DE2716081A1

DE2716081A1 - Verfahren zum herstellen hochfesten und kaltzaehen stahlblechs

Info

Publication number: DE2716081A1
Application number: DE19772716081
Authority: DE
Inventors: Seiji Eiro; Hiroaki Masui; Hajime Nakasugi; Tetuo Takeda; Hiroshi Tamehiro
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1976-04-12
Filing date: 1977-04-12
Publication date: 1977-11-10
Also published as: CA1084310A; IT1077777B; GB1573162A; DE2716081C2; SE7704046L

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen hochfesten und kaltzähen Stahlblechs mit einer Streckgrenze von mindestens 40 hb.

Herkömmliches Blech oder Band mit hoher Festigkeit und Zähigkeit im Walzzustand, wie es beispielsweise als Rohrwerkstoff für arktische Pipelines Verwendung findet, wird üblicherweise aus einem niobhaltigen und kontrolliert gewalzten Stahl hergestellt. Im allgemeinen geschieht dies zweistufig, d.h. zunächst wird ein Stahlblock oder eine Bramme geglüht und alsdann gewalzt. Dabei ist jedoch folgendes zu berücksichtigen.

Das Glühen zielt darauf ab, Legierungselemente wie Niob und Vanadium in einem für ein späteres Ausscheidungshärten ausreichenden Maß im Austenitkorn zu lösen, wofür ein möglichst feines Austenitkorn beim Glühen erforderlich ist. Des weiteren muß im Hinblick auf ein feinkörniges Gefüge das lösungsgeglühte Austenitkorn während des Walzens im Hinblick auf einen feinkörnigen verformten Austenit mehrfach rekristallisieren sowie der verformte Austenit durch Walzen unterhalb der Rekristallisationstemperatur gestreckt und abgeflacht werden.

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Bei niobhaltigen Stählen ergibt sich jedoch das Problem, daß das Niob auch bei hohen Temperaturen äußerst stabile Karbonitride bildet, die selbst bei einem langzeitigen Glühen unterhalb von 115O⁰C kaum in Lösung gehen. Bei einem Glühen mit höheren Temperaturen gehen die Niobkarbonitride NB(CN) zwar in Lösung, besteht jedoch die Gefahr eines übermäßigen Kornwachstums und damit einer Beeinträchtigung der Zähigkeit. Aus diesem Grunde arbeitet die Praxis mit niedrigeren Glühtemperaturen, jedenfalls dann, wenn es auf eine hohe Kaltzähigkeit ankommt. Andererseits hängt beim Glühen mit niedrigeren Glühtemperaturen die Menge des in fester Lösung befindlichen Niobs in starkem Maße von der jeweiligen Glühtemperatur und -zeit ab, so daß esjselbst bei gleichen Walzbedingungen zu grossen Festigkeitsschwankungen kommt und sich eine hohe Festigkeit allenfalls auf Kosten der Zähigkeit ergibt. Insgesamt ist es mithin schwierig, die Festigkeit und die Zähigkeit in ein ausgewogenes Verhältnis zueinander zu bringen, da sich die Zähigkeit in dem Maße verringert, wie sich die Festigkeit erhöht, während die Festigkeit ihrerseits von der Menge des gelösten Niobkarbonitrids einerseits sowie dem Kornwachstum beim Lösungsglühen andererseits abhängig ist. Im allgemeinen ergibt sich ein Mischgefüge aus grobem und feinem Korn.

Der Zähigkeitsverlust bei in herkömmlicher Weise hergestellten Stählen läßt sich darauf zurückführen, daß der Kornvergröberung während des Lösens einer ausreichenden Menge von Karbonitriden beim Glühen bislang nicht die erforderliche Aufmerksamkeit geschenkt worden ist. Der Zähigkeitsverlust dürfte darauf zurückzuführen sein, daß sich einem Kornwachstum nur mit Hilfe von Ausscheidungsphasen entgegenwirken läßt. Die Praxis bevorzugt daher niedrigere Glühtemperaturen, um die karbonitridische Ausscheidungsphase auch während des Glühens beizubehalten. Das steht im Widerspruch zu der Forderung, die Karbonitride im Hinblick auf eine möglichst hohe Festigkeit weitestgehend im Gammakora zu lösen, um das Entstehen einer die

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Festigkeit erhöhenden Ausscheidungsphase beim Abkühlen nach dem Walzen zu gewährleisten. Demzufolge soll die Glühtemperatur im Hinblick auf die Zähigkeit möglichst gering, im Hinblick auf die Festigkeit möglichst hoch sein.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, die sich aus den vorerwähnten widerstreitenden Forderungen ergebenden Nachteile zu beheben und ein Verfahren zu schaffen, das sowohl ein weitestgehendes Lösen der Karbonnitride als auch ein äußerst feinkörniges Gefüge gewährleistet und damit zu einem Blech mit hoher Festigkeit und Kaltzähigkeit führt. Die Lösung dieser Aufgabe basiert auf dem Gedanken, den Kohlenstoffgehalt des Stahls im Hinblick auf das Lösungsprodukt weitestgehend zu senken, dem Wachstum des Gammakorns mit Hilfe des weitaus wirksameren Titannitrids anstelle des Niobkarbonitrids entgegenzuwirken und den betreffenden Stahl unter speziellen Bedingungen zu walzen. Das erfindungsgemäße Verfahren zielt mithin darauf ab, das Niobkarbonitrid für eine Festigkeitserhöhung und'davon unabhängig das Titannitrid für eine Erhöhung der Kaltzähigkeit einzusetzen. Dabei ergibt sich ein äußerst feinkörniges Walzgefüge und angesichts des niedrigeren Kohlenstoffgehaltes ein sehr geringer Perlitanteil sowie insgesamt eine optimale Kombination von Festigkeit und Zähigkeit.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird ein Block oder eine Bramme aus einem Stahl mit mindestens 0,004% Titannitrid einer Teilchengröße von höchstens 0,02 pm bei einer Temperatur von höchstens 1150⁰C geglüht und anschließend warmgewalzt, wobei das Titannitrid einem Wachstum des Gammakorns entgegenwirkt und letztlich die Zähigkeit erhöht.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und der Zeichnung des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigen:

