DE2913584A1

DE2913584A1 - Verfahren zur herstellung von bainitischem stahlblech

Info

Publication number: DE2913584A1
Application number: DE19792913584
Authority: DE
Inventors: Masana Imagumbai; Hajime Nakasugi; Hiroshi Tamehiro
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1978-04-05
Filing date: 1979-04-04
Publication date: 1979-10-11
Also published as: DE2913584C2; JPS54132421A; IT1116163B; IT7948636A0; JPS574688B2; GB2019439B; US4219371A; CA1144403A; GB2019439A

Description

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Verfahren zur Herstellung ytm bainüisehcMn Stahlblech

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von baiiutischom Stahlblech, insbesondere bainUischem Stahlblech mit hoher Zugfestigkeit, ausgezeichneter Verschweißbarkeit und hoher Kerbschlagzähigkeit bei niedriger Temperatur.

Der wachsende Bedarf an Energie in den letzten Jahren erhöht auch die Ansprüche an die Konstruktion von Pipelines, welche zum Transport von Öl und Erdgas dienen. Größere Vorkommen an Öl und Erdgas wurden in Küstengebieten des Nördlichen Eismeeres und in Sibirien gefunden. Es besieht daher ein Bedarf an Pipelines für den Transport großer Gas- und Ölmengen übe.·· große Entfernungen hin. Aus Wirtschaflliehkeitsgründen werden daher große Durchmesser der Pipelines und ein hoher Druck in den Pipelines gefordert. Demzufolge müssen die Stahlbleche, welche zur Uavateilung der Pipelines dienen, hohe Zugfestigkeiten aufweisen und neu Anforderungen der API X-7U-Klasse genügen. Ferner massen diese Stah.'bleche bei niedriger Temperatur eine ausgezeichnete Kerbschiagzäh'gkeU. aufweisen.

Zur.Erhöhung dos Wirkungsgraden beim Verschweißen der Pipelines werden automatische Schweißverfahren mit niedriger Wärmezufuhr verwendet. Um beim Erstarren der Schweißverbindung die Bildung von Schweißrissen in der erwärmten Zone zu verhindern, werden an die gute Schweißbarkeit immer höhere Ansprüche gestellt.

Die meisten Stahlbleche, welche bisher für Pipelines verwendet worden sind, wurden i;i der Weise hergc\si"^! ι. daß ein Ferrü-Perlil-Feinkoru-

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stahl mit Ausscheidungselementen, wie beispielsweise Nb und V gewalzt worden ist. Die A. orderungen hinsichtlich erhöhter Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigktut sowie verbesserter Schweißbarkeit der für die Pipelines zu verwendenden Stahlbleche wurden immer höher geschraubt, so daß es schwierig wurde, mit dan herkömmlichen Ferrit Perlit-Stahl diesen Anforderungen zu genügen.

Um den erhöhten Anforderungen zu genügen, wurde ein sogenannter PRS-Stahl (an Perlit verarmter Stahl) entwickelt, dessen Schweißfähigkeit und Kerbschlagzähigkeit riurch Verringerung des Kohlenstoff gehaltes erhöht war. Der Perlit-Anteil lag demzufolge unter dem eines normalen Stahls. Außerdem wurde ein Al·'-St alt* (nadeliger Ferrit-Stahl) entwickelt mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und hohem Mangangehalt und welcher außerdem Nb und Me enthielt. Beim erstgenannten Stahl ergab sich jedoch proportional zur Erhöhung der Dicke des Stahlblechs eine Verringerung der Zugfestigkeit. Außerdem war die Kerbschlagzähigkeit und Schweißbarkeit dieses Produktes auch nicht vollständig befriedigend. Beim zweitgenannten Produkt waren die Zugfestigkeit und die Kerbschlagzähigkeit nahezu ausreichend, jedoch ließ die Schweißbarkeit trotz des niedrigen Kohlenstoffgehaltes wegen der hohen Anteile an Mangan und Molybdän zu wünschen übrig. Dieser Stahl besaß demzufolge ein relativ hohes Kohlenstoffäquivalent (im folgenden als Ceq abgekürzt). Bainitischer Stahl wurde als Stahl mit hoher Zugfestigkeit für die Verwendung von Industriemaschinen entwickelt. Dieser Stahl wurde jedoch noch nicht bei Pipelines verwendet. Herkömmlicher bainitischer Stahl besitzt eine geringe SchweißbarkoH und Kerbschlagzähigkeit in der Zone, welche beim Schweißen erwärmt wird. Dies beruht darauf, daß die bainitische Umwandlung durch Zugabe großer Mengen an Legierungseiementer> v/ie beispielsweise Mn, Mo und B vervollständigt wird.

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Aufgabe Her Erfindung ist es daher, unter Behebung Her beim Stand der Technik auftretenden Schwierigkeiten ein Verfahren zur Herstellung eines bain!tischen Stahls zu schaffen mit erhöhter Zugfestigkeit, Kerbschlagzähigkeit und Schweißbarkeit.

Zur Lösung dieser Aufgabe kommt bei der Erfindung ein Verfahren zur Anwendung, bei dem ein Stahlblock oder -bramme auf eine Temperatur gebracht wird, die nicht holier als 1100 C liegt und anschließend der erhitzte Block bzw. die erhitzte Bramme gewalzt wird derart, daß der Gesamtwalzgrad bzw. Gesanitreduktionsgrad bei einer Temperatur, welche 900 C nicht übersteigt, 60 % oder mehr beträgt und die Endtemperatur im Bereich von 700 bis 800°C liegt, wobei der Stahlblock bzw. die Stahlbramme aufweist 0,005 bis 0,03 % C, nicht mehr als 0,4 % Si, 1,4 bis 2,0 % Mn, nicht mehr als 0, 008 % S, 0, 005 bis 0, 08 % Al, 0,01 bis 0,08 % Nb, 0,005 bis 0,025 % Ti, 0, 0008 bis 0, 0018 % B, 0, 001 bis 0,005 % N und den Rest auf 100 % Eisen sowie nicht vermeidbare Verunreinigungen, wobei außerdem die Bedingung erfülltist 0=Ti% - 3,4(N%)= 0,01.

