehalten, bevorzugt bis zu ca. 5 Minuten, und dann auf Umgebungstemperatur luftgekühlt, wie durch die gestrichelte Linie 12 illustriert, (ii) in einer anderen Ausführungsform wird das Stahlblech langsam von der QST mit einer langsameren Ge- schwindigkeit als ca. 1,0 C pro Sekunde (1,8 F/s) für bis zu ca. 5 Minuten abgekühlt, bevor man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftkühlen lässt, wie durch die strichpunktierte Linie 11 illustriert, (iii) in noch einer anderen Ausführungsform kann man das Stahlblech auf Umgebungs- temperatur luftkühlen lassen, wie durch die punktierte Linie 10 illustriert.

   In jeder der Ausführungs- formen bildet sich FGB in der FGB-Region 17 vor der Bildung von unteren Bainitlanzetten in der unteren Bainit-Region 14 und von Martensitlanzetten in der Martensit-Region 16. Die obere Bainit- Region (in Figur 1 B nicht gezeigt) und die Ferrit/Perlit-Region 19 werden bevorzugt im wesentli- chen minimiert oder vermieden. In den erfindungsgemässen Stählen tritt gesteigertes Austenitaltern aufgrund der neuen Kombination von Stahlchemie und Verarbeitung auf, die in dieser Beschrei- bung beschrieben wird. 



   Die Bainit- und Martensit-Bestandteile und die Abschreckaustenit-Phase der mikrolamellierten Mikrostruktur sind vorgesehen zum Ausnutzen der überlegenen Festigkeitseigenschaften des feinkörnigen unteren Bainits und feinkörnigen Lanzettmartensits und der überlegenen Trennbruch- beständigkeit des Abschreckaustenits. Die mikrolamellierte Mikrostruktur wird optimiert, um die Verwindung im Risspfad im wesentlichen zu maximieren, wodurch die Rissausbreitungsbeständig- keit gesteigert wird, was ein signifikantes mikrostrukturelles Anlassen bereitstellt. 



   Die Nebenbestandteile im FGB der vorliegenden Erfindung, nämlich Martensit/Abschreck- austenit-Teilchen, wirken im wesentlichen wie oben bezüglich der mikrolamellierten Struktur be- schrieben, um eine gesteigerte Rissausbreitungsbeständigkeit bereitzustellen. Zusätzlich sind im FGB die Grenzflächen bainitischer Ferrit/bainitischer Ferrit und die Grenzflächen Martensit- Abschreckaustenit-Teilchen/bainitischer Ferrit Grosswinkel-Grenzen, die sehr wirksam in der Stei- gerung der Rissverwindung und dadurch der Rissausbreitungsbeständigkeit sind. 



   In Übereinstimmung mit dem Vorhergehenden wird ein Verfahren zur Herstellung eines ultra- hochfesten Stahlblechs mit einer Mikrostruktur bereitgestellt, das hauptsächlich feinkörnigen Lan- zettmartensit, feinkörnigen unteren Bainit, FGB oder Mischungen daraus umfasst, wobei das Ver-    fahren die folgenden Schritte umfasst : Erwärmen einer Stahlplatte auf eine Wiedererwärmungs-   temperatur, die ausreichend hoch ist, um (i) die Stahlplatte im wesentlichen zu homogenisieren, 

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   (ii)   im wesentlichen alle Carbide und Kohlenstoffnitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte   aufzulösen und (iii) feine Austenit-Startkörner in der Stahlplatte zu erzeugen ;

   Reduzieren der   Stahlplatte zur Bildung von Stahlblech in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert; (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der   Tnr-Temperatur   und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur; (d) Abschrecken des Stahl- blechs mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von wenigstens 10 C pro Sekunde (18 F/s) auf eine Abschreckstopp-Temperatur (QST) unterhalb etwa 550 C (1022 F) und bevorzugt oberhalb etwa 100 C (212 F) und noch mehr bevorzugt unterhalb etwa der 4-Umwandlungstemperatur plus 
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 schreckens. Die QST kann ebenfalls unterhalb der Ms-Umwandlungstemperatur sein.

   In diesem 
Fall ist das Austenit-Alterungsphänomen wie oben beschrieben noch auf den Austenit anwendbar, der nach seiner teilweisen Umwandlung zu Martensit an der QST zurückgeblieben ist. In anderen 
Fällen kann die QST Umgebungstemperatur oder darunter sein, wobei in diesen Fällen etwas Austenitaltern noch während des Abschreckens auf diese QST auftreten kann. In einer Ausfüh- rungsform umfasst das Verfahren dieser Erfindung femer den Schritt, dass man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur von der QST luftkühlen lässt. In einer anderen Ausführungsform umfasst das Verfahren dieser Erfindung ferner den Schritt des Haltens des Stahlblechs im wesentlichen iso- therm bei der QST für bis zu ca. 5 Minuten, bevor man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftkühlen lässt.

   In noch einer anderen Ausführungsform umfasst das Verfahren dieser Erfindung den Schritt des langsamen Abkühlens des Stahlblechs von der QST mit einer Geschwindigkeit von weniger als ca. 1,0 C pro Sekunde   (1,8 F/)   für bis zu ca. 5 Minuten, bevor man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftkühlen lässt. Diese Verarbeitung erleichtert die Umwandlung des Stahl- blechs zu einer Mikrostruktur aus hauptsächlich feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem unterem Bainit, FGB oder Mischungen daraus. (Siehe Glossar für die Definitionen der Tnr-Tempe- ratur und der Ar3- und Ms-Umwandlungstemperaturen). 



   Zur Sicherstellung von hoher Festigkeit von mehr als ca. 930 MPa (135 ksi) und Umgebungs- und Tieftemperaturzähigkeit haben die erfindungsgemässen Stähle bevorzugt eine hauptsächlich mikrolamellierte Mikrostruktur, die feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzettmartensit oder Mischungen daraus und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit-Filmschichten umfasst. Besonders bevorzugt umfasst die Mikrostruktur wenigstens ca. 60 bis ca. 80 Vol.-% feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzettmartensit oder Mischungen daraus. Noch mehr bevorzugt umfasst die Mikrostruktur wenigstens ca. 90 Vol.-% feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzettmartensit oder Mischungen daraus. Der Rest der Mikrostruktur kann Abschreckaustenit (RA), FGB, PF, DF, AF, UB, DUB und dgl. umfassen.

   Für geringere Festigkeiten, d. h. weniger als ca. 930 MPa (135 ksi), aber höher als ca. 830 MPa (120 ksi), kann der Stahl eine Mikrostruktur haben, die hauptsächlich FGB umfasst. Der Rest der Mikrostruktur kann feinkörnigen unteren Bainit, feinkörni- gen Lanzettmartensit, RA, PF, DF, AF, UB, DUB und dgl. umfassen. Es ist bevorzugt, die Bildung von Versprödungsbestandteilen wie UB, Zwillingsmartensit und MA in den erfindungsgemässen Stählen im wesentlichen zu minimieren (auf weniger als ca. 10 Vol.-%, besonders bevorzugt weni- ger als ca. 5 Vol.-% der Mikrostruktur). 



   Eine Ausführungsform dieser Erfindung schliesst ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs mit einer mikrolamellierten Mikrostruktur ein, die ca. 2 bis ca. 10 Vol.-% Austenit- Filmschichten und ca. 90 bis ca. 98 Vol.-% Lanzetten aus hauptsächlich feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit umfasst, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst :   Erwärmen einer Stahlplatte auf eine Wiedererwärmungstemperatur, die ausreichend hoch ist, um   (i) die Stahlplatte im wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen alle Carbide und Koh- lenstoffnitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzulösen und (iii) feine Austenit-   Startkörner in der Stahlplatte zu erzeugen ;

   Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung eines Stahl-   blechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert; (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warm- walzstichen in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der   Tnr-Temperatur   und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur;

   (d) Abschrecken des Stahlblechs mit einer Abkühlungsge- schwindigkeit von ca. 10 bis ca. 40 C pro Sekunde (18 bis 72 F/s) auf eine Abschreckstopp- Temperatur unterhalb etwa der   4-Umwandlungstemperatur   plus 100 C (180 C) und oberhalb 

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 etwa der Ms-Umwandlungstemperatur; und (e) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Umwandlung des Stahlblechs zu einer mikrolamellierten Mikrostruktur aus ca. 2 bis ca. 10   Vol.-%   Austenit-Filmschichten und ca. 90 bis ca. 98   Vol.-%   Lanzetten aus hauptsächlich feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit zu erleichtern. 



   Verarbeitung der Stahlplatte (1) Verringerung der DBTT 
Das Erreichen einer niedrigen DBTT, z. B. von weniger als ca. -62 C (-80 F) in der Querrich- tung des Basisblechs und in der HAZ, ist eine Schlüsselherausforderung in der Entwicklung neuer HSLA-Stähle für Tieftemperaturanwendungen. Die technische Herausforderung liegt darin, die Festigkeit in der vorliegenden HSLA-Technologie beizubehalten/zu erhöhen, während die DBTT, speziell in der HAZ, verringert wird. Die vorliegende Erfindung verwendet eine Kombination aus Legieren und Verarbeiten, um sowohl die intrinsischen als auch die mikrostrukturellen Beiträge zur Bruchbeständigkeit in einer Weise zu verändern, um einen niedriglegierten Stahl mit ausgezeichneten Tieftemperatureigenschaften im Basisblech und in der HAZ zu erzeugen, wie nachfolgend beschrieben. 



   In dieser Erfindung wird das mikrostrukturelle Anlassen zur Verringerung der Basisstahl-DBTT ausgenützt. Eine Schlüsselkomponente dieses mikrostrukturellen Anlassens besteht aus dem Veredeln der früheren Austenit-Korngrösse, dem Modifizieren der Korn-Morphologie durch thermo- mechanisch kontrollierte Walzverarbeitung ("thermo-mechanical controlled rolling processing", TMCP) und Erzeugung einer mikrolamellierten und/oder feinkörnigen Bainit-(FGB)-Mikrostruktur innerhalb der feinen Körner, was alles der Erhöhung der Grenzfläche der Grosswinkel-Korngrenzen pro Einheitsvolumen im Stahlblech dient.

   Wie es für die Fachleute bekannt ist, meint "Korn" wie hier verwendet einen individuellen Kristall in einem polykristallinen Material, und "Korngrenze" wie hier verwendet meint eine schmale Zone in einem Metall entsprechend dem Übergang von einer kristallographischen Orientierung zu einer anderen, wodurch ein Korn von dem anderen getrennt wird. Eine "Grosswinkel-Korngrenze" wie hier verwendet ist eine Korngrenze, die zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische Orientierungen sich um mehr als ca. 8  unterscheiden. 



  Ebenfalls ist eine "Grosswinkel-Grenze oder-Grenzfläche" wie hier verwendet eine Grenze oder Grenzfläche, de sich effektiv wie eine Grosswinkel-Korngrenze verhält, d. h. dazu neigt, einen sich ausbreitenden Riss oder Bruch abzulenken, und somit Verwindung im Bruchpfad induziert. 



   Der Beitrag der TMCP zur Gesamtgrenzfläche der Grosswinkel-Grenzen pro Einheitsvolumen, Sv, wird durch die folgende Gleichung definiert: 
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 worin: d die durchschnittliche Austenit-Korngrösse in einem warmgewalzten Stahlblech vor dem Wal- zen im Temperaturbereich ist, in dem Austenit nicht rekristallisiert (frühere Austenit-Korngrösse); 
R ist das Reduktionsverhältnis (ursprüngliche Stahlplattendicke/Stahlblech-Enddicke); und r ist die prozentuale Dickenreduktion des Stahls aufgrund von Warmwalzen im Temperaturbe- reich, in dem Austenit nicht rekristallisiert. 



   Es ist wohlbekannt auf diesem Gebiet, dass, wenn der Sv-Wert eines Stahls zunimmt, die DBTT aufgrund von Rissablenkung und der begleitenden Verwindung im Bruchpfad an den Grosswinkel- Grenzen abnimmt. In der kommerziellen TMCP-Praxis ist der Wert R für eine gegebene Blechdicke fixiert, und die Obergrenze für den Wert r ist typischwerweise 75. Bei fixierten Werten für R und r kann Sv nur wesentlich erhöht werden, indem d verringert wird, wie aus der obigen Gleichung einsichtig ist. Zur Verringerung von d in erfindungsgemässen Stählen wird das Ti-Nb-Mikrolegieren in Kombination mit einer optimierten TMCP-Praxis verwendet.

