DE3142782A1

DE3142782A1 - Verfahren zum herstellen von stahl mit hoher festigkeit und hoher zaehigkeit

Info

Publication number: DE3142782A1
Application number: DE19813142782
Authority: DE
Inventors: Hiroo Mazuda; Mamoru Kimizu Ohashi; Yasumitsu Kitakyushu Onoe; Hiroshi Tamehiro; Shinogu Nakama Tamukai
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1980-10-30
Filing date: 1981-10-28
Publication date: 1982-07-01
Also published as: IT8149581A0; JPS5776126A; DE3142782C2; JPS601929B2; US4591396A; CA1182721A; IT1171618B

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von Stahl mit hoher Festigkeit, hoher Zähigkeit und ausgezeichneter Schweißbarkeit durch die Kombination einer bestimmten chemischen Zusammensetzung des Stahls unter Einhaltung bestimmter Bedingungen bei der Wärmebehandlung, beim Walzen sowie beim Abkühlen nach dem Walzen. Die Erfindung bezieht sich ferner auf einen Stahl, der beispielsweise mit dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt werden kann.

in letzter Zeit wird die Verwendung von hochfestem Stahl aus wirtschaftlichen Gründen sowie aus Sicherheitsgründen bei der Herstellung von Schweißkonstruktionen-, wie bei Gebäuden, Druckbehältern, Schiffskonstruktionen und Rohrleitungen, zunehmen populärer. Dies führt wiederum zur Forderung nach hochfestem Stahl mit verbesserter Schweißbar-

keit. Um die Sicherheit und die Bearbeitbarkeit zu verbessern, muß der hochfeste Stahl für Schweißkonstruktionen eine hohe Zähigkeit, eine überlegene Schweißbarkeit sowie vorteilhafte Eigenschaften in der Schweißzone aufweisen. Diese Anforderungen werden zunehmend strenger.

Zur Herstellung von Rohrleitungs-Material oder Stahl für den Einsatz bei niedriger Temperatur wird in großem Umfang das sogenannte gesteuerte Walzen '(CR-WaIz verfahr en) angewendet. Ferner ist es bekannt, ein sogenanntes QT-Ver-

fahren anzuwenden, bei dem nach dem Walzen ein Abschrekken und Tempern erfolgt, um die vorstehend genannten Forderungen zu erfüllen. Das CR-Walzverfahren hat jedoch eine praktische Grenze für die Zunahme der Festigkeit und führt

zu einer Verschlechterung der Schweißbarkeit und zu einer 35

Erhöhung der Kosten, wenn die Menge an Legierungszusätzen

erhöht wird. Das QT-Verfahren ist wegen der erforderlichen L J

Wiedererwärmung ebenfalls nachteilig im Hinblick auf die Stahlherstellungskosten.

Dies führt zur Entwicklung der sogenannten kontrollierten Kühlung (CC-Verfahren), bei der verschiedene Maßnahmen ergriffen werden, um Energie und Rohstoffe, insbesondere Legierungsbestandteile, einzusparen.

Der mit dem CC-Verfahren hergestellte Stahl hat die Vorteile sowohl des CR- als auch des QT-Verfahrens. Der mit diesem Verfahren hergestellte Stahl zeigt überlegene Eigenschaften als mikrolegierter Stahl oder als Stahl mit keinerlei speziellen Legierungselementen. Dieser Stahl hat Jedoch lediglich beschränkte Einsatzmöglichkeiten und kann die strengen Anforderungen hinsichtlich der Zähigkeit im Basismetall und in der Schweißzone als Materialien für Rohrleitungen und als Stahl für den Einsatz bei niedrigen Temperaturen aus den nachstehend angegebenen Nachteilen oder Problemen praktisch nicht erfüllen:

1. Die Austenitkörner werden wegen der außerordentlich hohen Heiztemperatur in nachteiliger Weise größer und führen daher zu einer gröberen Mikrostruktur nach der Transformation durch das Abkühlen sowie zu einer geringeren Zähigkeit

²⁵ bei niedriger Temperatur;

2. wegen der geringen Walzreduktion in der Rekristallisations zone und in der rekristallisationsfreien Zone wird die Mikrostruktur nach der Transformation gröber, so daß die Zähigkeit bei niedriger Temperatur verringert wird;

5. die bei Stoßversuchen absorbierte Energie wird wegen des Walzens im Zweiphasenbereich erheblich abgesenkt; dieses Walzen erfolgt zur Verbesserung der Umkehrpunkts-Eigenschaften für den Sprödbruch und um ein Erweichen durch das Schweißen zu verhindern. Dadurch wird die Wahrscheinlich-

keit für die Auslösung eines Sprödbruchs erhöht und der Widerstand gegenüber dem instabilen zähen Bruch verschlech-

L J

Γ Ί

ι terb;

4. wenn die Kühlgeschwindigkeit zu hoch ist, wird Martensit gebildet, was zu einer geringeren Energieabsorption beim Stoßversuch führt. Zur Verbesserung der Zähigkeit wird ein

5 Tempern unerläßlich;

5. die Mikrostruktur und damit die Härte sind in durchgehender Dickenrichtung der Stahlplatte nicht gleichförmig;

6. wegen der Wasserkühlung unmittelbar nach dem Walzen können durch Hg Mikrorisse gebildet werden;

7· die Zähigkeit in der wärmebehandelten Zone (HAZ) beim Schweißen ist wesentlich geringer als die des Basismetalls (Grundmetalls), da hinsichtlich der HAZ-Zähigkeit keine besonderen Vorkehrungen getroffen wurden.