Anhand der beiliegenden Figuren soll die Erfindung noch näher erläutert werden. Es zeigen:

Fig. 1 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen dem

Kohlenstoffgehalt und der maximalen Härte im Bereich der Schweißverbindungen;

Fig. 2 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen dem

Borgehalt und der beim Xerbschlagbiegeversuch von einer Charpy-Probe mit einer 2 mm V-förmigen Kerbe absorbierten Energie be^:. 20" C in einer simulierten Zone, welche Wärme ausgesetzt ist ( äquivalent zu einer Wärmezufuhr «m 50

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Fig. 3 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen dem

Gesamtreduktionsgrad bei Temperaturen, welche 900°C nicht überschreiten und der Streckgrenze sowie der Übergangstemperatur beim DWTT 85 %-Kerbschlagbiegeversuch für einen erfindungsgemäß hergestellten Stahl und

Fig. 4 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen der

Endtemperatur und der Streckgrenze sowie der Übergangstemperatur beim DWTT 85 %-Kerbschlagbiegeversuch.

Die Vorteile des bamitischen Stahls, welcher nach der Erfindung hergestellt wird, sind die folgenden:

(1) Die Schweißbarkeit kann aufgrund einer äußerst starken Verringerung des Kohlenstoff geh altes (0_}Q05 bis 0,03 % Kohlenstoff) verbessert werden.

(2) Die Umwandlung des gewalzten Gefüges in Bainit bei Verwendung von geringen Anteilen an Ti und B sowie die Verbesserung der Kerbschlagzähigkeit des Grundgefüges und der erwärmten Zone aufgrund der Ausscheidung von feinen TiN-Partikeln sowie

(3) die Kornverfeinerung durch eine Erwärmung bei niedriger Temperatur folgt, erzielt werden kann.

Durch die Beschränkung des Kohlenstoffgehaltes auf einen Bereich von 0,005 bis 0,03 % wird eine erhebliche Verbesserung der Schweißfähigkeit erzielt. BeimBau einer Pipeline werden die einzelnen Rohre am Einsatzort miteinander verschweißt, wobei eine relativ geringe Wärmezufuhr aufgewendet wird. An de" Schweißstellen besteht die Gefahr, daß

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diese sich zu rasch verfestigen und hierdurch Schweißrisse entstehen. Dies kann von Zeit zu Zeit sogar zu Brüchen in der Pipeline führen. Die Reparatur von Fehlern an den Schweißstellen erfordert einen erheblichen Aufwand. Es ist daher notwendig daß Vorsorge getragen wird, Haß beim Schweißen am Einsatzort die Schweißrissigkeit auf ein-Minimum reduziert wird. Es ist daher notwendig, das Stahlblech so auszuwählen, daß es während der Schweißarbeiten keiner weiteren Aushärtung mehr unterliegt. Die Auswahl geeigneter Schweißstäbe und geeigneter Schweißbedingungen ist ebenfalls von Bedeutung. Die vollständige Verhinderung von Schweißrissigkeit erfordert ein Stahlblech mit einer Vickers-Härte (im folgenden als H bezeichnet) von nicht mehr als 300, insbesondere im Bereich der während des Schweißens zu erwärmenden Stellen. Aufgrund der in der Fig, 1 dargestellten Versuchsergebnisse liegt daher die obere Grenze des Kohlenstoffgehaltes des Stahlbleches, welches für die Pipeline verwendet werden soll, bei 0,03 %. In bainitischem Stall! werden in der Matrix zahlreiche Martensit - Inseln mit hohem Kohlenstoffgehalt gebildet. In der beim Schweißen erhitzten Zone und an den Schweißsteller, wird daher die Kerbschlagzähigkeit und die Widerstandsfähigkeit gegenüber durch Wasserstoffzuführung verursachte Rissigkeit verringert. Der verringerte Kohlenstoffgehalt erweist sich daher vorteilhaft auch bei der Verringerung des absoluten Kohlenstoffgehaltes der Martensit - Inseln. Diese Martensit - Inseln sind dann auch feinkörniger und gleichmäßiger verteilt« Eine Beeinträchtigung der im vorstehenden erwünschten Eigenschaft, insbesondere der Schweißfähigkeit, wird damit vermieden. Wird der Kohlenstoffgehalt jedoch zu stark herabgesetzt, wirri auch die Korn Verfeinerung und die Ausscheidungshärtung des Nb und V beeinträchtigt. Damit wird die Festigkeit der Matrix und ner Schweißstellen ebenfalls.wesentlich beeinflußt. Demzufolge ist der niedrigste Kohlenstoffgehalt auf 0, 005 % festgelegt.

Aufgrund Her Verringerung des Kohlenstoffgehaltes ergibt sich eine Abnahme der Zugfestigkeit ^er Matrix. Eine Verbesserung ^er Zug-