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Fig. 1 eine graphische Darstellung der Austenitkorngrösse in Abhängigkeit vom Gehalt des Stahls an Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 jum nach einem 60-minütigen Halten bei 1150⁰C,

Fig. 2 eine graphische Darstellung der Austenitkorngröße in Abhängigkeit von einem 60 minütigen Glühen bei verschiedenen Temperaturen für den Stahl 2 nach Tabelle I,

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des Verhältnisses NaS TiN/N (offene Kreispunkte) sowie des Gehaltes an Titan mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02/um (geschlossene Dreieckspunkte) von der Temperatur eines 120-minütigen Glühens des Stahls 1 gemäß Tabelle I mit Wasserabschrecken,

Flg. 4 eine graphische Darstellung des Gehaltes an Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 yum in Abhängigkeit von der mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit im Zentrum einer Bramme des erwähnten Stahls 1 beim Abkühlen von der Temperatur der flüssigen Schmelze auf 1100⁰C,

Fig. 5 eine graphische Darstellung des Zusammenhangs zwischen dem Gehalt an gelöstem Niob, dem Kohlenstoffgehalt und einem 30-minütigem Halten bei ^verschiedenen Temperaturen,

Fig. 6 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des Produktes (% N^gei) ^x (^ ^c _e]) ^{von der} Temperatur eines 60iüti lh

60-minütigen Glühens,

Fig. 7 eine graphische Darstellung des Zusammenhangs zwischen der Kerbschlagzähigkeit (offene Kreispunkte) und der Streckgrenze (geschlossene Kreispunkte) so-

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wie der Einschnürung bei Temperaturen von höchstens 93O°C für den Stahl 2 der Tabelle I und

Fig. 8 eine graphische Darstellung der Kerbschlagzähigkeit (offene Kreispunkte) und der Streckgrenze (geschlossene Kreispunkte) in Abhängigkeit von der Endtemperatur beim Walzen des Stahls 2 der Tabelle I.

Zu dem Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 jam gehören auch in fester Lösung befindliches Titan und Stickstoff; denn diese scheiden aus und verhindern ein Wachsen des Austenitkorns. Bei Versuchen ergab sich zudem, daß ein bestimmter Zusammenhang zwischen der Austenitkorngröße nach dem Glühen und der Erwärmungsgeschwindigkeit besteht; so scheiden sich beispielsweise Titan und Stickstoff bei sehr hoher Erwärmungsgeschwindigkeit ab 800°C bis zu einer vorgegebenen Temperatur nicht völlig aus und fehlt es daher an einem Teil des für die Unterdrückung des Kornwachstums erforderlichen Titannitrids, Die Erwärmungsgeschwindigkeit muß daher soweit gesenkt werden, daß sich das Titannitrid in ausreichendem Maße ausscheidet; sie ist über 800⁰C nicht größer als 6°C/min. In Fig. 1 ist die Austenitkorngröße in Abhängigkeit von der Menge des Titannitrids mit einer Teilchengröße bis 0,02 jam nach einem 60-minütigen Glühen bei 1150⁰C dargestellt. Der Kurvenverlauf zeigt/äaßmtardestans0,004% Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 /am erforderlich sind, um ein ausreichend feines Austenitkorn zu gewährleisten. Allerdings genügt diese Bedingung allein nicht; denn allzu hohe Glühtemperaturen bewirken trotzdem eine unerwünschte Kornvergröberung.

So ergibt sich aus dem Diagramm der Fig. 2, daß die Glühtemperatur höchstens 1150⁰C betragen darf, wenn die Austenitkorngröße ASTM 3 nicht unterschreiten soll. Vorzugsweise beträgt die Glühtemperatur mindestens 900°C. Um einen Mindestgehalt von 0,004# an Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 jam zu

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gewährleisten, muß das beim Erstarren des Stahls nach dem Gießen ausgeschiedene grobe Titannitrid in einer Menge von mindestens O,OO496 beim Ausgleichs— bzw. Lösungsglühen in Lösung gehen, um sich dann beim Vorwalzen und Abkühlen vor dem Brammenglühen in entsprechender Menge als Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02/am abscheiden zu können. Bei zu hohem Titangehalt ist es schwierig, einen Titannitridgehalt von mindestens 0,004% beim normalen Blockglühen in Lösung zu bringen, da in diesem Falle während des Blockerstarrens grobes Titannitrid ausscheidet. Aber auch dann hängt die Löslichkeit des Titannitrids von der Glühtemperatur und -zeit ab, d.h. bei zu hoher Glühtemperatur kommt es zu Brandflecken, weswegen eine bestimmte Höchsttemperatur nicht überschritten werden darf. Wichtig ist daher auch, daß der Titangehalt des Stahls O,O3?6 nicht übersteigt, wenngleich für die Mindestmenge an Titannitrid von 0,004% ein Mindesttitangehalt von 0,004% unter Berücksichtigung des Oxydationsverlustes beim üblichen Stahlherstellen ausreicht. Der Titangehalt beträgt daher 0,004 bis 0,03%.