   Für den gleichen Gesamtbetrag der Reduktion während des Warmwalzens/der Deformation wird ein Stahl mit einer anfänglich feineren durchschnittlichen Austenit-Korngrösse in einer feineren fertigen durchschnittlichen Austenit- 

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 Korngrösse resultieren. Daher werden in dieser Erfindung die Mengen von Ti-Nb-Zugaben für die niedrige Wiedererwärmungspraxis optimiert, während die gewünschte Austenit-Kornwachstums- hemmung während der TMCP erzeugt wird. Unter Bezugnahme auf Figur 3A wird eine relativ niedrige Wiedererwärmungstemperatur, bevorzugt zwischen ca. 955 und ca. 1100 C (1750 bis 2012 F) verwendet, um anfänglich eine durchschnittliche Austenit-Korngrösse D' von weniger als ca. 120 um in der wiedererwärmten Stahlplatte 32' vor der Warmdeformation zu erhalten.

   Die Verarbeitung gemäss dieser Erfindung vermeidet das übermässige Austenit-Kornwachstum, das aus der Verwendung höherer Wiedererwärmungstemperaturen, d. h. von mehr als ca. 1100 C (2012 F), in der herkömmlichen TMCP resultiert. Zur Förderung der durch dynamische Rekristallisation induzierten Kornveredelung werden grosse Reduktionen pro Stich von mehr als ca. 10 % während des Warmwalzens im Temperaturbereich eingesetzt, in dem Austenit rekristallisiert.

   Unter Bezug- nahme auf Figur 3B liefert eine erfindungsgemässe Verarbeitung eine durchschnittliche frühere Austenit-Korngrösse D" (d. h. d) von weniger als ca. 50   um,   bevorzugt weniger als ca. 30 um, be- sonders bevorzugt weniger als ca. 20 um und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 10 um, in der Stahlplatte 32" nach dem Warmwalzen (Deformation) im Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert, aber vor dem Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristalli- siert. Zusätzlich werden zur Erzeugung einer effektiven Korngrössenreduktion in der Dickenrichtung starke Reduktionen, die bevorzugt ca. 70 % kumulativ übersteigen, im Temperaturbereich unter- halb etwa der Tnr-Temperatur, aber oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur durchgeführt. 



  Unter Bezugnahme auf Figur 3C führt erfindungsgemässe TMCP zur Bildung einer gedehnten Pfannkuchenstruktur im Austenit in einem fertiggewalzten Stahlblech 32'" mit sehr feiner effektiver Korngrösse D"' in der Dickenrichtung, z. B. einer effektiven Korngrösse D"' von weniger als ca. 



  10   um,   bevorzugt weniger als ca. 8   um,   besonders bevorzugt weniger als ca. 5 um und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 3 um, wodurch die Grenzfläche der Grosswinkel-Grenzen, z. B. 33, pro Einheitsvolumen im Stahlblech 32'" erhöht wird, wie für den Fachmann verständlich. (Siehe Glos- sar für die Definition von "Dickenrichtung".) 
Zur Minimierung der Anisotropie der mechanischen Eigenschaften im allgemeinen und zur Ver- besserung der Zähigkeit und DBTT in der Querrichtung ist es hilfreich, das Pfannkuchen- Seitenverhältnis zu minimieren, d. h. das mittlere Verhältnis von Pfannkuchenlänge zu Pfannku- chendicke.

   In der vorliegenden Erfindung wird das Seitenverhältnis der Pfannkuchen durch die Kontrolle der TMCP-Paramater wie hier beschrieben bevorzugt auf weniger als ca. 100 gehalten, besonders bevorzugt weniger als ca. 75, noch mehr bevorzugt weniger als ca. 50 und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 25. 



   Etwas ausführlicher wird ein erfindungsgemässer Stahl hergestellt durch Bilden einer Platte der    gewünschten Zusammensetzung wie hier beschrieben ; der Platte auf eine Temperatur   von ca. 955 bis ca. 1110 C (1750-2012 F), bevorzugt von ca. 955 bis ca. 1065 C (1750-1950 F); Warmwalzen der Platte zur Bildung von Stahlblech in einem oder mehreren Stichen, wobei eine Reduktion von ca. 30 bis ca. 70 % in einem ersten Temperaturbereich bereitgestellt wird, in dem Austenit rekristallisiert, d. h. oberhalb etwa der   Tnr-Temperatur,   und ferner Warmwalzen des Stahl- blechs in einem oder mehreren Stichen, wobei eine Reduktion von ca. 40 bis ca. 80 % in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der   Tnr-Temperatur   und oberhalb etwa der Ar3- Umwandlungstemperatur bereitgestellt wird.

   Das warmgewalzte Stahlblech wird dann mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von wenigstens ca. 10 C pro Sekunde (18 F/s) auf eine geeignete QST unterhalb etwa 550 C (1022 F) abgeschreckt, wobei zu diesem Zeitpunkt das Abschrecken beendet wird. Die Abkühlungsgeschwindigkeit für den Abschreckschritt ist bevorzugt schneller als ca. 10 C pro Sekunde (18 F/s) und noch mehr bevorzugt schneller als ca. 20 C pro Sekunde (36 F/s). Ohne dadurch diese Erfindung zu beschränken ist die Abkühlungsgeschwindigkeit in einer Ausführungsform dieser Erfindung ca. 10 bis ca. 40 C pro Sekunde (18-72 F/s). In einer Ausführungsform dieser Erfindung lässt man das Stahlblech nach Beenden des Abschreckens auf Umgebungstemperatur von der QST luftkühlen, wie es durch die punktierte Linie 10 der Figur 1A und in Figur 1 B illustriert wird.

   In einer anderen Ausführungsform dieser Erfindung wird das Stahl- blech nach dem Beenden des Abschreckens im wesentlichen isotherm bei der QST für einen Zeitraum gehalten, bevorzugt bis zu ca. 5 Minuten, und dann auf Umgebungstemperatur luftge- kühlt, wie durch die gestrichelten Linien 12 der Figur 1A und der Figur 1B illustriert. In noch einer anderen Ausführungsform, wie durch die strichpunktierten Linien 11 der Figur 1A und Figur 1B 

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 illustriert, wird das Stahlblech langsam von der QST mit einer langsameren Geschwindigkeit als jener des Luftkühlens abgekühlt, d. h. mit einer Geschwindigkeit von weniger als ca. 1 C pro Sekunde   (1,8 F/s),   bevorzugt für bis zu ca. 5 min. 



   Das Stahlblech kann bei der QST durch jedes geeignete Mittel im wesentlichen isotherm gehal- ten werden, wie sie dem Fachmann bekannt sind, wie durch Legen einer Wärmedämmungsmatte über das Stahlblech. Das Stahlblech kann mit einer langsameren Geschwindigkeit als ca. 1 C/s (1,8 F/s) nach dem Beenden des Abschreckens durch jedes geeignete Mittel langsam abgekühlt werden, wie sie den Fachleuten bekannt sind, wie durch Legen einer Wärmedämmungsmatte über das Stahlblech. 



   Wie für die Fachleute verständlich, bezeichnet die hier verwendete prozentuale Dickenredukti- on die prozentuale Reduktion in der Dicke der Stahlplatte oder des Stahlblechs vor der bezeichne- ten Reduktion. Allein für Erklärungszwecke, ohne dadurch diese Erfindung zu beschränken, kann eine Stahlplatte mit einer Dicke von ca. 254 mm (10 Zoll) um ca. 50 % (eine 50-%-Reduktion) in einem ersten Temperaturbereich auf eine Dicke von ca. 127 mm (5 Zoll) reduziert werden, dann um etwa 80 % (eine 80-%-Reduktion) in einem zweiten Temperaturbereich auf eine Dicke von ca. 



  25 mm (1 Zoll) reduziert werden. Wie hier verwendet, meint "Platte" ein Stück Stahl mit beliebigen Abmessungen. 



   Die Stahlplatte wird bevorzugt mit einem geeigneten Mittel zur Erhöhung der Temperatur der im wesentlichen gesamten Platte, bevorzugt der gesamten Platte, auf die gewünschte Wiederer- wärmungstemperatur erwärmt, z. B. durch Plazieren der Platte in einen Ofen für einen gewissen Zeitraum. Die spezifische Wiedererwärmungstemperatur, die für eine Stahlzusammensetzung innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung verwendet werden sollte, kann leicht durch einen Fachmann bestimmt werden, entweder durch ein Experiment oder durch Berechnung unter Verwendung geeigneter Modelle.

   Zusätzlich kann die Ofentemperatur und Wiedererwärmungszeit, die erforderlich sind, um die Temperatur im wesentlichen der gesamten Platte, bevorzugt der gesamten Platte, auf die gewünschte Wiedererwärmungstemperatur zu erhöhen, leicht durch einen Fachmann unter Bezug auf Standardveröffentlichungen der Industrie bestimmt werden. 



   Ausgenommen die Wiedererwärmungstemperatur, die auf im wesentlichen die gesamte Platte zutrifft, sind die Temperaturen, die in der Beschreibung des Verarbeitungsverfahrens dieser Erfin- dung bezeichnet werden, an der Oberfläche des Stahl gemessene Temperaturen. Die Oberfl ä- chentemperatur von Stahl kann z. B. durch Verwendung eines optischen Pyrometers oder durch jede andere Vorrichtung gemessen werden, die zur Messung der Oberflächentemperatur von Stahl geeignet ist. Die hier bezeichneten Abkühlungsgeschwindigkeiten sind jene im Zentrum oder im wesentlichen im Zentrum der Bleckdicke; und die Abschreckstopptemperatur (QST) ist die höchste oder im wesentlichen die höchste Temperatur, die an der Oberfläche des Bleches erreicht wird, nachdem das Abschrecken beendet ist, wegen der aus der Dickenmitte des Blechs übertragenen Wärme. Z.

   B. wird während der Verarbeitung experimenteller Chargen einer erfindungsgemässen Stahlzusammensetzung ein Thermoelement im Zentrum oder im wesentlichen im Zentrum der Stahlblechdicke für die zentrale Temperaturmessung plaziert, während die Oberflächentemperatur durch Verwendung eines optischen Pyrometers gemessen wird. Eine Korrelation zwischen der zentralen Temperatur und der Oberflächentemperatur wird zur Verwendung während der anschlie- &num;enden Verarbeitung der gleichen oder im wesentlichen der gleichen Stahlzusammensetzung entwickelt, so dass die zentrale Temperatur über eine direkte Messung der Oberflächentemperatur bestimmt werden kann.

   Ebenfalls können die erforderliche Temperatur und Fliessgeschwindigkeit der Abschreckflüssigkeit, um die gewünschte beschleunigte Abkühlungsgeschwindigkeit zu errei- chen, durch einen Fachmann unter Bezug auf industrielle Standardveröffentlichungen bestimmt werden. 



   Für jede Stahlzusammensetzung innerhalb des Bereiches der vorliegenden Erfindung hängt die Temperatur, die die Grenze zwischen dem Rekristallisationsbereich und dem Nicht-Rekristalli- sationsbereich definiert, die Tnr-Temperatur, von der Chemie des Stahls ab, insbesondere der Kohlenstoff-Konzentration und der Niob-Konzentration, von der Wiedererwärmungstemperatur vor dem Walzen und vom Ausmass der in den Walzstichen ausgeführten Reduktion. Fachleute können diese Temperatur für einen besonderen erfindungsgemässen Stahl entweder durch ein Experiment oder durch Modellberechnungen bestimmen. In ähnlicher Weise können die hier bezeichneten Ar1-, Ar3- und Ms-Umwandlungstemperaturen durch Fachleute für jeden erfindungsgemässen Stahl 

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 entweder durch ein Experiment oder durch Modellberechnungen bestimmt werden. 



   Die so beschriebene TMCP-Praxis führt zu einem hohen Sv-Wert. Zusätzlich, bezugnehmend wieder auf Figur 2B, erhöht die während des Austenitalterns erzeugte mikrolamellierte Mikrostruk- tur weiter die Grenzflache, indem zahlreiche Grosswinkel-Grenzflächen 29 zwischen den Lanzetten 28 aus unterem Bainit oder Lanzettmartensit und den Abschreckaustenit-Filmschichten bereitge- stellt werden. Alternativ, bezugnehmend jetzt auf Figur 2C, erhöht in einer anderen Ausführungs- form dieser Erfindung die während des Austenitalterns erzeugte FGB-Mikrostruktur weiter die 
Grenzfläche durch Bereitstellen zahlreicher Grosswinkel-Grenzflächen 27, in denen die Korngrenze, d. h.