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festigkeit eines Stahls mit Ferr-.t-Perlit-Struktur mi¹ auBerst niedrigem Kohlenstoffgehalt ist nicht se· ohne weitei»-.. möglich. Insofern wird bei der Erfindung rier bainiüsche Übergang zur Verbesserung der Zugfestigkeit zur Anwendung gebracht. Dabei erweist sich die Verwendung von Bor zur Verbesserung der Zugfestigkeit als vorteilhaft. Durch Bor wird ohne großen Aufwand und mit hohem Wirkungsgrad die Umwandlung der gewalzten Struktur in Bainit gefördert. Bor ist daher bei der Erfindung ein wesentliche! Zusatz. Andererseits beeinträchtigt Bor jedoch die Kerbschlagzähigkeit, insbesondere an den Schweißstellen , sowie die Schweißfähigkeit. Diese Beeinträchtigung tritt insbesondere bei einem Stahl mit extrem niedrigem Kohlenstoffgehalt, wie er bei der Erfindung vorliegt, auf. Demzufolge ist der Gehalt an Bor, der dem Stahl zugegeben wird, äußerst genau zu beachten. Die Fig. 2 zeigt eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen dem Borgehalt der zugegeben wird und der Kerbschlagzähigkeit i-mer erwämten Zone. Aus dieser grafischen Darstellung ist zu entnehmen, daß die Kerbsehlagzähigkeit erheblich beeinträchtigt wird, wenn der Gehalt an Bor in die Nähe von 0, 0018 bis 0, 0023 % kommt. Dies beruht darauf, daß die Härte in der erwärmten Zone stark zunimmt. Die Kerbschlagzähigkeit wird insbesondere durch die B-Komponente, welche an der Austenit-Korngrenze entsteht,beeinträchtigt. Diese B-Komponente an der Austenit-Korngrenze entsteht insbesondere dann, wenn B mit in einer relativ großen Menge zugesetzt wird. Es ist daher bei der Erfindung notwendig, die obere Grenze des B-Anteils, der dem Stahl zugegeben wird, bei 0, 0018 % festzulegen. Um andererseits jedoch die Wirkung des Bors bezüglich der Stabilisierung der Härtbarkeit zu sichern ist es notwendig, wenigstens 0,0008 % des Bors zuzusetzen. Dieser Anteil ist noch größer, als er normalerweise bei einer Wärmebehandlung erforderlich ist. Der bevorzugte Anteil des Bors,das zugegeben wird, ist 0,0010 bis 0,0015 %. Die Zugabe an Bor gewährleistet eine ausreichende Aushärtbarkeit, wenn es gleichförmig in den Austenit-Korngrenzen zum Zeitpunkt des Abkühlens des Stahls nach dem Walzen ge-

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seigert ist. Diese Wirkung ist jedoch nicht mehr vorhanden, wenn das Bor ausgeschieden ist. Insofern 1st die geeignete Wahl des Boranteils zur Stabilisierung und Verbesserung der AushÜrlbarkeit wesentlich. Da Bor mit Stickstoff reagiert und ein Nitrid (BN) bildet, ist es notwendig, daß der Stickstoff durch ein Element gebunden wird, das ein noch stabileres Nitrid bildet. Deshalb wird Ti zugegeben, um das N zu binden. Uiu einen geeigneten Anteil an der festen Lösung des Bors zu sichern, ist der Anteil des Ti derart begrenzt, daß er der Beziehung 0 = Ti % - 3,4 (N % ) = 0, 01 genügt. Die Bemessung auf Ti % - 3,4 (N %) = 0,01 beruht darauf, daß ein Überschuß an Ti. gegenüber N vorhanden ist. Ein Überschuß an Ti führt zur Bildung von TiC, welches die Kerbschlagzähigkeu ^es Stahls erheblich beeinträchtigt.

Da die Kerbschlagzähigkeit des baiiiitischen Stahls wesentlich von der Korngröße abhängt, genügt eine starke Verringerung des Kohlenstoff gehalts allein nicht, um die Kerbschlagzähigkeit der Matrix und der beim Schweißen erwärmten Zonen des Stahls zu erhöhen. Auch wird dadurch noch nicht gesichert, daß eine Kerbschlagzähigkeit bei niedrigen Temperaturen, welche beim Bau von Pipelines erforderlich ist, gewährleistet wird. Es ist notwendig, daß die Korngröße der Matrix und der beim Schweißen erwärmten Zonen verfeinert wird. Hierzu wird die Wirksamkeit des Ti ais Legierungs element zusammen mit einer geeigneten Wärmebehandlung und Walzbehandlung, wie im einzelnen noch erläutert wird, kombiniert angewendet. Ti bewirkt die vollständige Bindung von N in Form von TiN und gewährleistet, daß Bor zur Verbesserung der Aushär-tbarkeit des Stahls voll zur Wirkung kommen kann. Das TiN scheidet sich in feinen Partikeln im Stahlblock bzw. der Bramme ab„ Der Partike !durchmesser ist nicht größer als 0,05 um. Hierdurch wird die Austenit-Koru^roße während der Wärmebehandlung (im folgenden als "erwärmte , -Körner "bezeichnet) verringert. Die gewalzte Struktur geht daher in feine Körner über. Die

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feinen TiN-Körner im Stahlblech verhindern das Austenit-Kornwachstum in der während des Schweißens erhitzten Zone,

Die groben TiN-Körner, welche bei der herkömmlichen Herslellungstechnik des Stahls entstehen, beeinträchtigen die Kerbschlagzähigkeit. Demzufolge ist es notwendig, bei der Zugabe von Ti zu beachten, daß die Kerbschlagzähigkeit der Matrix und der beim Schweißen erwärmten Stahlteile nicht beeinträchtigt wird. Dazu ist es notwendig, daß das TiN in ausreichend feinen Körnern sich ausscheidet. Um dies zu erzielen, müssen sowohl die Anteile des Ti als auch die Anteile des N entsprechend und aufeinander abgestimmt eingestellt werden. Diese Anteile liegen daher in Bereichen von 0, 005 bis 0, 025 % für Ti und von 0,001 bis 0,005 % für N. Die unteren Grenzen für die Anteile an Ti und N sind die minimalen Anteile, welche benötigt werden zur Verbesserung der Kerbschlagzähigkeit der Matrix und der beim Schweißen erhitzten Stellen des Stahlbleches. Die oberen Grenzen der Anteile für Ti und N sind im Hinblick darauf bestimmt, daß noch feine TiN-Partikel erzielt v/erden, welche die Verbesserung der Kerbschlagzähigkeit der Matrix und der beim Schweißen erhitzten Stellen gewährleisten. Dadurch daß der Stickstoffgehalt ziemlich niedrig gehalten werden kann, ergibt sich noch .-'er Vorteil, daß selbst bei Bedingungen, bei denen der zugegebene Anteil an Ti stöchiometrisch ausreicht zur Bindung γοη N, das zugegebene Bor seine Wirkung bei der Stabilisierung der Aushärtbarkeit ausüben kann,.