Um das beim Erstarren des Stahls ausgeschiedene Titannitrid beim Glühen in Lösung zu bringen, muß nicht nur der Titangehalt, sondern auch der Stickstoffgehalt begrenzt werden. Die untere Grenze des Stickstoffgehaltes von 0,001% ergibt sich aus dem Erfordernis eines Mindestgehaltes an in Lösung gehendem Titannitrid von 0,004%. Um zu gewährleisten, daß eine hinreichende Menge Titannitrid beim Glühen in Lösung geht, ist es nicht erforderlich, daß der Höchstgehalt an Gesamtstickstoff den Höchstgehalt des Titans übersteigt. Demzufolge beträgt der Gesamtstickstoffgehalt entsprechend einem Höchstgehalt an Titan von 0,03% nur 0,009%. Ein 0,04% übersteigender Titangehalt beeinträchtigt die Zähigkeit des Bleches, weswegen es erforderlich ist, die vorerwähnten Höchstgehalte an Titan undfGesamtstickstoff einzuhalten. Bei Gewährleistung der erwähnten Gehaltsgrenzen für Titan und Stickstoff kann entsprechend dem Kurvenverlauf im Diagramm der Fig. 3 die

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Temperatur des Lösungsglühens für ein mindestens 0,004%-iges Lösen des Titannitrids 125O⁰C betragen. Die Höchsttemperatur liegt bei 14OO°C, wenngleich es bei dieser Temperatur bereits zu Brandflecken an der Stahloberfläche kommen kann.

Beim Stranggießen kann es bei zu hohen Gehalten an Titan und Stickstoff zum Ausscheiden groben Titannitrids kommen, das einen Gehalt von mindestens 0,004% Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 jum schwierig macht. Aus diesem Grunde müssen auch im Falle eines Stranggußstahls der Titangehalt 0,004 bis 0,03% und der Stickstoffgehalt 0,001 bis 0,009% betragen. Aber selbst unter dieser Voraussetzung ist esschwierig, mindestens 0,004% Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 jum zu gewährleisten, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit des Strangs zu gering ist. Aus diesem Grunde sollte die Abkühlungsgeschwindigkeit im Zentrum eines Brammenstranges bis zum Erreichen einer Temperatur von 1100⁰C mindestens 8°C/min betragen. Bei einer niedrigeren Abkühlungsgeschwindigkeit ergeben sich Schwierigkeiten hinsichtlich eines Gehaltes an Titannitrid von mindestens 0,004% mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 ^m und damit die Gefahr eines Kornwachstums, wie das Diagramm der Fig. 4 belegt. Weitere Versuche zeigten, daß ein Glühen des Walzguts bei 300 bis 75O⁰C zu einem Koagulieren feiner Karbide oder des gelöäben Kohlenstoffs mit einer besonders günstigenkorngröße und damit zu einer besseren Zähigkeit und Streckgrenze führt. Dies ist auf einen Spannungsabbau durch Ausscheidungshärten des Grundgefüges und die Haltepunkteigenschaften zurückzuführen, wie sie sich bei einem BDWPT-Versuch zeigen.

Im einzelnen enthält der Stahl 0,01 bis 0,13% Kohlenstoff, 0,1 bis 1,0% Silizium, 0,7 bis 2,0% Mangan, höchstens 0,10% Aluminium, 0,004 bis 0,03% Titan, 0,001 bis 0,009% Gesamtstickstoff, 0,01 bis 0,10% Niob sowie 0,01 bis 0,15% Vanadium und/ oder 0,05 bis 0,4% Molybdän unter der Bedingung, daß

(%Nb) χ (%C) ^ 5 x 1O~³

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Der Kohlenstoffgehalt muß mindestens 0,0196 betragen, um ein ausreichend feinkörniges Gefüge und eine hohe Festigkeit beim Schweißen zu gewährleisten sowie die Karbidbildner Niob und Vanadium voll zur Wirkung kommen zu lassen. Andererseits ändert sich die Menge des in fester Lösung befindlichen Niobgehaltes bei zu hohen; Kohlenstoffgehalt schon bei geringen Schwankungen der Glühbedingungen, was nicht ohne schädliche Auswirkungen auf ein ausgewognes Verhältnis von Festigkeit und Zähigkeit bleibt. Die Höchstmenge des Kohlenstoffgehaltes bestimmt sich daher nach der Notwendigkeit, Niobkarbonitride in Lösung zu bringen, um auch bei einer Glühtemperatur unter 1150°C Niobkarbonitride in Lösung zu bringen.

Aus dem Diagramm der Fig.5 ist der Zusammenhang zwischen der Menge des in fester Lösung befindlichen Niobs, der Glühtemperatur und dem Kohlenstoffgehalt bei einem Stahl mit einem Gesamtniobgehalt von 0,05% und einem Gesamtstickstoff gehalt von 0,006096 ersichtlich. Dabei zeigt sich, daß die Menge des in fester Lösung befindlichen Niobs mit abnehmendem Kohlenstoffgehalt zunimmt, so daß sich bei höchsteis 0,1396 Kohlenstoff und einer Temperatur von 1150⁰C das gesamte Niob in fester Lösung befindet.

Der Niobgehalt übersteigt 0,0596 nicht, weil diese Menge bei einem höchstens 0,1396 Kohlenstoff enthaltenden Stahl für eine hohe Festigkeit und Zähigkeit ausreicht. Bei hohem Niobgehalt oder einer Glühtemperatur unter 1150°C muß der Kohlenstoffgehalt entsprechend verringert werden, um genügend Niobkarbonitrid in Lösung gehen zu lassen. Die Verringerung des Kohlenstoffgehaltes sollte dabei unter Berücksichtigung des jeweiligen Niobgehaltes erfolgen.

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Das Diagramm der Fig.6 veranschaulicht den Zusammenhang zwischen der Glühtemperatur und dem Produkt der Gehalte an gelöstem Niob und gelöstem Kohlenstoff. Der Kurvenverlauf belegt dabei, daß das Niobkarbonitrid hinreichend in Lösung geht, wenn das Produkt aus Kohlenstoff- und Niobgehalt höchstens gleich dem Produkt der Gehalte an gelöstem Niob und gelöstem Kohlenstoff ist.