   Grenzfläche, zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische Orientierungen sich typischerweise um mehr als ca. 15  unterscheiden, zwischen den Körnern aus bainitischem Ferrit 21 und Teilchen aus Martensit und Abschreckaustenit 23 oder zwischen benachbarten Körnern aus bainitischem Ferrit 21. Die mikrolamellierten und FGB-Konfigurationen, wie sie schematisch in Figur 2B bzw. Figur 2C illustriert werden, können mit der herkömmlichen   BainitlMartensitlanzett-   Struktur ohne die Interlazett-Abschreckaustenit-Filmschichten verglichen werden, wie in Figur 2A illustriert. Die in Figur 2A schematisch illustrierte herkömmliche Struktur ist durch Kleinwinkel- Grenzen 20 gekennzeichnet (d.h. Grenzen, die sich effektiv als Kleinwinkel-Korngrenzen verhalten (siehe Glossar)), z.

   B. zwischen Lanzetten 22 aus hauptsächlich unterem Bainit und Martensit ;    daher kann sich, sobald ein Spaltungsriss 24 eingeleitet wurde, dieser durch die Lanzettgrenzen 20   mit wenig Richtungsänderung ausbreiten. Im Gegensatz führt die mikrolamellierte Mikrostruktur in den Stählen der vorliegenden Erfindung, wie durch Figur 2B illustriert, zu einer signifikanten Ver- windung im Risspfad. Dies liegt daran, dass ein Riss 26, der in einer Lanzette 28 eingeleitet wird, z.B. aus unterem Bainit oder Martensit, z. B. dazu neigen wird, die Ebenen zu wechseln, d. h. die Rich- tungen zu ändern, bei jeder Grosswinkel-Grenzfläche 29 mit Abschreckaustenit-Filmschichten 30 aufgrund der unterschiedlichen Orientierung der Spaltungs- und Gleitebenen in den Bainit- und Martensit-Bestandteilen und der Abschreckaustenit-Phase.

   Zusätzlich liefern die Abschreckauste- nit-Filmschichten 30 ein Abstumpfen eines sich ausbreitenden Risses 26, was in einer weiteren Energieabsorption resultiert, bevor der Riss 26 durch die Abschreckaustenit-Filmschichten 30 fortschreitet. Das Abstumpfen tritt aus verschiedenen Gründen auf. Zuerst weist der FCC (wie hier definiert) Abschreckaustenit kein DBTT-Verhalten auf, und Scherprozesse bleiben der einzige Rissausbreitungsmechanismus. Zweitens, wenn die Belastung/Spannung einen bestimmtem höhe- ren Wert an der Rissspitze übersteigt, kann der metastabile Austenit eine Spannungs- oder Deh- nungs-induzierte Umwandlung zu Martensit erfahren, was zu umwandlungsinduzierter Plaztizität ("Transformation Induced Plasticity", TRIP) führt. TRIP kann zu signifikanter Energieabsorption führen und die Spannungsintensität an der Rissspitze verringern.

   Schliesslich wird der Lanzett- martensit, der sich aus den TRIP-Prozessen bildet, eine andere Orientierung der Spaltungs- und Gleitebene haben als die der zuvor existierenden Bainit- und Lanzettmartensit-Bestandteile, was den Risspfad stärker verwindet macht. Wie durch Figur 2B illustriert, ist das Nettoergebnis, das die Rissausbreitungsbeständigkeit in der mikrolamellierten Mikrostruktur wesentlich erhöht ist. Erneut bezugnehmend auf Figur 2C werden ähnliche Wirkungen für die Rissablenkung und-verwindung, wie sie im Zusammenhang mit der mikrolamellierten Mikrostruktur unter Verweis auf Figur 2B erörtert werden, wie durch Riss 25 der Figur 2C illustriert, durch die FGB-Mikrostruktur der vorlie- genden Erfindung bereitgestellt. 



   Die untere Bainit/Abschreckaustenit- oder   LanzettmartensitlAbschreckaustenit-Grenzflächen   in den mikrolamellierten Mikrostrukturen der erfindungsgemässen Stähle und die Grenzflächen bainiti- sches Ferritkorn/bainitisches Ferritkorn oder bainitisches Ferritkorn/Martensit und Abschreckauste- nit-Teilchen in FGB-Mikrostrukturen der erfindungsgemässen Stähle weisen ausgezeichnete Grenz- flächenbindungsfestigkeiten auf, und dies erzwingt eher eine Rissablenkung als eine Grenzflächen- ablösung. Der feinkörnige Lanzettmartensit und feinkörnige untere Bainit treten als Pakete mit Grosswinkel-Grenzen zwischen den Paketen auf. Mehrere Pakete werden innerhalb eines Pfann- kuchens gebildet.

   Dies liefert einen weiteren Grad von struktureller Veredelung, die zu einer gestei- gerten Verwindung für die Rissausbreitung durch diese Pakete innerhalb des Pfannkuchens führt. 



  Dies führt zu einer substantiellen Zunahme des Sv-Wertes und entsprechend einer Verringerung der DBTT. 



   Obwohl die oben beschriebenen Mikrostrukturansätze nützlich zur Verringerung der DBTT im Basisstahlblech sind, sind sie nicht vollständig wirksam zum Beibehalten einer ausreichend gerin- 

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 gen DBTT in den grobkörnigen Regionen der geschweissten HAZ. Daher stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Beibehalten einer ausreichend geringen DBTT in den grobkörnigen Regionen der geschweissten HAZ bereit, indem von den intrinsischen Wirkungen der Legierungselemente Gebrauch gemacht wird, wie nachfolgend beschrieben. 



   Führende ferritische Tieftemperaturstähle beruhen auf dem kubisch-raumzentrierten (BCC) Kristallgitter. Obwohl dieses Kristallsystem das Potential zum Bereitstellen hoher Festigkeiten bei geringen Kosten hat, leidet es an einem scharfen Übergang vom Verformungs- zum Sprödbruchverhalten, wenn die Temperatur verringert wird. Dies kann fundamental der starken Empfindlichkeit der kritischen abgebauten Scherspannung ("critical resolved shear stress", CRSS) (hier definiert) auf die Temperatur in BCC-Systemen zugeschrieben werden, worin die CRSS bei einer Abnahme der Temperatur steil ansteigt, wodurch die Scherprozesse und entsprechend der Verformungsbruch schwieriger gemacht werden. Andererseits ist die kritische Spannung für Sprödbruchprozesse wie die Spaltung weniger temperaturempfindlich.

   Daher wird die Spaltung der bevorzugte Bruchmodus, wenn die Temperatur abgesenkt wird, was zum Einsetzen des NiedrigenergieSprödbruchs führt. Die CRSS ist eine intrinsische Eigenschaft des Stahls und ist empfindlich für die Leichtigkeit, mit der Versetzungen bei Deformation quergleiten können ; d. h. ein Stahl, in dem das Quergleiten leichter ist, wird ebenfalls eine niedrige CRSS und damit eine geringe DBTT haben. 



  Einige kubisch-flächenzentrierte (FCC) Stabilisatoren wie Ni sind dafür bekannt, das Quergleiten zu fördern, wohingegen BCC-stabilisierende Legierungselemente wie Si, AI, Mo, Nb und V das Quergleiten erschweren. In der vorliegenden Erfindung wird der Gehalt an   FCC-stabilisierenden   Legierungselementen wie Ni und Cu bevorzugt optimiert, wobei Kostenerwägungen und die vorteilhafte Wirkung auf die Verringerung der DBTT berücksichtigt werden, mit einem Ni-Legieren von   bevorzugt wenigstens ca. 1,0 Gew. -% und besonders bevorzugt wenigstens 1,5 Gew.-% ; der   Gehalt an   BCC-stabilisierenden   Legierungselementen im Stahl wird im wesentlichen minimiert. 



   Als Ergebnis des intrinsischen und mikrostrukturellen Anlassens, das aus der einzigartigen Kombination aus Chemie und Verarbeitung für erfindungsgemässe Stähle resultiert, besitzen die Stähle eine ausgezeichnete Tieftemperaturzähigkeit sowohl im Basisblech als auch in der HAZ nach dem Schweissen. Die DBTTs sowohl im Basisblech in der Querrichtung als auch in der HAZ nach dem Schweissen dieser Stähle sind geringer als ca. -62 C (-80 F) und können geringer als ca. 



    -107 C(-160 F)sein.   



   (2) Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi) und Dickprofilfähigkeit 
Die Festigkeit der mikrolamellierten Struktur wird primär durch den Kohlenstoff-Gehalt des Lanzettmartensit und unteren Bainits bestimmt. In den erfindungsgemässen niedriglegierten Stählen wird eine Austenitalterung durchgeführt, um einen Abschreckaustenit-Gehalt im Stahlblech von bevorzugt bis zu ca. 10   Vol.-%,   besonders bevorzugt ca. 1 bis ca. 10 Vol.-% und noch mehr bevorzugt ca. 1 bis ca. 5 Vol.-% zu erzeugen. Ni- und Mn-Zugaben von ca. 1,0 bis ca. 3,0 Gew. -% bzw. von bis zu ca. 2,5 Gew.-% (bevorzugt ca. 0,5 bis ca. 2,5 Gew. -%) sind besonders bevorzugt, um den gewünschten Volumenanteil von Austenit und die Verzögerung des Bainit-Beginns zur Austenitalterung bereitzustellen.

   Kupferzugaben von bevorzugt ca. 0,1 bis ca. 1,0 Gew.-% tragen ebenfalls zur Stabilisierung von Austenit während der Austenitalterung bei. 



   In der vorliegenden Erfindung wird die gewünschte Festigkeit bei einem relativ geringen Kohlenstoff-Gehalt mit den begleitenden Vorteilen der Schweissbarkeit und ausgezeichneten Zähigkeit sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ erhalten. Ein Minimum von ca. 0,03 Gew.-% C ist in der Gesamtlegierung bevorzugt, um eine Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) zu erhalten. 



   Während andere Legierungselemente als C in erfindungsgemässen Stählen im wesentlichen belanglos sind hinsichtlich der maximal erreichbaren Festigkeit im Stahl, sind diese Elemente wünschenswert, um die erforderliche Dickprofilfähigkeit und Festigkeit für Blechdicken von gleich oder grösser als ca. 25 mm (1 Zoll) und für einen Bereich von Abkühlungsgeschwindigkeiten bereitzustellen, die fur die Verarbeitungsflexibilität erwünscht sind. Dies ist wichtig, da die tatsächliche Abkühlungsgeschwindigkeit im mittleren Abschnitt eines dicken Bleches geringer als an der Oberfläche ist.

   Die Mikrostruktur der Oberfläche und des Zentrums kann daher relativ unterschiedlich sein, wenn der Stahl nicht so konstruiert ist, dass seine Empfindlichkeit für den Unterschied in der Abkühlungsgeschwindigkeit zwischen der Oberfläche und dem Zentrum des Blechs eliminiert wird. 

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  In dieser Hinsicht sind Mn- und Mo-Legierungszugaben und speziell die kombinierten Zugaben von Mn, Mo und B besonders wirksam. In der vorliegenden Erfindung werden diese Zugaben aus Erwägungen der Härtbarkeit, Schweissbarkeit, einer geringen DBTT und der Kosten optimiert. Wie zuvor in dieser Beschreibung angegeben, ist es hinsichtlich einer Absenkung der DBTT wesentlich, dass die gesamten BCC-Legierungszugaben auf ein Minimum beschränkt werden. Die bevorzugten Chemie-Ziele und-Bereiche werden so eingestellt, um diese und die anderen Erfordernisse dieser Erfindung zu erfüllen. 



   Um die Festigkeit und Dickprofilfähigkeit der Stähle dieser Erfindung für Plattendicken von gleich oder mehr als ca. 25 mm zu erreichen, ist der Nc-Wert, ein durch die Chemie des Stahls wie unten gezeigt definierter Faktor, bevorzugt im Bereich von ca. 2,5 bis ca. 4,0 für Stähle mit effekti- ven B-Zugaben, und ist bevorzugt im Bereich von ca. 3,0 bis ca. 4,5 für Stähle ohne hinzugegebe- nes B. Besonders bevorzugt ist der Nc-Wert für B-haltige erfindungsgemässe Stähle bevorzugt grösser als ca. 2,8, noch mehr bevorzugt grösser als ca. 3,0. Für erfindungsgemässe Stähle ohne hinzugegebenes B ist Nc bevorzugt grösser als ca. 3,3 und noch mehr bevorzugt grösser als ca. 3,5. 



  Allgemein resultieren Stähle mit einem   N-Wert   am oberen Ende des bevorzugten Bereiches, d.h. von mehr als ca. 3,0 für Stähle mit effektiven B-Zugaben und 3,5 für Stähle ohne hinzugegebenes B, dieser Erfindung, wenn sie gemäss den Aufgaben dieser Erfindung verarbeitet werden, in einer hauptsächlich mikrolamellierten Mikrostruktur, die feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lan- zettmartensit oder Mischungen daraus und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit-Filmschichten umfasst. Andererseits neigen Stähle mit einem Nc-Wert am unteren Ende des oben gezeigten bevorzugten Bereiches dazu, eine Mikrostruktur aus hauptsächlich FGB zu bilden. 
 EMI14.1 
 worin C, Mn, Cr, Ni, Cu, Si, V, Nb, Mo die jeweiligen Werte in   Gew.-%   im Stahl sind. 