Aufgrund der vorstehenden Faktoren wird daher der Anteil des Ti und des N auf bestimmte Bereiche festgelegt. Diese erstrecken sich für Ti von O₅ 005 bis Q, 025 % und für N vor 0, 001 bis 0, 005 %, wobei die Beziehung Q= Ti % - 3,4 (N %) S- 0,01 gewährleistet wird.

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Im einzelnen sollen rile Prozentbereiche, welche lür die verschierienen Elemente gewellt werden,noch näher erläutert werden. Die Stahlzusammensetzung der Erfindung enthält 0,005 bis 0,03 % C, nicht mehr als 0,4 % Si, 1,4 bis 2, 0 % Mn, nicht mehr als 0, 008 % S, 0, 005 bis 0, 08 % gesamt-Al, 0, 01 bis 0, 08 % Nb, 0, 005 bis 0, 025 % Ti, 0, 0008 bis 0,0018 % B und 0,001 bis 0,005 % N. Die Anteile an C, Ti, D und N sind im vorstehenden im einzelnen erläutert worden. Silizium muß dem Stahl bei derDesoxidationsstufe zugegeben werden. Da das Silizium den Stahl jedoch hinsichtlich der Schweißbarkeit un^ der Kerbschlagzähigkeit, insbesondere an den Schweißnähten beeinträchtigt, ist die obere Grenze des Siliziumgehalts bei 0,4 % festgelegt. Da jedoch auch Aluminium allein zur Desoxidation des Stahls gentigt, wird der Siliziumanteil bevorzugt auf weniger als 0,2 % bemessen.

Mangan ist von Bedeutung,da dieses Element die Übergangstemperatur des Stahls erniedrigt und die Walzwirlcung bezüglich der Verbesserung <^er Stahlqualität erhöht und die bainitische Umwandlung erleichtert. Ferner wird sowohl durch dieses Element die Zugfestigkeit als auch die Kerbschlagzähigkeit verbessert. Wenn der Mangangehalt geringer als 1,4 % ist, ergibt sich keine ausreichende bainitische Umwandlung und eine Verbesserung hinsichtlich der Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit wird nicht erzielt. Demzufolge ist die untere Grenze des Mangangehalts bei 1,4 %. Wenn der Mangangehalt zu hoch bemessen wix¹^, erhöht sich die Aushärtfähigkeit an den beim Schweißen erwärmten Stellen derart, daß trotz des niedrigen Kohlenstoffgehalts Martensit-Inseln sich bilden. Dadurch wird die Kerbsciilagzähigkeit der Matrix und der beim Schweißen erhitzten Zonen verringert. Außerdem wird das Kohlenstoff äquivalent derart erhöht, daß auch die Schweißfähigkeit beeinträchtigt wird. Demzufolge ist die obere Grenze des Mangangehalts auf 2,0 % festgelegt. Der bevorzugte Anteil des Mangans liegt von 1,6 bis 1,9 %. Aluminium kommt zwangsläufig in den beruhigten

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Stahl während der Desoxidatiousstufe, Wenn Her Gesamtanteil an Aluminium geringer ist als 0,005 ⁽;{. Mißt sich die Desoxidation nicht ausreichend durchführen. Die Kerbschlagzähigkeit der Matrix reicht dann nicht aus. Demzufolge ist die untere Grenze des Aluminiumanteils auf 0,005 % festgelegt. Wenn der Gesamtanleil an Aluminium größer als 0,08 % ist, erniedrigt sich die Kerbschlagzähigkeit der beim Schweissen erhitzten Stahlzonen auf einen nicht mehr annehmbaren Wert. Deshalb ist die obere Grenze des Aluminiumgehalts auf 0,08 % festgelegt. Wenn N durch Al gebunden ist und keine feste Lösung des AlN während der Wärmebehandlung erzeugt wird, dient das Al außerdem zur Unterstützung der Wirkung des B bei der Verbesserung der Aushärtfähigkeit ähnlich wie das Ti.

Nb wird zugegeben zur Verbesserung der Kornverfeinerung und der Ausscheidungshärtung. Dieses Element verbessert sowohl die Zugfestigkeit als auch die Kerbschlagzähigkeit. Beim erfindungsgemäßen Stahl mit Bainit-Struktur wirkt dieses Element mit Mn und B so zusammen, daß die bainitische Umwandlung beschleunigt wird. Diese Wirkung des Nb ist jedoch dann nicht mehr ausreichend vorhanden, wenn der Nb-Gehalt geringer als 0,01 % ist. Wenn der Nb-Gehalt 0,08 % übersteigt, wirkt sich dies nachteilig auf die Schweißfähigkeit und die Kerbschlagzähigkeit der Schweißstellen aus. Demzufolge ist der Anteil an Nb begrenzt auf 0, 01 bis 0, 08 %.

Schwefel ist eine Verunreinigung und der Anteil dieses Elements soll nicht mehr als 0,008 % betragen. In einer Pipeline mit großem Durchmesser, welche auch einem hohen Druck widerstehen muß und die in kalte Zonen kommt jist es notwendig, Haß Hie Matrix und die Schweißnaht eine hohe Energieabsorptionsfähigkeit aufweisen muß, um unstabile Verformungsbrüche zu vermeiden. Zur Erhöhung Hes Wertes der Kerbschlagzähigkeit des Stahlblechs ist daher der Schwefelgehalt, wie

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im vorstehenden erwähnt, begrenzt. Die Kerbschlagzähigkeit wird verbessert, in dem Maße, in welchem der Schwefelgehalt erniedrigt wird. Die Verbesserung wird insbesondere-dann deutlich, wenn der Schwefelgehalt unter 0,001 % erniedrigt wird. Beim Stahl der Erfindung ist ebenfalls Phosphor als Verunreinigung enthalten. Normalerweise liegt der Phosphorgehalt unter 0,03 %. Die Kerbschlagzähigkeit und die Schweißfähigkeit der Matrix sowie der Schweißnähte läßt sich erhöhen in dem Made, wie der Phos£)horgehalt verringert wird.