Innerhalb der bevorzugten Glühtemperatur von 1050 bis 1150⁰C sollte vorzugsweise die Bedingung (%C) χ (%Nb) = 5,0 χ erfüllt sein. Daraus ergibt sich gleichzeitig eine weitere Bedingung für das Einstellen des Kohlenstoffgehaltes.

Der Stahl enthält Silizium schon aus Gründen der Desoxydation, wenngleich der Siliziumgehalt im Hinblick auf die Zähigkeit mindestens 0,196 betragen muß. Andererseits beeinträchtigen allzu hohe Siliziumgehalte die Reinheit, weswegen der Stahl höchstens 1,0% Silizium enthält.

Die Anwesenheit von Mangan ist im Hinblick auf eine hohe Festigkeit und Zähigkeit bei niedriggekohlten Stählen unerlässlich, weswegen der Stahl mindestens 0,7% Mangan enthält. Der Mangangehalt darf jedoch 2,096 nicht übersteigen, weil höhere Mangangehalte die Zähigkeit in der wärmebeeinflußten Zone beim Schweißen beeinträchtigt.

Obgleich Aluminium für die Desoxydation des Stahls unerlässlich ist, darf der Gesamtgehalt an Aluminium 0,1% nicht übersteigen, um sowohl in der wärmebeeinflußten Zone als auch in der Schweißnaht selbst eine ausreichende Zähigkeit zu gewährleisten.

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Das Niob gewährleistet eine hohe Zähigkeit des Bleches und erlaubt ein Schweißen innerhalb eines größeren Dickenbereiches bei hoher Festigkeit der Schweißverbindung. Der Stahl enthält mindestens 0,01% Niob; denn niedrigere Niobgehalte bewirken kein feinkörniges Gefüge und keine Festigkeitserhöhung durch Ausscheidungsphasen. Andererseits ergeben sich auch bei einem θ/ΐθ% übersteigenden Niobgehalt Schwierigkeiten beim Inlösunggehen des Niobs im Falle einer Glühtemperatur von höchstens 1150⁰C und wird die Zähigkeit in der wärmebeeinflussten Zone beim Schweißen beeinträchtigt.

Der Stahl kann 0,01 bis 0,15% Vanadium enthalten. Das Vanadium erhöht wie das Niob und das Molybdän die Festigkeit und verringert bei zu hohen Gehalten die Zähigkeit jeweils in der wärmebeeinflußten Zone verbunden mit der Gefahr einer Rissbildung. Der Stahl enthält daher 0,05 bis 0,40% Molybdän.

Phosphor und Schwefel enthält der Stahl nur als Verunreinigungen. Dabei übersteigt der Phosphorgehalt normalerweise 0,03% nicht, zumal die Zähigkeit umso höher ist, je we niger Phosphor der Stahl enthält. Der Sohweielgehalt übersteigt normalerweise 0,02% nicht, wenngleich sich in der Praxis durchaus Schwefelgehalte von 0,0005% erreichen lassen, die sich äußerst günstig auf die Zähigkeit auswirken.

Der Stahl kann schließlich noch 0,001 bis 0,03% Seltene Erdmetalle wie Cer, Lanthan und Praseodym sowie 0,0005 bis 0,03%» vorzugsweise höchstens 0,003% Kalzium enthalten, sofern das Verhältnis der Gehalte an Seltenen Erdmetallen und Schwefel 1,0 bis 6,0 beträgt. Auf diese Weise

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ergibt sich eine weitere Verbesserung der Zähigkeit, wie die Daten der T bellen IV bis VI belegen. Gehalte an Seitenen Erdmetallen unter 0,001% bleiben ohne Wirkung auf die Zähigkeit, während ein 0,03% übersteigender Gehalt die Größe und die Menge der Erdmetalloxysulfide erhöht und zu großen Einschlüssen führt, die die Zähigkeit und Reinheit des Stahls merklich beeinträchtigen.

Der Gehalt an Seltenen Erdmetallen beträgt daher 0,001 bis 0,03%. Ein derartiger Gehalt trägt mit zu der Zähigkeit des Bleches bei und wird entsprechend der oben angegebenen Formel auf den Schwefelgehalt abgestimmt. Das Kalzium wirkt ähnlich wie die SeltenenErdmetalle, weswegen die Legierung 0,0005 bis 0,03%, vorzugsweise höchstens 0,003% Kalzium enthält. Schließlich kann der Stahl noch einzeln oder nebeneinander bis 0,6% Chrom, bis 1,0% Kupfer und bis 4,0% Nickel enthalten, sofern die folgende Bedingung erfüllt ist:

/"(% Cu) + (% Ni) J I 5 + (% Cr) + (% Mo) = 0,90%

Die vorerwähnten Elemente verbessern ebenfalls die Festigkeit und Zähigkeit; sie erlauben zudem das Schweißen grösserer Blechdicken. Ihre Höchstgehalte liegen wegen des sehr geringen Kohlenstoffgehaltes des Stahls höher als bei herkömmlichen Stählen. Ein 0,6% übersteigender Chromgehalt erhöht die Härte der wärmebeeinflussenden Zone und beeinträchtigt die Zähigkeit sowie die Schweißrißbeständigkeit. Wenngleich Nickel die Festigkeit und Zähigkeit ohne Erhöhung der Härte und Beeinträchtigung der Zähigkeit der warmebeeinflussenden Zone verbessert, wirken sich Nickelgehalte über 4,0% selbst bei dem in Rede stehenden Stahl mit sehr niedrigem Kohlenstoffgehalt in keiner Weise günstig auf die Härte und die Zähigkeit der wärmebeeinflussenden Zone aus. Kupfer wirkt in dieselbe Richtung wie Nickel und verbessert zudem die

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Beständigkeit gegen Wasserstoff risse. Kupfergehalte über 1,096 führen jedoch zu Lötbruch beim Warmwalzen.