   (3) Überlegene Schweissbarkeit für Schweissen mit geringer Wärmeaufnahme 
Die Stähle dieser Erfindung sind für die überlegene Schweissbarkeit entwickelt. Das wichtigste Bedenken, speziell beim Schweissen mit geringer Wärmeaufnahme, ist das Kaltreissen oder Was- serstoffreissen in der grobkörnigen HAZ. Es wurde gefunden, dass die Anfälligkeit für das Kaltreissen für erfindungsgemässe Stähle kritisch durch den Kohlenstoff-Gehalt und den Typ der HAZ- Mikrostruktur beeinflusst wird, aber nicht durch die Härte und das Kohlenstoff-Äquivalent, die auf diesem Gebiet als kritische Parameter angesehen wurden. Um das Kaltreissen zu vermeiden, wenn der Stahl unter Schweissbedingungen mit keiner oder geringer Vorerwärmung (geringer als ca. 



  100 C (212 F)) geschweisst werden soll, ist die bevorzugte Obergrenze für die Kohlenstoff-Zugabe ca. 0,1 Gew. -%. Ohne irgendeine Beschränkung dieser Erfindung bedeutet "Schweissen mit gerin- ger Wärmeaufnahme" wie hier verwendet das Schweissen mit Lichtbogenenergien von bis zu ca. 



  2,5 Kilojoules pro Millimeter (kJ/mm) (7,6   kJ/Zoll).   



   Untere Bainit- oder selbstangelassene Lanzettmartensit-Mikrostrukturen bieten eine überlege- ne Beständigkeit gegen das Kaltreissen. Andere Legierungselemente in den Stählen dieser Erfin- dung werden sorgfältig ausbalanciert, entsprechend den Härtbarkeits- und Festigkeitserfordernis- sen, um die Bildung dieser erwünschten Mikrostrukturen in der grobkörnigen HAZ sicherzustellen. 



   Rolle der Legierungselemente in der Stahlplatte 
Die Rolle der verschiedenen Legierungselemente und die bevorzugten Grenzen für ihre Kon- zentrationen für die vorliegende Erfindung werden nachfolgend angegeben: 
Kohlenstoff (C) ist eines der wirksamsten Verfestigungselemente in Stahl. Er kombiniert eben- falls mit den starken Carbid-Bildnern im Stahl wie Ti, Nb und V, wodurch Kornwachstumshemmung und Ausscheidungsverfestigung bereitgestellt werden. Kohlenstoff steigert ebenfalls die Härtbar- keit, d. h. die Fähigkeit zur Bildung härterer und festerer Mikrostrukturen im Stahl während das Abkühlens. Falls der Kohlenstoff-Gehalt weniger als ca. 0,03 Gew. -% ist, ist dies allgemein nicht ausreichend, um die gewünschte Verfestigung, nämlich von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) Zu g- festigkeit, im Stahl zu induzieren.

   Falls der Kohlenstoff-Gehalt grösser als ca. 0,12 Gew. -% ist, ist 

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 der Stahl allgemein anfällig für das Kaltreissen während des Schweissens, und die Zähigkeit im Stahlblech und seiner HAZ beim Schweissen ist reduziert. Ein Kohlenstoff-Gehalt im Bereich von ca. 0,03 bis ca. 0,12 Gew.-% ist bevorzugt, um die gewünschten HAZ-Mikrostrukturen zu erzeu- gen, nämlich selbstangelassenen Lanzettmartensit und unteren Bainit. Noch mehr bevorzugt ist die Obergrenze für den Kohlenstoff-Gehalt ca. 0,07 Gew.-%. 



   Mangan (Mn) ist ein Matrixverfestiger in Stählen und trägt ebenfalls stark zur Härtbarkeit bei. 



  Mn ist eine kostengünstige Schlüssellegierungszugabe zur Förderung der mikrolamellierten Mikro- struktur und zur Verhinderung von übermässigem FGB in Dickprofilblechen, was zur einer Redukti- on der Festigkeit führen kann. Eine Mn-Zugabe ist nützlich zum Erhalt der gewünschten Bainit- Umwandlungsverzögerungszeit, die zum Austenitaltern erforderlich ist. Eine minimale Menge von 0,5   Gew.-%   Mn ist bevorzugt zum Erreichen der gewünschten hohen Festigkeit bei Blechdicken von mehr als ca. 25 mm (1 Zoll), und eine minimale Menge von wenigstens ca. 1,0 Gew. -% Mn ist noch mehr bevorzugt. Mn-Zugaben von wenigstens ca. 1,5 Gew. -% sind noch mehr bevorzugt für eine hohe Blechfestigkeit und Verarbeitungsflexibilität, da Mn eine dramatische Wirkung auf die Härtbarkeit bei geringen C-Gehalten von weniger als ca. 0,07 Gew. -% hat.

   Jedoch kann zuviel Mn schädlich für die Zähigkeit sein, so dass eine Obergrenze von ca. 2,5 Gew. -% Mn in der vorliegen- den Erfindung bevorzugt ist. Diese Obergrenze ist ebenfalls bevorzugt, um die Mittellinienentmi- schung, die bei stranggegossenen Stählen mit viel Mn aufzutreten neigt, und die begleitenden schlechten Mikrostruktur- und Zähigkeitseigenschaften im Zentrum des Blechs im wesentlichen zu minimieren. Besonders bevorzugt ist die Obergrenze für den Mn-Gehalt ca. 2,1 Gew.-%. Falls der Nickel-Gehalt auf über ca. 3   Gew. -%   erhöht wird, kann die gewünschte hohe Festigkeit bei gerin- gen Zugabe von Mangan erreicht werden. Daher ist im weiten Sinne bis zu ca. 2,5 Gew. -% Man- gan bevorzugt. 



   Silicium (Si) wird für Desoxidationszwecke zum Stahl hinzugegeben, und eine minimale Menge von ca. 0,01 Gew. -% ist für diesen Zweck bevorzugt. Jedoch ist Si ein starker   BCC-Stabilisator   und erhöht somit die DBTT und hat ebenfalls eine nachteilige Wirkung auf die Zähigkeit. Aus diesen Gründen ist eine Obergrenze von ca. 0,5 Gew. -% Si bevorzugt, wenn Si hinzugegeben wird. Be- sonders bevorzugt ist die Obergrenze für den Si-Gehalt ca. 0,1 Gew.-%. Silicium ist nicht immer erforderlich für die Desoxidation, da Aluminium oder Titan die gleiche Funktion erfüllen können. 



   Niob (Nb) wird zur Förderung der Kornveredelung der gewalzten Mikrostruktur des Stahls hin- zugegeben, was sowohl die Festigkeit als auch die Zähigkeit verbessert. Niobcarbid-Ausscheidung währen des Warmwalzens dient zur Verzögerung der Rekristallisation und zur Hemmung des Kornwachstums, wodurch ein Mittel der Austenit-Kornveredelung bereitgestellt wird. Aus diesen Gründen ist wenigstens ca. 0,02 Gew. -% Nb bevorzugt. Nb ist jedoch ein starker   BCC-Stabilisator   und erhöht daher die DBTT. Zuviel Nb kann schädlich für die Schweissbarkeit und HAZ-Zähigkeit ein, so dass eine maximale Menge von ca. 0,1 Gew. -% bevorzugt ist. Besonders bevorzugt ist die Obergrenze für den Nb-Gehalt ca. 0,05 Gew.-%. 



   Titan (Ti) ist bei Zugabe in einer geringen Menge wirksam für die Bildung von feinen Titannitrid- Teilchen (TiN), die die Korngrösse sowohl in der gewalzten Struktur als auch in der HAZ des Stahls veredeln. Somit wird die Zähigkeit des Stahls verbessert. Ti wird in einer solchen Menge hinzuge- geben, dass das Gewichtsverhältnis Ti/N bevorzugt ca. 3,4 ist. Ti ist ein starker   BCC-Stabilisator   und erhöht somit die DBTT. Übermässiges Ti neigt dazu, die Zähigkeit des Stahls durch Bildung grober TiN- oder Titancarbid-Teilchen (TiC) zu verschlechtern. Ein Ti-Gehalt von weniger als ca. 



  0,008 Gew. -% kann allgemein keine ausreichend feine Korngrösse bereitstellen oder das N im Stahl als TiN binden, während mehr als ca. 0,03   Gew.-%   eine Verschlechterung der Zähigkeit verursa- chen kann. Besonders bevorzugt enthält der Stahl wenigstens ca. 0,01 Gew. -% Ti und nicht mehr als ca. 0,02   Gew.-%   Ti. 



   Aluminium (AI) wird zu den Stählen dieser Erfindung für den Zweck der Desoxidation hinzuge- geben. Wenigstens ca. 0,001 Gew.-% AI ist für diesen Zweck bevorzugt, und wenigstens ca. 



  0,005 Gew.-% AI ist noch mehr bevorzugt. AI bindet in der HAZ gelösten Stickstoff. AI ist jedoch ein starker BCC-Stabilisator und erhöht somit die DBTT. Falls der Al-Gehalt zu hoch ist, d. h. oberhalb von ca. 0,05   Gew.-%,   besteht eine Tendenz zur Bildung von Einschlüssen vom Aluminiumoxid-Typ (Al2O3), die dazu neigen, für die Zähigkeit des Stahls und seiner HAZ schädlich zu sein. Noch mehr bevorzugt ist die Obergrenze des AI-Gehalts ca. 0,03 Gew.-%. 



   Molybdän (Mo) erhöht die Härtbarkeit des Stahls beim direkten Abschrecken, speziell im 

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 Kombination mit Bor und Niob. Mo ist ebenfalls wünschenswert zur Förderung der Austenitalte- rung. Aus diesen Gründen ist wenigstens 0,1 Gew. -% Mo bevorzugt, und wenigstens 0,2 Gew.-% Mo ist besonders bevorzugt. Jedoch ist Mo ein starker   BCC-Stabilisator   und erhöht somit die DBTT. Übermässiges Mo hilft bei der Verursachung von Kaltreissen beim Schweissen und neigt ebenfalls dazu, die Zähigkeit des Stahls und der HAZ zu verschlechtern, so dass eine maximale Menge von ca. 0,8 Gew.-% bevorzugt ist, und eine maximale Menge von ca. 0,4 Gew.-% ist be- sonders bevorzugt. Daher ist im weiten Sinne bis zu ca. 0,8 Gew. -% Mo bevorzugt. 



   Chrom (Cr) neigt zur Erhöhung der Härtbarkeit des Stahls beim direkten Abschrecken. In klei- nen Zugaben führt Chrom zu einer Stabilisierung von Austenit. Cr verbessert ebenfalls die Korrosi- onsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen Wasserstoff-induziertes Reissen ("hydrogen induced cracking" HIC). Ähnlich Mo neigt übermässiges Cr dazu, ein Kaltreissen in den Schweissbereichen zu verursachen, und neigt zur Verschlechterung der Zähigkeit des Stahls und seiner HAZ, so dass bei Zugabe von Cr eine maximale Menge von ca. 1,0 Gew. -% Cr bevorzugt ist. Besonders bevorzugt ist der Cr-Gehalt bei Zugabe von Cr ca. 0,2 bis ca. 0,6 Gew.-%. 



   Nickel (Ni) ist eine wichtige Legierungszugabe zu erfindungsgemässen Stählen, um die gewünschte DBTT zu erhalten, speziell in der HAZ. Es ist einer der stärksten   FCC-Stabilisatoren   in Stahl. Die Ni-Zugabe zum Stahl steigert das Quergleiten und verringert dadurch die DBTT. Obwohl nicht im gleichen Masse wie die Mn- und Mo-Zugaben, fördert die Ni-Zugabe zum Stahl ebenfalls die Härtbarkeit und daher die Dickengleichförmigkeit der Mikrostruktur und der Eigenschaften wie Festigkeit und Zähigkeit in dicken Profilen. Zum Erreichen der gewünschten DBTT in der geschweissten HAZ ist der minimale Ni-Gehalt bevorzugt ca. 1,0 Gew. -%, besonders bevorzugt ca. 



  1,5 Gew. -%, noch mehr bevorzugt ca. 2,0 Gew. -%. Da Ni ein teures Legierungselement ist, ist der Ni-Gehalt des Stahls bevorzugt weniger als ca. 3,0 Gew. -%, besonders bevorzugt weniger als ca. 