Außerdem wird durch die Erfindung ein Stahl vor<j. i-lilagen, der nach dem gleichen Verfahren hergestellt wird, wie es im Anspruch 1 angegeben ist. Er kann noch 0, 001 bis 0,03 % REM und/oder 0, 0005 bis 0,005 % Ca zusätzlich enthalten. Der Anteil an REM ist so gewählt, daß das Verhältnis von (REM %)/(S %) im Bereich von 1 bis 10 liegt. Hierdurch läßt sich noch eine Verbesserung hinsichtlich der Kerbschlagzähigkeit und der Widerstandsfähigkeit gegenüber der Rißbildung durch Wasserstoffeintritt erzielen. REM bedeutet seltene Erdmetalle.

REM und/oder Ca umgeben das MnS und verbessern dadurch den Wert der Kerbschlagzähigkeit und verhindern Fehler aufgrund der Zusammenwirkung des MnS, das durch den Walzvorgang und den Wasserstoff verlängert bzw. gedehnt wird. Eine Wirkung der REM tritt dann nicht mehr auf, wenn der REM-Anteil geringer als 0,001 % ist. Die Zugabe der REM in einem größeren Anteil als 0,03 % bewirkt die Bildung grosser Mengen an REM-S oder REM-O-S, so daß große Einschlüsse entstehen, die nicht nur die Kerbschlagzähigkeit, sondern auch die Reinheit des Stahlblechs beeinträchtigen. Auch die Schweißfähigkeit wird dabei verschlechtert. Dis Wirkung der REM hängt auch von dem Anteil des Schwefels ab. Um dalier eine Verbesserung der Kerbschlagzähigkeit zu erzielen, ist der optimale Bereich des REM-Anteilso bemessen, daß er der Beziehung 1 = (REM %)/(S %) = 10 genügt. Ca besitzt

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eine ähnliche Wirkung w^:e HEM. .Der wirksame Bereich für das Ca erstreckt sich von 0, 0005 bis 0, CC5 %.

Eine Weiterbildung der Erfindung, wie sie in den Ansprüchen 3 und 4 angegeben ist, kann auch darin gesehen werden, daß zusätzlich wenigstens eines der Elemente zum Einsatz kommt, ausgewählt aus der Gruppe 0,01 bis 0,10 % V, 0,1 bis 1,0 % Cr, 0, 05 bis 0,30 % Mo, 0,1 bis 1,0 % Cu und 0,1 bis 2, 0 % Ni. Die Herstellung des Stahls erfolgt dabei in der gleichen Weise wie in den Ansprüchen 1 bzw. 2. Dabei soll jedoch die Beziehung Mn + Cr + 2Mo = 2,4 erfüllt sein. Durch die Zugabe dieser Elemente wird die Zugfestigkeit und die Kerbschlagzähigkeit des Stahlprodukis vtibessert. Außerdem wird der verwendbare Dickenbereich der Stahlbleche erweitert. Die Zugabe dieser Elemente ist natürlich hinsichtlich ihres Anteils begrenzt. V wird wegen der Verfeinerung der Korngröße der gewalzten Struktur und zur Erzielung der Ausscheidungshärtung zugegeben. Hiedurch wird sowohl die Zugfestigkeit als auch die Kerbschlagzähigkeit verbessert. Die Wirkung dieses Elements reicht nicht aus, wenn derAnteil geringer ist als 0, 01 %. Wenn der Anteil 0,10 % übersteigt, wirkt sich dies nachteilig auf die Sciiweißiähigkeit und die Kerbschlagzähigkeit der Schweißstellen aus. Die obere Grenze des Anteils an V ist daher 0,10 %.

Cr dient zur Beschleunigung der bainitischen Umwandlung und verbessert die Zugfestigkeit, die Kerbschlagzähigkeit sowie die Korrosionsbeständigkeit. Außerdem wird der Wert der Gebrauchsfähigkeit erhöht. Wenn dieses Element jedoch in einem zu hohen Anteil zugegeben wird, erhöht sich die Aushärtbarkeit der beim Schweißen erwärmten Zonen und die Zugfestigkeit sowie die Widerstandsfähigkeit gegenüber Rißbildung wird verringert. Die obere Grenze des Anteils an Cr ist daher 1,0%.

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Von den verschiedenen zuzugebenden Elementen ist Mo ebenso wichtig wie Ni. Mo bewirkt zusammen mit Mn, Nb und B eine erhebliche Stabilisierung der Bainit-Struklur und verringert die effektive Korngröße des Bainit. Diese Wirkung tritt insbesondere dann in Erscheinung, wenn Molybdän zusammen mit Ni zugesetzt wird.

Wenn der Anteil an zugegebenen? Mo zu hoch ist, führt dies zu einer Beeinträchtigung der Zugietuigkeit der Schweißnähte. Außerdem wird die Schweißfähigkeit des Stahlblechs beeinträchtigt. Die obere Grenze des Mo-Anteils ist daher 0,30 % Der bevorzugte Anteil an Mo beträgt 0,10 bis 0,20%.

Ni ist ein gegebenenfalls erwünschtes Element bezüglich der Verbesserung der Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit der Matrix. Auch wird die KerbschlagzähigkeH dor Schweißnähte verbessert, ohne daß die Schweißfähigkeit beeinträchtigt wird. Wenn Ni, wie oben erwähnt, zusammen mit Mo zugegeben wird, führt dies zu einer Verbesserung der Zugfestigkeit und der Kerbschlagzähigkeit des bainitischen Stahls. Wird Ni mit einem Anteil zugegeben, der 2, 0 % übersteigt, wirkt sich dies nachteilig auf die Schweißfähigkeit und die Kerbschlagzähigkeit der Schweißnähte aus. Die obere Grenze des Ni-Gehalts liegt daher bei 2,0%.