Bei Beachtung der Abstimmungsregel für Kupfer, Nickel, Chrom und Molybdän ergibt sich keine Härteerhöhung der wärmebeeinflussenden Zone und besteht auch beim Schweißen mit geringem Wärmeeinbringen keine Rißgefahr, d.h. der Stahl ist ohne weiteres schweißbar.

Nach dem Warmwalzen wird das Walzgut vorteilhafterweise auf 300 bis 75O°C wieder erwärmt. Dabei ist zu berücksichtigen, daß bei einem Kohlenstoffgehalt über 0,1096 die Menge des gelösten Niobs, Vanadiums oder Molybdäns beim Brammenglühen abnimmt, dementsprechend geringer ist die für die Festigkeit, insbesondere für die Zugfestigkeit wichtige Menge der Karbidausscheidungen dieser Elemente. Hinzu kommt, daß die feinen Karbide beim Wiedererwärmen koagulieren und sich demzufolge die Zähigkeit erhöht.

Das Aluminium dient der Desoxydation des Stahls und stellt das Ausscheiden von einer ausreichenden Menge der Karbide des Niobs, Vanadiums oder Molybdäns beim Wiedererwärmen bzw. Zwischenglühen sicher, wenn der Aluminiumgehalt mindestens 0,00596 beträgt. Der Schwefelgehalt darf 0,01096 nicht übersteigen, um die angestrebte Zähigkeit zu gewährleisten.

Beim üblichen Warmwalzen kann es auch bei Einhaltung der angegebenen Gehaltsgrenzen schwierig sein, ein Stahlblech mit hoher Kaltzähigkeit und einer Streckgrenze von mindestens AO hb herzustellen. In der letzten Walzstufe sollte daher bei einer Höchsttemperatur von 93O⁰C mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 5096 und einer Fertigstichtemperatur von höchstens 830⁰C gewalzt werden. Auf diese Weise läßt sich eine weitere Vefoesserung der Zähigkeit und Festigkeit erreichen.

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Liegt die Gesamtquerschnittsabnahme bei Walztemperaturen von höchstens 93O⁰C über 50%, dann stellen sich nach dem Kurvenverlauf im Diagramm der Fig. 7 eine hohe Streckgrenze und Zähigkeit ein. Hingegen läßt sich mit einer Gesamtquerschnittsabnahme unter 50% weder eine Streckgrenze von mindestens 40 hb noch eine hohe Kaltzähigkeit erreichen. Dies gilt auch für eine Gesamtquerschnittsabnahme von mindestens 50%, wenn die Endtemperatur 830⁰C übersteigt, wie der Kurvenverlauf im Diagramm der Fig. 8 belegt.

Was nun die Walztemperatur vor dem Fertigstich anbetrifft, so ist eine hinreichende Kaltzähigkeit auch dann gewährleistet, wenn die Walztemperatur teilweise unter der Ar-*- Temperatur liegt. Das erfindungsgemäße Verfahren erlaubt mithin ein Walzen im Zweiphasen-Gebiet, wenngleich die Walztemperatur im Hinblick auf eine ausreichende Zähigkeit mindestens 650⁰C betragen sollte.

Beim Brammenstranggießen kann die die Stranggußbramme in einer Hitze geglüht und anschließend in der angegebenen Weise mit einer Gesamtquerschnittsabnahme von mindestens 50% bei einer Walztemperatur von höchstens 93O°C und einer Endtemperatur von höchstens 830⁰C gewalzt werden.

Standgußblöcke werden zunächst bei 1250 bis 14OO°C geglüht, um mindestens 0,004% Titannitrid in feste Lösung zu bringen, sowie anschließend vorgewalzt und dann einem Ausscheidungsglühen bei einer Temperatur von höchstens 1150⁰C unterworfen sowie schließlich in der angegebenen Weise mit einer Gesamtquerschnittsabnahme von mindestens 50% bei einer Walztemperatur von höchstens 93O°C und einer Endtemperatur von höchstens 830⁰C ausgewalzt.

Die Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Vorwalzen sollte ver-

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hältnismäßig hoch liegen. Das Abkühlen ist dabei umso wirkungsvoller, je geringer der Titangehalt ist. Anschließend wird der Stahl zu Blech, Wand oder auch Draht ausgewalzt.

Im Falle eines Wiedererwärmens bzw. Zwischenglühens nach dem Warmwalzen kann die Gesamtquerschnittsabnahme bei Walztemperaturen von höchstens 90O⁰C auch mindestens 60% betragen, da bei geringeren Querschnittsabnahmen die Menge der im Hinblick auf die Festigkeit und Zähigkeit erforderlichen feinkörnigen Niob-, Vanadium- oder Molybdänausscheidungen nach dem Zwischenglühen nicht ausreicht und demzufolge die Festigkeit und Zähigkeit beeinträchtigt werden. Andererseits führt eine Gesamtquerschnittsabnahme über 95% bei Walztemperaturen von höchstens 900 C zu groben Niob-, Vanadium- oder Molybdänausscheidungen bzw«, -karbiden, was sich ebenfalls nachteilig auf die Festigkeit auswirkt.

Die Endtemperatur des Walzens liegt vorzugsweise bei höchstens 800 C, da andernfalls keine ausreichende Menge feiner Ausscheidungen sowie keine hohe Festigkeit und Zähigkeit gewährleistet sind. Andererseits führt eine Endtemperatur unter 500°C ebenfalls zu einer Beeinträchtigung der Zähigkeit sowie zu einem Koagulieren des feinkörnigen Niob-, Vanadium- und Molybdänkarbids beim Zwischenglühen, was sich nachteilig auf die Festigkeit auswirkt.