  2,5 Gew. -%, besonders bevorzugt weniger als ca. 2,0 Gew. -% und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 1,8 Gew. -%, um die Kosten des Stahls im wesentlichen zu minimieren. 



   Kupfer ist eine wünschenswerte Legierungszugabe zur Stabilisierung von Austenit, um die mikrolamellierte Mikrostruktur zu erzeugen. Bevorzugt wird wenigstens ca. 0,1Gew.-%, besonders bevorzugt wenigstens ca. 0,2   Gew. -%   Cu für diesen Zweck hinzugegeben. Kupfer (Cu) ist auch ein FCC-Stabilisator in Stahl und kann zur Verringerung der DBTT in kleinen Mengen beitragen. Cu ist ebenfalls vorteilhaft für die Korrosions- und HIC-Beständigkeit. In höheren Mengen induziert Cu eine übermässige Ausscheidungshärtung über   e-Kupfer-Ausscheidungen.   Diese Ausscheidung, falls sie nicht angemessen kontrolliert wird, kann die Zähigkeit verringern und die DBTT sowohl im Basisblech als auch in der HAZ erhöhen.

   Eine höhere Cu-Menge kann ebenfalls eine Versprödung während des Plattengiessens und Warmwalzens verursachen, was zusätzliche Zugaben von Ni zur Abschwächung erfordert. Aus den obigen Gründen ist eine Obergrenze von ca. 1,0   Gew.-%   Cu bevorzugt, und eine Obergrenze von ca. 0,5   Gew.-%   Cu ist besonders bevorzugt. Daher ist im weiten Sinne bis zu ca. 1,0 Gew. -% bevorzugt. 



   Bor (B) in kleinen Mengen kann die Härtbarkeit von Stahl in sehr kostengünstiger Weise stark erhöhen und die Bildung von Stahl-Mikrostrukturen aus unterem Bainit und Lanzettmartensit selbst bei dicken Profilblechen (=25 mm) durch Unterdrückung der Bildung von Ferrit, oberem Bainit und FGB sowohl im Basisblech als auch in der grobkörnigen HAZ fördern. Allgemein ist für diesen Zweck wenigstens 0,0004 Gew.-% B erforderlich. Wenn Bor zu Stählen dieser Erfindung hinzuge- geben wird, ist ca. 0,0006 bis ca. 0,0020 Gew. -% bevorzugt, und eine Obergrenze von ca. 



  0,0015 Gew. -% ist besonders bevorzugt. Bor braucht jedoch keine erforderliche Zugabe sein, falls ein anderes Legieren im Stahl die angemessene Härtbarkeit und die gewünschte Mikrostruktur liefert. 



   Beschreibung und Beispiele für Stähle gemäss dieser Erfindung 
Eine 300 Ib. -Charge jeder der in Tabelle 11gezeigten chemischen Legierungen wurde Vakuum- induktionsgeschmolzen ("vacuum induction melted", VIM), zu entweder runden Gussblöcken oder Platten mit wenigstens 130 mm Dicke gegossen und anschliessend zu 130 mm x 130 mm x 200 mm langen Platten geschmiedet oder verarbeitet. Einer der runden VIM-Gussblöcke wurde anschliessend zu einem runden Gussblock Vakuumlichtbogen-umgeschmolzen ("vacuum arc remel- ted", VAR) und zu einer Platte geschmiedet. Die Platten wurden in einem Laborwalzwerk wie 

 <Desc/Clms Page number 17> 

 nachfolgend beschrieben TMCP-verarbeitet. Tabelle 11 zeigt die chemische Zusammensetzung der für die TMCP verwendeten Legierungen. 



   Tabelle 11 
 EMI17.1 
 
<tb> Legierung
<tb> 
<tb> A1 <SEP> A2 <SEP> A3 <SEP> A4 <SEP> A4
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Schmelzen <SEP> VIM <SEP> VIM <SEP> VIM+VAR <SEP> VIM <SEP> VIM
<tb> 
<tb> 
<tb> C <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,063 <SEP> 0,060 <SEP> 0,053 <SEP> 0,040 <SEP> 0,037
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Mn <SEP> (Gew.-%) <SEP> 1,59 <SEP> 1,49 <SEP> 1,72 <SEP> 1,69 <SEP> 1,65
<tb> 
<tb> 
<tb> Ni <SEP> (Gew.-%) <SEP> 2,02 <SEP> 2,99 <SEP> 2,07 <SEP> 3,30 <SEP> 2,00
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Mo <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,21 <SEP> 0,21 <SEP> 0,20 <SEP> 0,21 <SEP> 0,20 <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Cu <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,30 <SEP> 0,30 <SEP> 0,24 <SEP> 0,30 <SEP> 0,31
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Nb <SEP> (Gew. <SEP> -%) <SEP> 0,030 <SEP> 0,032 <SEP> 0,029 <SEP> 0,033 <SEP> 0,031
<tb> 
<tb> 
<tb> Si <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,09 <SEP> 0,09 <SEP> 0,12 <SEP> 0,08 <SEP> 0,09
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Ti <SEP> (Gew.

   <SEP> -%) <SEP> 0,012 <SEP> 0,013 <SEP> 0,009 <SEP> 0,013 <SEP> 0,010
<tb> 
<tb> 
<tb> AI <SEP> (Gew.-%) <SEP> 0,011 <SEP> 0,015 <SEP> 0,001 <SEP> 0,015 <SEP> 0,008
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> B <SEP> (ppm) <SEP> 10 <SEP> 10 <SEP> 13 <SEP> 11 <SEP> 9
<tb> 
<tb> 
<tb> O <SEP> (ppm) <SEP> 15 <SEP> 18 <SEP> 8 <SEP> 15 <SEP> 14
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> S <SEP> (ppm) <SEP> 18 <SEP> 16 <SEP> 16 <SEP> 17 <SEP> 18
<tb> 
<tb> 
<tb> N <SEP> (ppm) <SEP> 16 <SEP> 20 <SEP> 21 <SEP> 22 <SEP> 23
<tb> 
<tb> 
<tb> P <SEP> (ppm) <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20 <SEP> 20
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Cr <SEP> (Gew.-%) <SEP> - <SEP> - <SEP> - <SEP> 0,05 <SEP> 0,19
<tb> 
<tb> 
<tb> Nc <SEP> 3,07 <SEP> 3,08 <SEP> 3,07 <SEP> 3,11 <SEP> 2,94
<tb> 
 
Die Platten wurden zuerst in einem Temperaturbereich von ca. 1000 bis ca. 1050 C (1832 bis ca. 1922 F) für ca.

   1 h vor dem Walzbeginn gemäss den in Tabelle 111 gezeigten TMCP-Schemata wiedererwärmt : 
Tabelle 111 
 EMI17.2 
 
<tb> Stich <SEP> Dicke <SEP> (mm) <SEP> Temperatur, <SEP>  C
<tb> 
<tb> nach <SEP> Stich <SEP> A1 <SEP> A2 <SEP> A3 <SEP> A4 <SEP> A5
<tb> 
<tb> 
<tb> 0 <SEP> 130 <SEP> 1007 <SEP> 1005 <SEP> 1000 <SEP> 999 <SEP> 1051 <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 1 <SEP> 117 <SEP> 973 <SEP> 973 <SEP> 971 <SEP> 973 <SEP> 973
<tb> 
<tb> 
<tb> 2 <SEP> 100 <SEP> 963 <SEP> 962 <SEP> 961 <SEP> 961 <SEP> 961
<tb> 
<tb> 
<tb> Verzögerung,

   <SEP> Drehen <SEP> des <SEP> Werkstücks <SEP> auf <SEP> die <SEP> Seite
<tb> 
<tb> 
<tb> 3 <SEP> 85 <SEP> 870 <SEP> 868 <SEP> 868 <SEP> 868 <SEP> 867
<tb> 
<tb> 
<tb> 4 <SEP> 72 <SEP> 860 <SEP> 855 <SEP> 856 <SEP> 858 <SEP> 857
<tb> 
<tb> 
<tb> 5 <SEP> 61 <SEP> 850 <SEP> 848 <SEP> 847 <SEP> 847 <SEP> 833
<tb> 
<tb> 
<tb> 6 <SEP> 51 <SEP> 840 <SEP> 837 <SEP> 837 <SEP> 836 <SEP> 822
<tb> 
<tb> 
<tb> 7 <SEP> 43 <SEP> 834 <SEP> 827 <SEP> 827 <SEP> 828 <SEP> 810
<tb> 
<tb> 
<tb> 8 <SEP> 36 <SEP> 820 <SEP> 815 <SEP> 804 <SEP> 816 <SEP> 791
<tb> 
<tb> 
<tb> 9 <SEP> 30 <SEP> 810 <SEP> 806 <SEP> 788 <SEP> 806 <SEP> 770
<tb> 
<tb> 
<tb> 10 <SEP> 25 <SEP> 796 <SEP> 794 <SEP> 770 <SEP> 796 <SEP> 752
<tb> 
<tb> 
<tb> QST <SEP> ( C) <SEP> 217 <SEP> 187 <SEP> 177 <SEP> 189 <SEP> 187
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 18> 

 
 EMI18.1 
 
<tb> Stich <SEP> Dicke <SEP> (mm) <SEP> Temperatur,

   <SEP>  C
<tb> 
<tb> nach <SEP> Stich <SEP> A1 <SEP> A2 <SEP> A3 <SEP> A4 <SEP> A5
<tb> 
<tb> Abkühlungsgeschwindigkeit <SEP> auf <SEP> OST <SEP> 29 <SEP> 28 <SEP> 25 <SEP> 28 <SEP> 25
<tb> 
<tb> ( C/s
<tb> 
<tb> 
<tb> Abkühlungsgeschwindigkeit <SEP> von <SEP> QST <SEP> Umgebungsluftkühlen
<tb> 
<tb> auf <SEP> Umgebung
<tb> 
<tb> 
<tb> Pfannkuchendicke, <SEP> #m <SEP> 2,41 <SEP> 3,10 <SEP> 2,46 <SEP> 2,88 <SEP> 2,7
<tb> 
<tb> (gemessen <SEP> bei <SEP> 1/4 <SEP> der <SEP> Blechdicke)
<tb> 
 
Im Anschluss an die bevorzugte TMCP-Verarbeitung, die in Tabelle 111 gezeigt wird, ist die Mikrostruktur der Blechproben A1 bis A4 hauptsächlich feinkörniger Lanzettmartensit, der eine mikrolamellierte Mikrostruktur mit bis zu ca. 2,5   Vol.-%   Abschreckaustenit-Schichten an MartensitLanzett-Grenzen bildet.

   Die anderen Nebenbestandteile der Mikrostruktur sind variabel unter diesen Proben A1 bis A4, aber schliessen weniger als ca. 10   Vol.-%   feinkörnigen unteren Bainit und ca. 10 bis ca. 25   Vol.-%   FGB ein. 



   Die Zugfestigkeit in Querrichtung und DBTT der Bleche der Tabellen 11 und 111 sind in Tabelle IV zusammengefasst. Die Zugfestigkeiten und die DBTTs, die in Tabelle IV zusammengefasst sind, wurden in der Querrichtung gemessen, d. h. in einer Richtung, die in der Walzebene liegt, aber senkrecht zur Blechwalzrichtung, worin die langen Abmessungen der Zugversuchsprobe und des Charpy-Kerbschlaghammers im wesentlichen parallel zu dieser Richtung waren, mit der   R&num;aus-   breitung im wesentlichen senkrecht zu dieser Richtung. Ein signifikanter Vorteil dieser Erfindung ist die Fähigkeit, die in Tabelle IV zusammengefassten DBTT-Werte in der Querrichtung in der im vorhergehenden Satz beschriebenen Weise zu erhalten.

   Bezugnehmend auf Figur 4 wird eine transmissionselektronenmikroskopische Aufnahme bereitgestellt, die die mikrolamellierte Mikrostruktur in einem als A3 in Tabelle II identifizierten Stahlblech zeigt. Die in Figur 4 illustrierte Mikrostruktur umfasst hauptsächlich Lanzettmartensit 21 mit dünnen Abschreckaustenit-Filmen 42 an den meisten der Martensit-Lanzett-Grenzen. Figur 4 stellt die hauptsächlich mikrolamellierte Mikrostruktur der Stähle A1 bis A4 der vorliegenden Erfindung dar, die in Tabellen 11 bis IV tabelliert sind. Diese Mikrostruktur stellt höhere Festigkeiten (Querrichtung) von ca. 1000 MPa (145 ksi) mit einer ausgezeichneten DBTT in der Querrichtung bereit, wie in Tabelle IV gezeigt. 