Cu hat im wesentlichen die gleiche Wirkung wie Ni. Außerdem wird durch Cu die Korrosionsfestigkeit erhöht. Selbst bei dem bainitischeu Stahl der Erfindung, der einen äußerst geringen Kohlenstoffanteil enthält, dient das Cu zur Verbesserung der Zugfestigkeit wegen der Lösungs- und/oder Ausscheirfungsbürtung. Insofern erweist sich die Zugabe dieses Elements vorleühafi bei der Erfindung. Wenn der Kupfergehalt jedoch 1,0 % übersteigt, tritt Cu-Rißbildung während des Warmwalzens des Stahles auf. Das Stahlblech ist dann beeinträchtigt. Die obere Grenze des Cu-Anteils liegt daher bei 1,0 %.

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Die unteren Grenzen der Cr-, Mo-, Ni- unri Cu-Anteile sind die minimalen Anteile, welche benötigt werden, um dns Produkt entsprechend zu verbessern. Demzufolge sind die untere Grenze für Mo O, 05 Vo und für Cr, Ni und Cu 0,1 %.

Die Zugabe der vorstehend genannten Elemente innerhalb der angegebenen Bereiche erfolgt jedoch nicht unabhängig voneinander. Um eine Verbesserung der Schweiß! ahigkeii, der Kerbsclilagzähigkeit, der Schweißnähte zu erzielen ist es von Vorteil, daß die folgende Beziehung erfüllt wird; Mn t Cr + 2Mo = 2,4.

Es genügt jedoch nicht, die im vorstehenden genannten zuzugebenden
Elemente in den angegebenen Grenzen zu halten, um die Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit zu verbessern, w enn die Walzbedingungen
nicht bestimmten Anforderungen genügen. Insofern sind bei der Erfindung noch bestimmte Walzbedingungen angegeben.

Wie im vorstehenden schon erwähnt, hängt die Kerbschlagzähigkeit des bainitischen Stahls wesentlich von der Korngröße ab. Ansonsten besitzt der Stahl die notwendige Kerbsehlagzähigkeit bei niedriger Temperatur nicht, seihst wenn das Gefüge ausreichend verfeinert ist. Demzufolge muß die Korngröße der erwärmten t - Körner, soweit es möglich ist, verringert sein. Die obere Grenze der Wärmebehandlungstemperatur liegt bei 1150 C, Wenn di-se obere Grenze von 1150 C der V/ärmebehmidlungstsniperatur überschritten wird, beginnen die feinen TiN-Partikei, welche im Stahlblock bzw. in der Stahlbramme ausgeschieden sind, zu wachsen und durch die Vergröberung der erhitzten y -Körner werden die beim Schweißen erhitzten Zonen infolge von TiN unstabil. Der bevorzugte Temperaturbereich erstreckt sich von 900 bis 1050 C. Die Verringerung der Korngröße der erwärmten ,· -Körner bleibt ji doch ohne D-.;deutung, wenn man ein herkömmliches WaIz-

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verfahren zur Herstellung des Stahles zur Anwendung bringt, der eine hohe Zugfestigkeit und eine außerordentliche Kerbschlagzähigkeil bei niedriger Temperatur aufweisen soll. Insofern müssen bestimmte WaIzbedingungen eingehalten werden. Der gesamte Reduktionsgrad soll daher bei Temperaturen, welche 900 C nicht überschreiten, 60 % oder mehr betragen. Dabei soll die Endtemperatur in der Mitte der Dickeii-.i usdehnung des Blechs in den Bereich von 700 bis SOO⁰C fallen. Wenn das Walzen unter diesen Bedingungen durchgeführt wird, besitzt das Stahlblech eine verbesserte Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit. Die Gründe für die bestimmte Bemessung der Walzbedingungen sind folgende. Wenn der Gesamtreduktionsgrad bei Temperaturen, welche 900 C nicht übersteigen, auf 60 % oder mehr bemessen ist, wird, wie aus der Fig. zu ersehen ist, die Streckgrenze und die Kerbschlagzähigkeit wesentlich erhöht. Wenn der Gesamtreduktionsgrad geringer als 60 % ist, lassen sich eine hohe Zugfestigkeit und außerordentlich gute Werte für die Kerbschlagzähigkeit nicht erzielen. Neben der Bedingung, daß der Gesamtreduktionsgrad bei Temperaturen, die 900 C nicht überschreiten, 60 % oder mehr beträgt, ist noch, wie in Fig. 4 gezeigt ist, die Bedingung einzuhalten, daß die Endtemperatur 800 C nicht überschreitet, um sowohl gute Werte für die Streckgrenze als auch für die Kerbschlagzähigkeit zu erhalten.

Sofern die Bereiche für die Stahlzusammensetzungen und die Walzbedingungen bei der Herstellung des Stahlprodukts gemäß der Erfindung erfüllt sind, bringt ein geringer Walzgrad, der in der Ferrit-Austenit-Zone bzw. der Ferrit-Zone erzielt wird, einen erwünschten Effekt bezüglich der Kerbschlagzähigkeit bei niedriger Temperatur hervor. Demzufolge läßt sich die untere Grenze der Endtemperatur bei 700° C festlegen. Die Kühlung nach dem Walzen erfolgt durch Luftkonvektion. Eine beschleunigte Kühlung läßt sich dv,rch Wasser sprühung, Nebel oder Luft erzielen. Dabei wird auch die bainitische Umwandlung gefördert und

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ferner die Korngröße verringert. Die Kühlgeschwindigkeit beträgt bevorzugt 0, 5 - 20° C/s.

Die Wärmebehandlung des warmgewalzten Stahlbleches bei einer Temperatur, welche den A ,,-Umwandlungspunkt nicht überschreitet, beeinträchtigt die Eigenschaften des Stahlprodukts, das bei der Erfindung hergestellt wird, nicht. Eine derartige Behandlung verbessert vielmehr den Wert der Streckgrenze infolge der Zersetzung der Martensit-Inseln und der Verringerung des Wasserstoffgehalts.