Eine niedrige Endtemperatur ist mit einem Walzen in vornehmlich perlitischem Bereich und dementsprechend mit einem äußerst starken Verformen der feinen Karbide in dem verformten perlitischen Grundgefüge verbunden. Falls dadurch ein ausgewogenes Verhältnis von Festigkeit und Zähigkeit gestört wird, sollte die Endtemperatur 700⁰C nicht unterschreiten. Andererseits kommt es bei einem allzustarken Verformen bei höheren Temperaturen im Austenitgebiet zu groben Karbidausscheidungen und zu einem Koagulieren dieser Karbidausschei-

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düngen beim Nachglühen, wodurch die Zähigkeit empfindlich gestört wird. Vorzugsweise übersteigt die Endtemperatur daher 780⁰C nicht. Das Nachglühen im Anschluß an das Warmwalzen zielt auf eine gleichmäßige und angemessene Vergröberung der feinen Karbidausscheidungen und damit auf einen Spannungsabbau im Grundgefüge als Folge eines Ausscheidungshärtens ab, um die Zähigkeit zu verbessern. Die Glühtemperatur^nuß daher mindestens 300⁰C betragen und übersteigt 750⁰C nicht, da es andernfalls zu einer unerwünschten Karbidvergröberung und damit zu einem beträchtlichen Festigkeitsabfall kommt. Vorzugsweise liegt die Temperatur des Nachglühens bei 500 bis 700°C. Die Glühzeit beträgt im Hinblick auf die gewünschte begrenzte Karbidvergröberung mindestens 1 min., überschreitet aber 10 Stunden nicht, da es andernfalls zu einer unerwünschten Karbidvergröberung und zu einer beträchtlichen Festigkeitsabnahme kommt. Im Hinblick auf eine optimale Kombination von Festigkeit und Zähigkeit beträgt die Glühzeit vorzugsweise 10 Minuten bis 2 Stunden. Das Glühen selbst kann nach dem Warmwalzen in einer Hitze geschehen, um gleichzeitig auch etwaigen Wasserstoff auszutreiben. In diesem Falle ist die Gefahr von Wasserstoffrissen bzw. Flocken besonders gering.

Obgleich eine theoretische Erklärung noch aussteht, hat es den Anschein, daß die Flockenbeständigkeit des Stahls im Zusammenhang mit dessen geringem Kohlenstoffgehalt und dementsprechend geringen Seigerungen dem Fehlen grober Karbide sowie dem Spannungsabbau beim Koagulieren der feinen Karbide während des Nachglühens zusammenhängt.

In de¹¹ nachfolgenden Tabellen I bis VIIII sind die Daten und Ergebnisse von Versuchen mit unter die Erfindung fallenden Stählen 1 bis 6, 13 bis 15 und 17 bis 22 sowie mit außerhalb der Erfindung liegenden Stählen 7 bis 12, 16 und 23 bis 26 zusammengestellt.

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Bei den Versuchen wurde die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit im Zentrum einer Bramme bis herunter zu einer Temperatur von 11OO°C gemessen. Die Angaben des Titannitridgehaltes in den Tabellen II und V beziehen sich auf eine Teilchengröße von höchstens 0,02 um sowie eine Analyse vor dem Erwärmen für das Fertigwalzen. Den Daten der Tabelle III liegen Querproben zugrunde, wobei die Probe für den Kerbschlagversuch aus der Mittelzone zwischen den beiden Blechoberflächen entnommen und PT_1OO ^^e ^ergangstemperatur der 100%-Duktilität beim Kerbschlagversuch mit einer MMV-Presse angibt.

Weitere Versuchsergebnisse mit jeweils unter die Erfindung fallenden Stählen A1, B1, C1, M und N sowie mit weiteren Vergleichsstählen sind aus den Tabellen X bis XIII ersichtlich. Dabei wurden die Stähle C1, C2 und C3 im Elektroofen erschmolzen, im Konverter gefeint und in spezieller Weise entphosphort. Sämtliche Stähle wurden zu Brammen vergossen, die Stähle L und M mit Hilfe einer Stranggießmaschine. Die in Tabelle XI angegebene mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit wurde im Zentrum der Bramme beim Abkühlen bis auf 1100⁰C bestimmt. Die in Tabelle XI aufgeführten Gehalte an Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02 um beziehen sich auf eine Analyse vor dem Fertigwalzen.

In der Tabelle VIII ist auch die Zahl der Wasserstoffrisse von Proben nach einem 96-stündigen Eintauchen in eine 100%-ige gesättigte wässrige Schwefelwasserstofflösung mit einer Temperatur von 25°C angegeben. Die Angaben beziehen sich auf je 5 mm Dicke und auf beiden Seiten 1 mm geschliffene Proben.

Die Daten der Tabellen X bis XIII zeigen, daß die unter die Erfindung fallenden Stähle A1, B1, C1, M und N eine ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit besitzen. Wie insbesondere der BDWTT-Versuch deutlich macht. Außerdem besitzen diese Stähle eine ausgezeichnete Schweißzähigkeit und Flockenbe-

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-yr -

ständigkeit.

Die hinsichtlich ihrer Zusammensetzung zwar unter die Erfindung fallenden Stähle A2, A3, B2, B3, C2, C3 erfüllen die erfindungsgemäßen Bedingungen für das Warmwalzen und Nachglühen nicht; dies kommt in ihren technologischen Eigenschaften deutlich zum Ausdruck.

Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Walzgut eignet sich insbesondere zum Herstellen von Rohren, Fittings und Behälterteilen, als Werkstoff für den Schiffsbau sowie für Maschinen und Apparate, die in kalten Klimazonen eingesetzt werden und bei denen es insbesondere auf die Haltepunktseigenschaften ankommt.