   Tabelle IV 
 EMI18.2 
 
<tb> Legierung <SEP> A1 <SEP> A2 <SEP> A3 <SEP> A4 <SEP> A5
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Zugfestigkeit,
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> MPa(ksi) <SEP> 1000 <SEP> 1060 <SEP> 1115 <SEP> 1035 <SEP> 915
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> (145) <SEP> (154) <SEP> (162) <SEP> (150) <SEP> (133)
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> DBTT, <SEP>  C <SEP> ( F) <SEP> -117 <SEP> -133 <SEP> -164 <SEP> -140 <SEP> -111
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> (-179) <SEP> (-207) <SEP> (-263) <SEP> (-220) <SEP> (-168)
<tb> 
 
Ohne dadurch diese Erfindung zu beschränken, entsprechen die in Tabelle IV angegebenen DBTT-Werte der 50 %-Energieübergangstemperatur, die experimentell aus dem Charpy- Kerbschlagversuch gemäss den in der ASTM-Spezifikation E-23 aufgeführten Prozeduren bestimmt wird, wie den Fachleuten bekannt.

   Der Charpy-Kerbschlagversuch ist ein wohlbekannter Versuch zur Messung der Zähigkeit von Stählen. Bezugnehmend auf Tabelle 11 zeigte Stahlblech A5 mit einem niedrigeren Nc-Wert als die Bleche A1 bis A4 eine hauptsächlich FGB Mikrostruktur, was die in dieser Blechprobe beobachtete geringere Festigkeit erklärt. Ca. 40 Vol.-% feinkörniger Lanzett- martensit wird in diesem Blech beobachtet. Bezugnehmend auf Figur 5 wird eine transmissions- elektronenmikroskopische Aufnahme ("transmission electron micrograph", TEM) bereitgestellt, die die FGB-Mikrostruktur in dem als A5 in Tabelle 11   identiizierten   Stahlblech zeigt. Der FGB ist ein 

 <Desc/Clms Page number 19> 

 Aggregat aus bainitischem Ferrit 51 (Hauptphase) und   Martensit/Abschreckaustenit-Teilchen   52 (Nebenphase).

   Im einzelnen stellt Figur 5 eine TEM-Aufnähme dar, die die gleichachsige FGB- Mikrostruktur zeigt, die bainitischen Ferrit 51 und   Martensit/Abschreckaustenit-Teilchen   52 umfasst, die in bestimmten Ausführungsformen der erfindungsgemässen Stähle vorliegen. 



   (4) Bevorzugte Stahlzusammensetzung, wenn eine Nachschweissungs-Wärmebehandlung ("Post Weld Heat Treatment", PWHT) erforderlich ist 
Eine PWHT wird normalerweise bei hohen Temperaturen durchgeführt, z. B. von mehr als ca. 



  540 C (1000 F). Die thermische Exposition aus der PWHT kann zu einem Festigkeitsverlust im Basisblech sowie in der geschweissten HAZ aufgrund von Erweichung der Mikrostruktur führen, die mit der Wiederherstellung der Substruktur (d. h. Verlust der Verarbeitungsvorzüge) und Vergröbe- rung von Zementit-Teilchen verbunden ist. Um dies auszuräumen, wird die Basisstahlchemie wie oben beschrieben bevorzugt modifiziert, indem eine geringe Menge Vanadium hinzugegeben wird. 



  Vanadium wird hinzugegeben, um eine Ausscheidungsverfestigung durch Bildung von feinen Vanadiumcarbid-Teilchen (VC) im Basisstahl und in der HAZ nach der PWHT zu ergeben. Diese Verfestigung wird entwickelt, um im wesentlichen dem Festigkeitsverlust bei der PWHT entgegen- zuwirken. Jedoch muss eine übermässige   VC-Verfestigung   vermieden werden, da sie die Zähigkeit verringern und die DBTT sowohl im Basisblech als auch in seiner HAZ erhöhen kann. In der vorlie- genden Erfindung ist eine Obergrenze von ca. 0,1 Gew. -% für V aus diesen Gründen bevorzugt. 



  Die Untergrenze ist bevorzugt ca. 0,02 Gew. -%. Besonders bevorzugt wird ca. 0,03 bis ca. 



  0,05 Gew. -% V zum Stahl hinzugegeben. 



   Diese herausragende Kombination von Eigenschaften in den erfindungsgemässen Stählen liefert eine Technologie bei geringen Kosten für bestimmte Tieftemperaturvorgänge, z.B. Lagerung und Transport von Erdgas bei niedrigen Temperaturen. Diese neuen Stähle können signifikante Werkstoffkostenersparnisse für Tieftemperaturanwendungen gegenüber den derzeitigen im Handel befindlichen Stählen des Standes der Technik bereitstellen, welche allgemein weit höhere Nickel- Gehalte (bis zu ca. 9 Gew. -%) erfordern und viel geringere Festigkeiten aufweisen (weniger als ca. 



  830 MPa (120 ksi)). Chemie- und Mikrostrukturentwicklung werden verwendet, um die DBTT zu verringern und eine Dickprofilfähigkeit für Schichtdicken von gleich oder mehr als ca. 25 mm (1 Zoll) bereitzustellen. Diese neuen Stähle weisen bevorzugt Nickel-Gehalte von weniger als ca. 



  3,5 Gew.-% auf, Zugfestigkeiten von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi), bevorzugt mehr als ca. 



  860 MPa (125 ksi), und besonders bevorzugt mehr als ca. 900 MPa (130 ksi) und noch mehr bevorzugt mehr als ca. 1000 MPa (145 ksi), Risshaltetemperaturen (DBTTs) für das Basismetall in der Querrichtung von unter ca. -62 C (-80 F), bevorzugt unter ca. -73 C (-100 F), besonders bevorzugt unter ca. -100 C   (150 F)   und noch mehr bevorzugt unter ca. -123 C (-190 F); und bieten eine ausgezeichnete Zähigkeit bei der DBTT. Diese neuen Stähle können eine Zugfestigkeit mehr als 930 MPa (135 ksi) oder mehr als ca. 965 MPa (140 ksi) oder mehr als ca. 1000 MPa (145 ksi) aufweisen. Der Nickel-Gehalt dieser Stähle kann auf über ca. 3 Gew. -% erhöht werden, falls gewünscht, um das Verhalten nach dem Schweissen zu steigern. Von jeder Nickel-Zugabe von 1 Gew. -% wird erwartet, dass sie die DBTT des Stahls um ca. 10 C (18 F) verringert.

   Der Nickel- Gehalt ist bevorzugt weniger als 9 Gew. -%, besonders bevorzugt weniger als ca. 6 Gew. -%. Der Nickel-Gehalt wird bevorzugt minimiert, um die Kosten des Stahls zu minimieren. 



   Obwohl die vorhergehende Erfindung in Bezug auf eine oder mehrere bevorzugte Ausfüh- rungsformen beschrieben wurde, sollte es selbstverständlich sein, dass andere Modifikationen vorgenommen werden können, ohne vom Umfang der Erfindung abzuweichen, die in den folgen- den Patentansprüchen dargelegt wird. 



   Begriffsglossar: 
 EMI19.1 
 
<tb> Ac1-Umwandlungstemperatur. <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> bei <SEP> der <SEP> sich <SEP> Austenit <SEP> während
<tb> des <SEP> Erwärmens <SEP> zu <SEP> bilden <SEP> beginnt <SEP> ;
<tb> 
<tb> Ac3-Umwandlungstemperatur: <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> bei <SEP> der <SEP> die <SEP> Umwandlung <SEP> von
<tb> Ferrit <SEP> zu <SEP> Austenit <SEP> während <SEP> des <SEP> Erwärmens
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 20> 

 
 EMI20.1 
 
<tb> beendet <SEP> ist;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> AF <SEP> : <SEP> nadelförmiger <SEP> Ferrit <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> AI2O3: <SEP> Aluminiumoxid;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Ar3-Umwandlungstemperatur:

   <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> bei <SEP> der <SEP> sich <SEP> Austenit <SEP> während
<tb> 
<tb> 
<tb> des <SEP> Abkühlens <SEP> zu <SEP> Ferrit <SEP> umzuwandeln <SEP> beginnt <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> BCC <SEP> : <SEP> kubisch-raumzentriert <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Zementit <SEP> : <SEP> eisenreiches <SEP> Carbid;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Abkühlungsgeschwindigkeit: <SEP> Abkühlungsgeschwindigkeit <SEP> im <SEP> Zentrum <SEP> oder <SEP> im
<tb> 
<tb> 
<tb> wesentlichen <SEP> im <SEP> Zentrum <SEP> der <SEP> Blechdicke;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> CRSS <SEP> ("critical <SEP> resolved <SEP> shear <SEP> stress" <SEP> eine <SEP> intrinsische <SEP> Eigenschaft <SEP> eines <SEP> Stahls, <SEP> emp-
<tb> 
<tb> 
<tb> kritische <SEP> abgebaute <SEP> Scherspannung):

   <SEP> findlich <SEP> für <SEP> die <SEP> Leichtigkeit, <SEP> mit <SEP> der <SEP> Versetzun-
<tb> 
<tb> 
<tb> gen <SEP> bei <SEP> Deformation <SEP> quergleiten <SEP> können, <SEP> d.h.
<tb> 
<tb> 
<tb> ein <SEP> Stahl, <SEP> in <SEP> dem <SEP> das <SEP> Quergleiten <SEP> leichter <SEP> ist,
<tb> 
<tb> 
<tb> wird <SEP> ebenfalls <SEP> eine <SEP> niedrige <SEP> CRSS <SEP> und <SEP> damit
<tb> 
<tb> 
<tb> eine <SEP> geringe <SEP> DBTT <SEP> aufweisen;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Tieftemperatur <SEP> : <SEP> jede <SEP> Temperatur <SEP> geringer <SEP> als <SEP> ca. <SEP> -40 C <SEP> (-40 F);
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> DBTT <SEP> ("Ductile <SEP> to <SEP> Brittle <SEP> Transition <SEP> skizziert <SEP> die <SEP> zwei <SEP> Bruchbereiche <SEP> in <SEP> Baustählen;
<tb> 
<tb> 
<tb> Temperature", <SEP> Risshaltetemperatur):

   <SEP> bei <SEP> Temperaturen <SEP> unterhalb <SEP> der <SEP> DBTT <SEP> neigt
<tb> 
<tb> 
<tb> Versagen <SEP> durch <SEP> Niedrigenergie-Trenn-(Spröd)-
<tb> 
<tb> 
<tb> Bruch <SEP> aufzutreten, <SEP> während <SEP> bei <SEP> Temperaturen
<tb> 
<tb> 
<tb> oberhalb <SEP> der <SEP> DBTT <SEP> das <SEP> Versagen <SEP> durch <SEP> Hoch-
<tb> 
<tb> 
<tb> energie-Verformungsbruch <SEP> aufzutreten <SEP> neigt;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> DF <SEP> : <SEP> deformierter <SEP> Ferrit;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> DUB <SEP> : <SEP> degenerierter <SEP> oberer <SEP> Bainit;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> effektive <SEP> Korngrösse <SEP> :

   <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> ver-
<tb> 
<tb> 
<tb> wendet, <SEP> bezeichnet <SEP> sie <SEP> die <SEP> mittlere <SEP> Austenit-
<tb> 
<tb> 
<tb> Pfannkuchendicke <SEP> nach <SEP> Beendigung <SEP> des <SEP> Wal-
<tb> 
<tb> 
<tb> zens <SEP> in <SEP> der <SEP> TMCP <SEP> gemäss <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> bzw.
<tb> 
<tb> 
<tb> die <SEP> mittlere <SEP> Paketbreite <SEP> oder <SEP> mittlere <SEP> Korngrösse
<tb> 
<tb> 
<tb> nach <SEP> Beendigung <SEP> der <SEP> Umwandlung <SEP> der <SEP> Auste-
<tb> 
<tb> 
<tb> nit-Pfannkuchen <SEP> zu <SEP> Paketen <SEP> aus <SEP> feinkörnigem
<tb> 
<tb> 
<tb> Lanzettmartensit <SEP> und/ <SEP> oder <SEP> feinkörnigem <SEP> unte-
<tb> 
<tb> 
<tb> rem <SEP> Bainit <SEP> oder <SEP> FGB;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> FCC <SEP> :

   <SEP> kubisch-flächenzentriert;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> FGB <SEP> ("fine <SEP> granular <SEP> bainite", <SEP> feinkörniger <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> dieser <SEP> Erfindung <SEP> ver-
<tb> 
<tb> 
<tb> Bainit): <SEP> wendet, <SEP> ein <SEP> Aggregat, <SEP> das <SEP> bainitischen <SEP> Ferrit <SEP> als
<tb> 
<tb> 
<tb> Hauptbestandteil <SEP> und <SEP> Teilchen <SEP> aus <SEP> Mischungen
<tb> 
<tb> aus <SEP> Martensit <SEP> und <SEP> Abschreckaustenit <SEP> als <SEP> Ne-
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> benbestandteil <SEP> umfasst <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Korn <SEP> : <SEP> ein <SEP> individueller <SEP> Kristall <SEP> in <SEP> einem <SEP> polykristallinen
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 21> 