Die Stahlbrammen bzw. -blocke, welche das Ausgangsmaterial bei der Erfindung bilden, können durch ein Blockgießveriahren oder durch ein Stranggußverfahren hergestellt sein. Das letztere Verfahren ist gegenüber dem ersteren Verfahren vorteilhaft, da die Abkühlung des geschmolzenen Stahls derart groß ist, daß ein großer Anteil an feinen TiN-Partikeln erhalten werden kann. Beim Warmwalzen können Feinbleche, Bandstahl oder Platten oder andere Formen hergestellt werden.

In den Tabellen 1 und 2 sind Beispiele für die Erfindung und Vergleichsbeispiele angegeben. Die Ergebnisse sind auf Stahlbleche bezogen.

Die Stahlbleche, welche nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt worden sind, besitzen durchwegs eine ausgezeichnete Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit bei niedriger Temperatur sowie eine hervorragende Schweißfähigkeit. In dem Vergleichsbeispielen, welche außerhalb der durch die Erfindung angegebenen Grenzen für die Stahl-Zusammensetzungen und die Walzbedingungen liegen, besitzen schlechtere Schweißfähigkeiten trotz unter Umständen guter Eigenschaften ihrer Matrizen.

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- Ii) -

29 1 353A

Durch die Erfindung gewinnt man Stahlbleche, welche insbesondere für den Bau von Pipelines geeignet sind. Die Herstellung dieser Stahlbleche erfolgt aus einem bainitischen Stahl mit bestimmter Zusammensetzung, der einer Wärmebehandlung bei relativ niedriger Temperatur unterworfen wird und anschließend bei bestimmten Bedingungen gewalzt wird. Das Endprodukt besitzt eine hohe Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeil sowie eine ausgezeichnete Schweißfähigkeit.

Die Gesamtreduktion bzw. der Reduktionsgrad bedeutet D„ - D₁/D„, wobei D„ die Anfangsdicke und D. die Enddicke des Siahlmateriais ist.

Die %-Angaben für die Stalilanteilo bedeuten üew. -'}[,.

⁹²¹² 909841/0857

BAO ORIQINAt Tabelle

Chemische Zusammensetzung

Stahl
Nr.

Si

Mn

Al Nb

Ti

j O,012 j 0,03 0,012 0,03

10,027

0,027

j 0,026

0,21

ι

1, 92 j

1,92 1.76

1,76

0,13

0,012 0,65 ι {

'0.02C j O₁Of

ε 10,04t;! o,20

0,002 0,021

1,87 1,81 1,79 1,80

0,002

_L

0,0006 ι·,

0,021 andere
Ti-3,41^ Elemente

Wärmebehand-

Herstellu η gs bedingungen

reduktion ! „ ,.

Endtem-(>)(unter j peratur

900°C) ! CV

0,036 i 0,016 j O₁OiOlS 10,0032 ! 0,005 . I

0,036 j 0,016 0,0013

0,0032

0.000& 0,023 I 0,015 !0,021

0,002 0,004

111-"50

1000

I I j

0,015 0,021 j C,0017 0,0041 \ 0,007 IrEMO, OC6'jl050

fern; -fi ·'·*

[REM/s= 6.3
0,0017 !0,0041 : 0,007 fca.0,002 tL050

0,026 I 0.C47 ι 0,041 0,001a | O₁ 0052 ! 0,023 ι

j j ! j : I

0,018 0,036 ι 0,023 0,0016 I 0,0067 ; 0,002 j

0,001 j 0,024 0,042 ] 0,014

0,002 1050
{11-50

\ 0032 i 0,0035 j 0,002 lea. 0,002
! i f

0,030 ! 0,037 ! 0,012i 0,0012 I 0,0031 0,001

111 1200

70
65
75

70

ίο
75

720 705 720

730

720 710 715 710

Εποι dicke (π,mi

ι

I i !

15

2u 15 15

B emerkungen

gewalzt gewalzt gewalzt

aewaizt

gewaizt gewalzt gewalzt gewalzt

Tab eile 1 (Fortsetzung)

	Stahl	BC	1	j	7	Eigenschaften	Streck	Zugfestig	64,0	der Matrix	■	vTrs	Übergangs	Eigenschaften der Schweißnaht	maximale
	Kr.	rfiiidi	2	- I⁵		grenze ₂	keit	65,6	2vE-60°C	S	i°r\	temperatur		Härte Hv(I.kp)
		W	3	SS 6		(kg/mm )	(kg/mm )		(kg . m)		κ C)	für Brüche		248
		4	V.								bei DWTT 85 %	2vE - 2C⁰C	24£
	O		50,3	62,7		20,3		-150	-45	(kg . m)	262
	Cj	49,7	61,3	24.2		-120	- 60	6,2	262
	49,8	60.6	32,6 <		-120	- 70	7,4
	48,2	59,9	35,1		-120	-^p 75	9,1	273
							12,3	250
Ί& ■ co	51,1	65,5	14,3		- 90	- 30		280
'■ fr*	49,2 i 61,2	13.7	• 95	- 20	0,8	341
	48,5	20,5	105	- 45	2,1
■**■ -->	44,9	5.8	- 65	- 15	0.7
k ο ■]: co					1,5
cn