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Tabelle II

Stahl Abkühlg. Glüh- Abkühlg.

Geschwind, temp. Geschwind.

TIN

(°C/min.) (⁰C) (°C/min.) (%)

Glühtemp.

(⁰C)

Korn- Querschn*- Fertig- Blechgröße Abnahme stich dicke

nHJ4930°C /OpN /x

(ASTM) (96) ^{( C)} ™

20,0

1350
1350
1350
1320
1320

1,0

60

0,0093 0,0062

1050 1150

0,0052 1150

7,0
4,5

5,0

80 75 75 55 65 30

760 730 800 740 740 690

20 20 20 20

25 25

10

11

12

1350
1350
1350
1350
1350

1,0 1,0 1,0 1,0 1,0

0,0062

20,0

0,0026

1150 1150 1150 1150 1150 1150

5,0
5,0
0,5
1,0
0,5
1,0

35 55 75 75 80 75

730 860 740 720 760 720

20 20 20 16 20 20

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CM

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CM		in	in
CM	CM	CM	CvJ

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CM

cn 46

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CM -4- tO I I I

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7098A5/07U

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co

53 "SR

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Stahl

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I	8000'		,0011
	O		ο
6OO⁴	,012		600'
O	O		ο
,004	£00'	ε	£00'
O	O		•1 O
0,0047	6500*0	S	0,0082
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O	O	ε	ι
O*	o*
,019	CM ro O		£20'
O	O		ο
O CM	to CM		CM τ-
O	O*	C	Ο*
0,05		I	50*0
O	VO O		ο
O	o"	C	ο
1,54	1,47	B	1,48
CM ro	ω CM	B	ro
O*	ft O		ο
50*0	£0*0	B	60*0

ro

in vo

709845/07U

Tabelle V

Stahl Abkühlg.- Glüh-Geschwlnd. temp.

(⁰CMn.) (⁰C)

Abkühlg.- TIN GlUh-Geschwind. temp.

(°C/min.) (%) (⁰C) Korn- Querschn.
größe Abnahme

(ASTM) ^g

Fertig- Blechstich dicke

(⁰O (mm)

1350	1,0	0,0062	1150	4,5	75	740	25
1350	60	0,0058	1150	5,0	75	770	20
1350	60	0,0058	1050	6,5	70	760	20
1320	1,0	_	1150	0,5	75	720	20

Nl

cn

CD

O	O	C-	T-	m	cn
O	O	CO	CO	O	in
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EH				I
Ph

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709845/07U

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CM CM

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O O

709845/07U in vo οι Ol

Tabelle VIII

Stahl Abkühlg.- Glüh-Geschw. temp.

(°C/min.) (⁰C)

Abkühlg.-Geschwind

Glühtemp.

(⁰C)

Korn- Quersehn.- Fertig- Blech-

gröi3e Annahme stich dicke

93O⁰Cmax·

(ASTM) (%) (⁰C (mm)

	17	—	1350	60
-α O	18	-	It	π
<o OO	19	-	1350	1,0
Vt	20	20,0	1350	1,0
O	21		-	-
#·■
	22	-
	23	-	1350	60
	24	20,0	R	η
	25		-	-
	26	-	-

O₁	,0069	1150	5,0	80
	η	1050	7,0	55
0	,0054	1050	6,5	75
0	,0058	1150	4,5	65
0	,0082	1150	5,0	75
	η	η	»	65
0	,0069	1150	5,0	40
	η	1050	7,0	55
	-	1150	1,5	75
	—	1050	2,5	75

720	35
720	35
740	35
720	25
740	35
810	35
720	35
830	35
760	35
760	35

CD O QO

Tabelle IX

Stahl Streck- Zugfestig- Dehnung vE-60°C vTrs pT
- grenze keit _(%χ _{(J) (}o_{c) (}o

(hb) (hb)

	ο «ο	17	52,3	67,3	49	23,2	-128	-71
	09	18	53,6	68,2	50	25,8	-134	-79
		19	46,8	62,4	49	24,3	-133	-80.
	ο	20	50,4	65,0	46	22,5	-126	-72
r»		21	53,8	68,7	50	23,8	-135	-79
)RIGI		22	49,2	62,9	51	26,2	-121	-70
NAL		23	51,9	68,8	50	17,4	-96	- -48
INS		24	39,5	54,6	51	20,1	-89	-39
PECl	25	47,4	63,5		15,2	-97	-38
m σ	26	48,6	64,2	48	19,2	-102	-43

co

EH

ω
H
H
ω
.ω

CO

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OO		^_	ε ··	O			CM
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ο		V-	O		VO	O	V-		VO
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O		O	in		O	O	O*		O*
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CM		co		O
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VO		O		ιη
CM		CM		CM
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<}■		ω		ro
O	ο	O
	• ε	•
ο	O	O

VO O O	006	500	006	005	006
O	ο	ο	ο	ο	ο
050'	ο	VO ro ο	,030	,026	ο ro ο
ο	O	ο	ο	ο	ο
,003	006	500	-Ci-	003	003
ο	ο	ο	ο	ο	ο
020 ⁴	,013	6UO	,025	020	8UO
ο	ο	ο	ο	ο	ο
VO CM	CM ιη	ω -Ct	VO ro	tn VO	CO ro
ν- CO V-	ν- Ch V-	V- VO CvJ	ν- ιη CvI	ν- V- V-	ν- ιη ν-
O	O	O	ο	O	O
ro ν-	80*	VO O	,08	,02	CO O «ι

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cvirov-cvjrov-cvjm <i<:pqpqpqooo