 
 EMI21.1 
 
<tb> Material;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Korngrenze <SEP> :

   <SEP> eine <SEP> enge <SEP> Zone <SEP> in <SEP> einem <SEP> Metall, <SEP> entsprechend
<tb> 
<tb> 
<tb> dem <SEP> Übergang <SEP> von <SEP> einer <SEP> kristallographischen
<tb> 
<tb> 
<tb> Orientierung <SEP> zu <SEP> einer <SEP> anderen, <SEP> wodurch <SEP> ein
<tb> 
<tb> 
<tb> Korn <SEP> von <SEP> einem <SEP> anderen <SEP> getrennt <SEP> wird;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> HAZ <SEP> : <SEP> Wärmeeinflusszone <SEP> ("heat <SEP> affected <SEP> zone");
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> HIC: <SEP> Wasserstoff-induziertes <SEP> Reissen <SEP> ("hydrogen <SEP> in-
<tb> 
<tb> 
<tb> duced <SEP> cracking");
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Grosswinkel-Grenze <SEP> oder-Grenzfläche:

   <SEP> Grenze <SEP> oder <SEP> Grenzfläche, <SEP> die <SEP> sich <SEP> effektiv <SEP> als
<tb> 
<tb> 
<tb> eine <SEP> Grosswinkel-Korngrenze <SEP> verhält, <SEP> d. <SEP> h. <SEP> dazu
<tb> 
<tb> 
<tb> neigt, <SEP> einen <SEP> sich <SEP> ausbreitenden <SEP> Riss <SEP> oder <SEP> Bruch
<tb> 
<tb> 
<tb> abzulenken <SEP> und <SEP> dadurch <SEP> eine <SEP> Verwindung <SEP> im
<tb> 
<tb> 
<tb> Bruchpfad <SEP> induziert;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Grosswinkel-Korngrenze: <SEP> eine <SEP> Korngrenze, <SEP> die <SEP> zwei <SEP> benachbarte <SEP> Körner
<tb> 
<tb> 
<tb> trennt, <SEP> deren <SEP> kristallographische <SEP> Orientierungen
<tb> 
<tb> 
<tb> sich <SEP> um <SEP> mehr <SEP> als <SEP> ca. <SEP> 8  <SEP> unterscheiden <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> HSLA <SEP> :

   <SEP> hochfest, <SEP> niedriglegiert <SEP> ("high <SEP> strength, <SEP> low
<tb> 
<tb> 
<tb> alloy");
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> interkritisch <SEP> wiedererwärmt <SEP> : <SEP> (oder <SEP> wiedererwärmt) <SEP> auf <SEP> eine <SEP> Tempe-
<tb> 
<tb> 
<tb> ratur <SEP> von <SEP> etwa <SEP> der <SEP> Ac1-Umwandlungstemperatur
<tb> 
<tb> 
<tb> bis <SEP> etwa <SEP> zur <SEP> AC3-Umwandlungstemperatur;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> niedriglegierter <SEP> Stahl: <SEP> ein <SEP> Stahl, <SEP> der <SEP> Eisen <SEP> enthält <SEP> und <SEP> weniger <SEP> als <SEP> ca.
<tb> 
<tb> 
<tb> 



  10 <SEP> Gew.-% <SEP> Gesamtlegierungsadditive;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Kleinwinkel-Korngrenze: <SEP> eine <SEP> Korngrenze, <SEP> die <SEP> zwei <SEP> benachbarte <SEP> Körner
<tb> 
<tb> 
<tb> trennt, <SEP> deren <SEP> kristallographische <SEP> Orientierungen
<tb> 
<tb> 
<tb> sich <SEP> um <SEP> weniger <SEP> als <SEP> ca. <SEP> 8  <SEP> unterscheiden <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Schweissen <SEP> mit <SEP> geringer <SEP> Wärmeaufnahme: <SEP> Schweissen <SEP> mit <SEP> Lichtbogenenergien <SEP> von <SEP> bis <SEP> zu
<tb> 
<tb> 
<tb> ca. <SEP> 2,5 <SEP> kJ/mm <SEP> (7,6 <SEP> kJ/Zoll);
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> MA <SEP> : <SEP> Martensit-Austenit <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Haupt- <SEP> :

   <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> der <SEP> vorliegenden <SEP> Erfin-
<tb> 
<tb> 
<tb> dung <SEP> verwendet, <SEP> meint <SEP> es <SEP> wenigstens <SEP> ca.
<tb> 
<tb> 
<tb> 



  50 <SEP> Vol.-%; <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Neben- <SEP> : <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> der <SEP> vorliegenden <SEP> Erfi <SEP> n- <SEP> 
<tb> 
<tb> 
<tb> dung, <SEP> meint <SEP> es <SEP> weniger <SEP> als <SEP> ca. <SEP> 50 <SEP> Vol.-%;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Ms-Umwandlungstemperatur: <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> bei <SEP> der <SEP> die <SEP> Umwandlung <SEP> von
<tb> 
<tb> 
<tb> Austenit <SEP> zu <SEP> Martensit <SEP> während <SEP> des <SEP> Abkühlens
<tb> 
<tb> 
<tb> beginnt <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Nc:

   <SEP> ein <SEP> Faktor, <SEP> der <SEP> durch <SEP> die <SEP> Chemie <SEP> des <SEP> Stahls <SEP> als
<tb> 
<tb> 
<tb> {Nc <SEP> = <SEP> 12,0*C <SEP> + <SEP> Mn <SEP> + <SEP> 0,8*Cr <SEP> + <SEP> 0,15 <SEP> * <SEP> (Ni <SEP> + <SEP> Cu) <SEP> +
<tb> 
<tb> 
<tb> 0,4*Si <SEP> + <SEP> 2,0*V <SEP> + <SEP> 0,7*Nb <SEP> + <SEP> 1,5*Mo} <SEP> definiert <SEP> wird,
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 22> 

 
 EMI22.1 
 
<tb> worin <SEP> C, <SEP> Mn, <SEP> Cr, <SEP> Ni, <SEP> Cu, <SEP> Si, <SEP> V, <SEP> Nb, <SEP> Mo <SEP> ihre <SEP> je-
<tb> 
<tb> weiligen <SEP> Gew.-%-Anteile <SEP> im <SEP> Stahl <SEP> darstellen <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> PF <SEP> : <SEP> polygonaler <SEP> Ferrit <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> hauptsächlich <SEP> :

   <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> der <SEP> vorliegenden <SEP> Erfin-
<tb> 
<tb> 
<tb> dung <SEP> verwendet, <SEP> meint <SEP> es <SEP> wenigstens <SEP> ca.
<tb> 
<tb> 
<tb> 



  50 <SEP> Vol.-%;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> frühere <SEP> Austenit-Korngrösse <SEP> : <SEP> Austenit-Korngrösse <SEP> in <SEP> einem
<tb> 
<tb> 
<tb> warmgewalzten <SEP> Stahlblech <SEP> vor <SEP> dem <SEP> Walzen <SEP> im
<tb> 
<tb> 
<tb> Temperaturbereich, <SEP> in <SEP> dem <SEP> Austenit <SEP> nicht
<tb> 
<tb> 
<tb> rekristallisiert;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Abschrecken <SEP> :

   <SEP> wie <SEP> in <SEP> der <SEP> Beschreibung <SEP> der <SEP> vorliegenden <SEP> Erfin-
<tb> 
<tb> 
<tb> dung <SEP> verwendet, <SEP> das <SEP> beschleunigte <SEP> Abkühlen
<tb> 
<tb> 
<tb> durch <SEP> ein <SEP> beliebiges <SEP> Mittel, <SEP> wobei <SEP> eine <SEP> nach
<tb> 
<tb> 
<tb> ihrer <SEP> Tendenz <SEP> zu <SEP> Erhöhung <SEP> der <SEP> Abkühlungsge-
<tb> 
<tb> 
<tb> schwindigkeit <SEP> des <SEP> Stahls <SEP> ausgewählte <SEP> Flüssig-
<tb> 
<tb> 
<tb> keit <SEP> verwendet <SEP> wird, <SEP> im <SEP> Gegensatz <SEP> zu <SEP> Luftküh-
<tb> 
<tb> 
<tb> len;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Abschreckstopptemperatur <SEP> ("Quench <SEP> Stop <SEP> die <SEP> höchste <SEP> oder <SEP> im <SEP> wesentlichen <SEP> die <SEP> höchste
<tb> 
<tb> 
<tb> Temperature", <SEP> QST):

   <SEP> Temperatur, <SEP> die <SEP> an <SEP> der <SEP> Oberfläche <SEP> des <SEP> Blechs
<tb> 
<tb> 
<tb> nach <SEP> dem <SEP> Beenden <SEP> des <SEP> Abschreckens <SEP> erreicht
<tb> 
<tb> 
<tb> wird, <SEP> aufgrund <SEP> von <SEP> aus <SEP> der <SEP> Dickenmitte <SEP> des
<tb> 
<tb> 
<tb> Blechs <SEP> übertragener <SEP> Wärme;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> RA <SEP> : <SEP> Abschreckaustenit <SEP> ("retained <SEP> austenite");
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Platte <SEP> : <SEP> ein <SEP> Stück <SEP> Stahl <SEP> mit <SEP> beliebigen <SEP> Abmessungen;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Sv <SEP> : <SEP> Gesamtgrenzfläche <SEP> der <SEP> Grosswinkel-Grenzen
<tb> 
<tb> 
<tb> pro <SEP> Einheitsvolumen <SEP> im <SEP> Stahlblech;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> TEM <SEP> :

   <SEP> transmissionselektronen-mikroskopische <SEP> Auf-
<tb> 
<tb> 
<tb> nahme <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Zugfestigkeit <SEP> : <SEP> im <SEP> Zugversuch <SEP> das <SEP> Verhältnis <SEP> von <SEP> maximaler
<tb> 
<tb> 
<tb> Belastung <SEP> zu <SEP> ursprünglicher <SEP> Querschnittsfläche;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Dickprofilfähigkeit: <SEP> die <SEP> Fähigkeit, <SEP> im <SEP> wesentlichen <SEP> die <SEP> gewünschte
<tb> 
<tb> 
<tb> Mikrostruktur <SEP> und <SEP> Eigenschaften <SEP> (z. <SEP> B. <SEP> Festigkeit
<tb> 
<tb> 
<tb> und <SEP> Zähigkeit) <SEP> bereitzustellen, <SEP> insbesondere <SEP> bei
<tb> 
<tb> 
<tb> Dicken <SEP> von <SEP> gleich <SEP> oder <SEP> mehr <SEP> als <SEP> 25 <SEP> mm <SEP> (1 <SEP> Zoll);
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Dickenrichtung <SEP> :

   <SEP> eine <SEP> Richtung, <SEP> die <SEP> rechtwinklig <SEP> zur <SEP> Ebene <SEP> des
<tb> 
<tb> 
<tb> Walzens <SEP> ist;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> TiC <SEP> : <SEP> Titancarbid <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> TiN <SEP> : <SEP> Titannitrid <SEP> ;
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> 
<tb> Tnr-Temperatur: <SEP> die <SEP> Temperatur, <SEP> unterhalb <SEP> derer <SEP> Austenit <SEP> nicht
<tb> 
<tb> rekristallisiert;
<tb> 
 

 <Desc/Clms Page number 23> 

 
 EMI23.1 
 
<tb> TMCP <SEP> : <SEP> thermomechanisch <SEP> kontrollierte <SEP> Walzverarbeitung <SEP> ("thermo-mechanical <SEP> controlled <SEP> rolling
<tb> processing");
<tb> 
<tb> Querrichtung <SEP> : <SEP> eine <SEP> Richtung, <SEP> die <SEP> in <SEP> der <SEP> Walzebene <SEP> liegt, <SEP> aber
<tb> senkrecht <SEP> zur <SEP> Blechwalzrichtung <SEP> ist <SEP> ;
<tb> 
<tb> UB:

   <SEP> oberer <SEP> Bainit <SEP> ("uppsr <SEP> bainite");
<tb> 
<tb> VAR: <SEP> Vakuumlichtbogen-umgeschmolzen <SEP> ("vacuum
<tb> arc <SEP> remelted"); <SEP> und
<tb> 
<tb> VIM: <SEP> Vakuuminduktions-geschmolzen <SEP> ("vacuum <SEP> induction <SEP> melted").
<tb> 
 



   PATENTANSPRÜCHE: 1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs mit einer Mikrostruktur, die (i) hauptsächlich feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzettmartensit, feinkörnigen Bainit (FGB) oder 
Mischungen daraus und (ii) mehr als 0 und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit umfasst, wobei das Verfahren die folgenden Schritt umfasst: (a) Erwärmen einer Stahlplatte auf eine Wiedererwärmungstemperatur, die ausreichend hoch ist, um (i) die Stahlplatte im wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen alle Carbide und Kohlenstoffnitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzu- lösen und (iii) feine Austenit-Startkörner in der Stahlplatte zu erzeugen; (b) Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung von Stahlblech in einem oder mehreren Warm- walzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert;

   (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs h einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der   Tr-Temperatur   und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur; (d) Abschrecken des Stahlblechs mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von wenigstens ca. 10 C pro Sekunde (18 F/s) auf eine Abschreckstopptemperatur unterhalb etwa 
550 C (1022 F); und (e) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Um- wandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu (i) hauptsächlich feinkörnigem unterem 
Bainit, feinkörnigem Lanzettmartensit, feinkörnigem Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und (ii) mehr als 0 und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit zu erleichtern.