2vE = Kerbschlagarbeit

vTrs= Übergangstemperatur der Kerhschlagzahigkeit

Tabelle

O CO 03

O OO

an

	C ■ο	1	C	Si	Chemische	S	Zusamm e ns e	Nb	tzung	(%	N	Ti-3,4N	andere Ele mente C/o)	Mn+Cr +2Mo	Wärmebe	Herste	llungsbec	i i η g ι: η g	S en
	- _ ,	ILl	0,017	0,16		0,002		0,040			0,0036	0,007	Ni 0,24 MoO 17	2.07	handlungs- temperatur (⁰C)	Gesamt
	3	0,017	0,16	Mn	0,002	Al	0,040	Ti	B	,0036	0,007		2,07	1050	reduktion (°/ό) unter 900 ⁰C	End tem peratur	End dicke mm	Bemerkungen
Nr.	4	0,022	0,08	1,73	0,003	0,019	0,043	0,019	0,0013	0,0031	0,003	Cr 0,32 Cr 0,31	2,15	950	75	710	20	Wärmebehand lung nacl¹, WaH
	J= I 5	0,028	0,02	L, 73	0,002	0,019	0,034	(■,019	0,0013	0,0028	0,006	Mo 0,27	2,07	1050	75	705		gewalzt"·'
	S 6	0,014	0,18	1,83	0,002	0,024	0,044	0,014	0,0015	0,0056	- 0,019	Mo 0,26	2,69	1000	70	720	20	gewalzt ⁺'
>	0,024	0,28	1, 53	0,002	0,019	0,054	0,016	0,0012	0,0045	0,022	Mo 0,20	2,25	1000	75	730	22	gewalzt "^
"μ g	0,024	0,26	2,13	0,002	0,031	0,0-54	-	0,0033	0,0045	C, 022	Ni 0,31 Mo O₁IC	2,25	1000	75	710	22	gewalzt
	0,020	0,69	1,81	0,003	0,070	0,039	0,036	0,0021	0,0028	0,002	Cr 0,40	2,58	1000	70	725	20	gewalzt ~)
		1,81	0,070	0,036	0,0021					1050	75	720	20	Wärmer»!, ,'tan ca
	2,18	0,032	0,012	0,0013				75	690	20	ge^'al...: ' '

luftgekühlt auf -550°C in 10 min.

Tabelle 2 (Fortietzung)

	Stahl Nr.	3·	1	!	i 8	Eigenschaften der	Zugfestig keit (kg/mm )	Matrix	C vTrs (⁰C)	Übergangs- temperatur für Brüche bei DWTT 85%	j Eigenschaften	der Schweißnaht
		•5		Ξ 6		Streck grenze (kg/mm )	67,1	i 2vE-60 Ikg-m I I	■C-120	-60	I 2vE - 2O⁰C (kg · m)	maximale Härte Hv(I kg)
	3	(Λ CJ		58,5	63,4	j 21,6 I	<-120	-90	7,9	279
		52,6	61,0	^!18,3	-120	-65	8,2	279
	4*.7	67,2	25,6	-120	-60	9,4	284
	50,1	71,1	20,9	-110 '■	-30	6.2	296
to ο ·	54,6	65.2	8,6	-loo !	-25	0,3	312
co co	53 ,0	69.1 63,3	10,1	-120 -100 ^;	-35 -30	0,6	290
	59.4 54.1 _;		12,6 11,4			1.6 1.2	294 303
/0857

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung von bainitischem Stahlblech hoher Zugfestigkeit und Kerbschlagzähigkeit sowie guter Schweißfähigkeit, ge kennzeichnet durch die Wärmebehandlung eines Stahlblocks bzw. einer Stahlbramme bei einer Temperatur von nicht höher als 1.100 C, durch darauffolgendes Walzen des erhitzten Stahlblockes bzw. der erhitzten Stahlbramme bei solchen Bedingungen, daß die Gesamtreduktion bei Temperaturen, welche 900° C nicht übersteigen, 60 % oder mehr beträgt und die Endtemperaiur in den Bereich von 700 - 800 C fällt, wobei d.<.; Material des Stahlblock« bzw. der Stahlbramme aufweist 0, 005 - 0, 03 % C, nicht .me¹-·· "'-- 0., 4 %. Si, 1, 4 - 2, 0 % Mn₃ nicht mehr als 0,008 % S₅ 0, 00? L», ^v? % Gesamt-Al₅ 0, 01 - O₅ 08 % Nb₃ 0, 005 - 0, 025'% Ti, ü, 00G8 ^; 0, ..-. H % Tl, 0, 001 - O₅ 005 % N und den Rest auf 100 % Eisen sowj.e unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Beziehung 0 =5 Ti % - 3, <■ (N%) = 0, 01 erfüllt ist.

2. Verfahr en n?. ch A *·» s?ruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlzu3an>n->'.-IiHe-^-UHg c'.e?; ''ramme bzw. des Blockes zusätzlich enthält 0, 0Ol Ins G. 02 % selte.v Erdmetalle (REM) und/oder 0, OG05

- 0, 005 % Ca, wöbe-: die Bedingung 1 = REM%/S% = 10 erfüllt ist.

■B 9212-n/g 0O9841/OR57

♦·*■· -Jt ♦· ORIGINAL INSPECTED

3. Verfahren nach Anspruch \, ύ a durch gekennzeichnet, daß die Stahlzusammensetzung den Blockes ^l>zw. der Braunne zusätzlich ein Element oder mehrere der Elemente der Gruppe 0, 01 - 0, 10 Vo V, 0, 1 - 1, 0 % Cr₅ 0, 05 - 0, 30 % Mo. 0, 1 - 1, 0 % Cu und 0, 1 - 2, 0 % Ni enthält, wobei die Bedingung Mn -*·■ Cr -ι- 2Mo ^ 2, 4 zusätzlich erfüllt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlzusammensetzung der Bramme bzw. des Blockes zusätzlich enthält wenigstens ein Element oder mehrere Elemente der Gruppe

0, 01 - 0, 10 % V, 0, "Γ- I₅ 0 % Cr. 0, 05 - 0, 30 % Mu, 0, 1 - 1,0 % Cu, 0, 1 - 2, 0 % N\ sowie 0, 001 - 0, 03 % REM und/oder 0, 0005 - 0, 005 % Ca enthält, wobei die Bedingungen Mn + Cr + 2Mo = 2, 4 und 1 ?- REM%/SVO = 10 zusätzlich erfüllt sind.

909841/0957

MDORGfNAL