,-q S

709845/07U

	Glühtemp	Tabelle XI	TIN
	(⁰C)		(%)
Abkühlungs- Geschwindig keit	1350	Abkühlungs- Geschwindig keit	0,0068
(°C/min.)	Il	(°C/min.)	0,0060
-	Il	1,0	0,0062
-	1320	Il	0,0059
-	Il	It	0,0057
-	H	1,0	0,0056
-	1350	It	0,0060
-	Il	Il	0,0059
-	Il	60	0,0061
-	1320	Il	0,0048
-	1350	It	-
-	1350	1,0	0,0030
-	-	60	0,0076
-	-	1,0	0,0088
19,0	1350	-	0,0069
18,5	-
-	60

709845/07U

	Glüht emp. (⁰C)	Korngröße (ASTM)	Querschnitts- Abnahme max.900⁰C (#)	Tabelle XII	Haltetemp. (⁰C)	Haltezeit (min.)
	1150	6,5	70		630	30
	M	6,0	η	Fertigstich (⁰C)	-	-
	M	6,5	45	720	630	30
	1150 It η	6,0 5,5 5,5	70 π 55	ti	600 600	20 20
	1150	6,5	70	800	660	40
7098'	1250	6,5	55	720 ti 770	It	ti
♦^· cn	η	6,5	60	700	It	ti
ο -j	1150	4,0	70	750	630	30
*-	1150	0,5	70	820	640	30
	1250	1,5	70	720	650	20
	1190	6,5	65	730	630	30
	1050	7,0	70	700	530	5
	1150	6,5	65	690	590	20
			720
	700

Tabelle XIII

Blech- Streck- Zugfestig- vE-40 C vTrs B-DWTT Kerbschlag- H₅ -Risse

dicke grenze keit 8596 Zähigkeit ^

SATT Schweißgrobe

(mm) (hb) (hb) (J) (⁰C) (⁰C) ₍-<f° ^C (mm)

270 -120 180 0

160 -80 160 4

140 -85 170 1

300 -140 160 1

170 -90 150 8

190 -100 160 5

130 -110 30 1

° " 70 -95 50 7

40 -90 70 6

30 -45 120 7

40 -40 60 3

70 -60 70 5

60 -40 20 9

250 -120 240 0

180 -105 120 1

32	54	64
H	50	62
Il	48	61
26	57	68
η	54	63
Il	55	66
41	65	75
η	59	72
Il	58	71
26	50	63
26	52	64
32	51	63
26	50	62
32	53	64
26	56	66

Leerseife

Claims

2716001

NIPPON STEEL CORPORATION No. 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

Patentansprüche;

Verfahren zum Herstellen hochfesten und kaltzähen Stahlblechs mit einer Streckgrenze von mindestens 40 hb, dadurch gekennzeichnet, daß ein Block oder eine Bramme aus einem Stahl mit 0,01 bis 0,13 % Kohlenstoff, 0,1 bis 1,0 % Silizium, 0,7 bis 2,0% Mangan, höchstens 0,1 % Gesamtaluminium, 0,004 bis 0,03 % Titan, 0,001 bis 0,009 % Gesamtstickstoff, 0,01 bis 0,10 % Niob, sowie 0,01 bis 0,15 % Vanadium und/oder 0,05 bis 0,40 % Molybdän bei einem Gesamtgehalt an Niob und Kohlenstoff von höchstens 0,005 % und mindestens 0,004 % Titannitrid mit einer Teilchengröße von höchstens 0,02/am, 0 bis 0,6 % Chrom, 0 bis 1,0 % Kupfer, 0 bis 4,0 % Nickel unter der Bedingung £~(% Co) + (% Ni)_/ / 5 + (%Cr) + (% Mo) = 0,90 %, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen bei höchstens 14OO°C geglüht und mit einer Querschnittsabnahme von mindestens 50% bei einer Temperatur von höchstens 93O⁰C und m:
walzt wird.

93O⁰C und mit einer Endtemperatur von höchstens 830⁰C ge-

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Block oder die Bramme aus einem StäaL mit zusätzlich 0,001 bis 0,03% Seltene Erdmetalle und/oder 0,0005 bis 0,03 %Kalzium bei einem Verhältnis der Gehalte an Seltenen Erdmetallen und Schwefel von 1,0 bis 6,0 hergestellt wird. _709eAS/07t4

ORlGfNAtTNSPECTED

3. Verfahren nach Ansprüche 1 oder 2, d ad u r c h gekennzeichnet, daß ein Block oder eine Bramme aus einem Stahl mit höchstens 0,10 % Kohlenstoff, mindestens 0,005 % Aluminium und höchstens 0,010 °/ Schwefel hergestellt wird.

4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Glühtemperatur höchstens 115O⁰C beträgt.

Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß der Block oder die Bramme bei einer Walztemperatur von höchstens 900⁰C mit einer Gesamtquerschnittsabnahm« 60 bis 95 % und einer Endtemperatur von 500 bis 800⁰C gewal
wird.

höchstens 900⁰C mit einer Gesamtquerschnittsabnahme von

)0 gewalzt sowie anschließend bei 300 bis 750⁰C nachgeglüht

6. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Erwärmungsgeschwindigkeit über 800⁰C höchstens 6°C/min. beträgt.

7ο Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Glühtemperatur mindestens 900⁰C beträgt.

8. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Endtemperatur 700 bis 780⁰C beträgt.

7098A5/07U

9. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß beim Stranggießen des Blocks oder der Bramme die Abkühlungsgeschwindigkeit bis auf 110O⁰C mindestens 8°C/min. beträgt.

10. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Walztemperatur 650⁰C nicht unterschreitet.

11. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 5 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Nachglühen bei mindestens 500⁰C erfolgt.

12. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 5 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Nachglühzeit eine Minute bis zwei Stunden beträgt.

709845/07U