Claims (1)

  1. 2. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin Schritt (e) durch den folgenden ersetzt wird: (e) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Um- wandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu einer hauptsächlich mikrolamellierten Mikrostruktur zu erleichtern, die feinkörnigen Lanzettmartensit, feinkörnigen unteren Bainit oder Mischungen daraus und mehr als 0 und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreck- austenit-Filmschichten umfasst.
    3. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin Schritt (e) durch den folgenden ersetzt wird: (e) Beenden des Abschreckens, wobei die Schritte so durchgeführt werden, um die Um- wandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs zu einem hauptsächlich feinkörnigen Bai- nit (FGB) zu erleichtern.
    4. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die Wiedererwärmungstemperatur des Schrittes (a) zwischen ca. 955 und ca. 1100 C ist (1750-2010 F).
    5. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die feinen Austenit-Startkörner des Schrittes (a) eine Korngrösse von weniger als ca. 120 #m haben.
    6. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin eine Dickenreduktion der Stahlplatte von ca. 30 bis ca. 70 % in Schritt (b) auftritt.
    7. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin eine Dickenreduktion des Stahlblechs von ca. 40 bis <Desc/Clms Page number 24> ca. 80 % in Schritt (c) auftritt.
    8. Verfahren gemäss Anspruch 1, das ferner den Schritt umfasst, wonach man das Stahlblech von der Abschreckstopptemperatur auf Umgebungstemperatur luftkühlen lässt.
    9. Verfahren gemäss Anspruch 1, das ferner den Schritt umfasst, wonach das Stahlblech bei der Abschreckstopptemperatur für bis zu ca. 5 Minuten im wesentlichen isotherm gehalten wird.
    10. Verfahren gemäss Anspruch 1, das ferner den Schritt umfasst, wonach das Stahlblech bei der Abschreckstopptemperatur mit einer Geschwindigkeit von weniger als ca. 1,0 C pro Sekunde (1,8 F/s) für bis zu ca. 5 Minuten langsam abgekühlt wird.
    11. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die Stahlplatte aus Schritt (a) Eisen und die folgenden Legierungselemente in den angegebenen Gew.-%en umfasst : ca. 0,03 bis ca. 0,12 % C, wenigstens ca. 1 bis weniger als ca. 9 % Ni, bis zu ca. 1,0 % Cu, bis zu ca. 0,8 % Mo, ca. 0,01 bis ca. 0,1 % Nb, ca. 0,008 bis ca. 0,03 % Ti, bis zu ca. 0,05 % AI und ca. 0,001 bis ca. 0,005 % N.
    12. Verfahren gemäss Anspruch 11, worin die Stahlplatte weniger als ca. 6 Gew. -% Ni umfasst.
    13. Verfahren gemäss Anspruch 11, worin die Stahlplatte weniger als ca. 3 Gew. -% Ni und zusätzlich bis zu ca. 2,5 Gew. -% Mn umfasst.
    14. Verfahren gemäss Anspruch 11, worin die Stahlplatte ferner wenigstens ein Additiv umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus (i) bis zu ca. 1,0 Gew.-% Cr, (ii) bis zu ca. 0,5 Gew.-% Si, (iii) ca. 0,02 bis ca. 0,10 Gew.-% V, (iv) bis zu ca. 2,5 Gew. -% Mn und (v) bis zu ca.
    0,0020 Gew.-% B besteht.
    15. Verfahren gemäss Anspruch 11, worin die Stahlplatte ferner ca. 0,0004 bis ca.
    0,0020 Gew. -% B umfasst.
    16. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin das Stahlblech nach Schritt (e) eine DBTT von weni- ger als ca. -62 C (-80 F) sowohl im Basisblech als auch in seiner HAZ hat und eine Zug- festigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi) hat.
    17. Stahlblech mit einer Mikrostruktur, die (i) hauptsächlich feinkörnigen unteren Bainit, fein- körnigen Lanzettmartensit, feinkörnigen Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und (ii) mehr als 0 und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit umfasst, mit einer Zugfestigkeit von mehr als ca. 830 MPa (120 ksi) und mit einer DBTT von weniger als ca. -62 C (-80 F) so- wohl im Stahlblech als auch in seiner HAZ, und worin das Stahlblech aus einer wiederer- wärmten Stahlplatte hergestellt wird, die Eisen und die folgenden Legierungselemente in den angegebenen Gew. -%en umfasst: ca. 0,03 bis ca. 0,12 % C, wenigstens ca. 1 bis weniger als ca. 9 % Ni, bis zu ca. 1,0 % Cu, bis zu ca. 0,8 % Mo, ca. 0,01 bis ca. 0,1 % Nb, ca. 0,008 bis ca. 0,03 % Ti, bis zu ca. 0,05 % AI und ca. 0,001 bis ca. 0,005 % N.
    18. Stahlblech gemäss Anspruch 17, worin die Stahlplatte weniger als ca. 6 Gew. -% Ni umfasst.
    19. Stahlblech gemäss Anspruch 17, worin die Stahlplatte weniger als ca. 3 Gew. -% Ni und zusätzlich bis zu ca. 2,5 Gew.-% Mn umfasst.
    20. Stahlblech gemäss Anspruch 17, das ferner wenigstens ein Additiv umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus (i) bis zu ca. 1,0 Gew. -% Cr, (ii) bis zu ca. 0,5 Gew. -% Si, (iii) ca. 0,02 bis ca. Q10 Gew. -% V, (iv) bis zu ca. 2,5 Gew. -% Mn und (v) ca. 0,0004 bis zu ca.
    0,0020 Gew. -% B besteht.
    21. Stahlblech gemäss Anspruch 17, das ferner ca. 0,0004 bis ca. 0,0020 Gew. -% B umfasst.
    22. Stahlblech gemäss Anspruch 17 mit einer hauptsächlich mikrolamellierten Mikrostruktur, die <Desc/Clms Page number 25> Lanzetten aus feinkörnigem Lanzettmartensit, Lanzetten aus feinkörnigem unterem Bainit oder Mischungen daraus und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit-Filmschichten um- fasst.
    23. Stahlblech gemäss Anspruch 22, worin die mikrolamellierte Mikrostruktur optimiert ist, um die Risspfad-Verwindung im wesentlichen zu maximieren, durch thermomechanisch kontrollierte Walzverarbeitung, die eine Anzahl von Grosswinkel-Grenzflächen zwischen den Lanzetten aus feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit und den Abschreckaustenit-Filmschichten bereitstellt.
    24. Stahlblech gemäss Anspruch 17 mit einer Mikrostruktur aus hauptsächlich feinkörnigem Bainit (FGB), worin der feinkörnige Bainit (FGB) bainitische Ferritkörner und Teilchen aus Mischungen aus Martensit und Abschreckaustenit umfasst.
    25. Stahlblech gemäss Anspruch 24, worin die Mikrostruktur optimiert ist, um die Risspfad- Verwindung im wesentlichen zu maximieren, durch thermomechanisch kontrollierte Walz- verarbeitung, die eine Anzahl von Grosswinkel-Grenzfl ächen zwischen den bainitischen Ferritkörnern und zwischen den bainitischen Ferritkörnern und den Teilchen aus Mischun- gen aus Martensit und Abschreckaustenit bereitstellt.
    26. Verfahren zur Erhöhung der Rissausbreitungsbeständigkeit eines Stahlblechs, wobei das Verfahren die Verarbeitung des Stahlblechs zur Erzeugung einer hauptsächlich mikrola- mellierten Mikrostruktur umfasst, die Lanzetten aus feinkörnigem Lanzettmartensit, Lanzet- ten aus feinkörnigem unterem Bainit oder Mischungen daraus und mehr als 0 und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit-Filmschichten umfasst, wobei die mikrolamellierte Mikro- struktur optimiert wird, um die Risspfad-Verwindung im wesentlichen zu maximieren, durch thermomechanisch kontrollierte Walzverarbeitung, die eine Anzahl von Grosswinkel-Grenz- flächen zwischen den Lanzetten aus feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit und den Abschreckaustenit-Filmschichten bereitstellt.
    27. Verfahren gemäss Anspruch 26, worin die Rissausbreitungsbeständigkeit des Stahlblechs weiter gesteigert wird und die Rissausbreitungsbeständigkeit der HAZ des Stahlblechs, wenn es geschweisst wird, gesteigert wird, durch Zugabe von wenigstens ca. 1,0 bis weni- ger als ca. 9 Gew. -% Ni und wenigstens ca. 0,1 bis ca. 1,0 Gew. -% Cu und durch im wesentlichen Minimieren der Zugabe von BCC-stabilisierenden Elementen.
    28. Verfahren zur Steigerung der Rissausbreitungsbeständigkeit eines Stahlblechs, wobei das Verfahren die Verarbeitung des Stahlblechs zur Erzeugung einer Mikrostruktur aus haupt- sächlich feinkörnigem Bainit (FGB) umfasst, worin der feinkörnige Bainit (FGB) bainitische Ferritkörner und Teilchen aus Mischungen aus Martensit und Abschreckaustenit umfasst, und worin die Mikrostruktur optimiert wird, um die Risspfad-Verwindung im wesentlichen zu maximieren, durch thermomechanisch kontrollierte Walzverarbeitung, die eine Anzahl von Grosswinkel-Grenzflächen zwischen den bainitischen Ferritkörnern und zwischen den baini- tischen Ferritkörner und den Teilchen aus Mischungen aus Martensit und Abschreck- austenit bereitstellt.
    29. Verfahren gemäss Anspruch 28, worin die Rissausbreitungsbeständigkeit des Stahlblechs weiter erhöht wird, und die Rissausbreitungsbeständigkeit der HAZ des Stahlblechs, wenn es geschweisst wird, erhöht wird, indem wenigstens ca. 1,0 bis weniger als ca. 9 Gew. -% Ni und wenigstens ca. 0,1 bis ca. 1,0 Gew. -% Cu hinzugegeben werden und die Zugabe von BCC-stabilisierenden Elementen im wesentlichen minimiert wird.
    30. Verfahren zur Kontrolle des mittleren Verhältnisses von Austenitkornlänge zu Austenit- korndicke während der Verarbeitung eines ultrahochfesten austenitgealterten Stahlblechs, um die Zähigkeit in Querrichtung und die DBTT in Querrichtung des Stahlblechs zu erhö- hen, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: (a) Erwärmen einer Stahlplatte auf eine Wiedererwärm ungstemperatur, die ausreichend hoch ist, um (i) die Stahlplatte im wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im wesentlichen alle Carbide und Kohlenstoffnitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzu- lösen und (iii) feine Austenit-Startkörner in der Stahlplatte zu erzeugen; (b) Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung von Stahlblech in einem oder mehreren Warm- walzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert;
    (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in <Desc/Clms Page number 26> einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der Tr-Temperatur und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur, um ein mittleres Verhältnis von Austenitkorn- länge zu Austenitkorndicke von weniger als ca. 100 im Stahlblech zu erzeugen; (d) Abschrecken des Stahlblechs mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von wenigstens ca. 10 C pro Sekunde (18 F/s) auf eine Abschreckstopptemperatur unterhalb etwa 550 C (1022 F); und (e) Beenden des Abschreckens, um eine Mikrostruktur im Stahlblech zu erzeugen, die (i) hauptsächlich feinkörnigen unteren Bainit, feinkörnigen Lanzettmartensit, feinkörnigen Bainit (FGB) oder Mischungen daraus und (ii) mehr als 0 und bis zu ca. 10 Vol.-% Abschreckaustenit umfasst.
    HIEZU 6 BLATT ZEICHNUNGEN
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