Wegen dieser Probleme oder Nachteile hat der nach dem CC-Verfahren hergestellte Stahl nur einen außerordentlich eingeschränkten Anwendungsbereich.

Bei einem bekannten Verfahren zur Herstellung von hochzugfesten, niedrig-legierten Stahlplatten mit guter Zähigkeit (US-PS K 184 894) wird nach dem gesteuerten Erwärmen und Walzen ein beschleunigtes Abkühlen vorgenommen. Mit diesem Verfahren soll ein Stahl hergestellt werden, der bei niedriger Temperatur eine hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit aufweist; dabei 1st jedoch nicht daran gedacht, die Schweißbarkeit und die mechanischen Eigenschaften in der wärmebehandelten Zone (HAZ) zu verbessern, die durch das Schweißen entsteht.

Demgegenüber liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen von niedrig-legiertem Stahl mit hoher Zugfestigkeit und verbesserten Eigenschaften der Schweißzone herzustellen.

Hinsichtlich der chemischen Zusammensetzung der betreffenden Legierung besteht in gewissem Umfang eine Überlappung mit

den zulässigen Bereichen von Kohlenstoff, Silicium, Mangan, Niob und Aluminium.

Hinsichtlich der Beschränkung auf andere chemische Bestandteile unterscheidet sich jedoch die Erfindung von der US-PS 4 184 898, insbesondere hinsichtlich der oberen Grenzwerte für Schwefel, Calcium, Sauerstoff und Stickstoff sowie hinsichtlich bestimmter Bedingungen für einzelne Bestandteile, was durch die nachstehenden beiden Formeln wiedergegeben wird: '

TH j.

-0,002 % ^N - -y^-^ 0,002 % (1)

* /Ca/ h - 124 /Q7\y_n u 1,25/S/ —*-υ^

Hinsichtlich der thermischen Bedingungen und des Walzens, d.h. Erwärmen, Walzreduktion und Kühlen des Stahls, unterscheidet sich die vorliegende Erfindung erheblich von der US-PS 4 184 898, und zwar insbesondere hinsichtlich der Heiztemperatur, der Kühlgeschwindigkeit und der Temperatur, bei der die weitere Abkühlung auf eine niedrigere Temperatur angehalten werden muß.

Hinsichtlich der tatsächlichen Werte bei diesen thermisehen Bedingungen erfolgt nachstehend ein Vergleich zwischen der vorliegenden Erfindung und der US-PS.

Erfindungsgemäß wird der Stahl, der die angegebenen chemischen Eigenschaften aufweist, auf 900 bis l000°C erwärmt und so gewalzt, daß man unterhalb 900⁰C eine Walzreduktion von Über 60 %> erhält; das Walzen wird in einem Temperaturbereich abgeschlossen, der zwischen 20° oberhalb und 10° unterhalb der Ar^-Transformationstemperatur liegt; danach wird der gewalzte Stahl mit einer Kühlgeschwindigkeit von 50 bis 6o° /see auf j50Q°C oder weniger bis zur Raumtemperatur abgekühlt.

L J

.:. 314 278

Demgegenüber wird bei der US-PS der Stahl auf eine Temperatur erwärmt, die mehr als 150 oberhalb der Ar-x-Transformationstemperatur jedoch unterhalb der Temperatur liegt, bei der die Austenitkorngröße 150 pm oder mehr erreichen würdes danach wird der Stahl warmgewalzt, um eine Gesaratreduktion von über 40 % zu erhalten, und schließlich wird der warmgewalzte Stahl mit einer Kühlgeschwindigkeit von 5 bis 20°/sec auf 550 bis 650⁰C abgekühlt.

Somit wird erfindungsgemäß der Stahl auf eine niedrigere Temperatur zum Walzen erwärmt und der gewalzte Stahl auf einen wesentlich niedrigeren Temperaturbereich mit erheblich größerer Kühlgeschwindigkeit abgekühlt.

Die Unterschiede in diesen thermischen Bedingungen sind erforderlich, um eine verbesserte Schweißbarkeit sowie gute Eigenschaften der Schweißzone erfindungsgemäß zu erhalten» Um diese guten Schweißeigenschaften zu erzielen, muß der Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,005 bis 0,08 Gewichtsprozent bleiben, so daß es schwierig ist, sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch eine hohe Zähigkeit zu erzielen, indem man ein gesteuertes Walzen mit anschließender beschleunigter Abkühlung gemäß der US-PS durchführt.

Die Erfindung besteht in einem Feinen der Austenitkorngröße durch eine kritische Beschränkung der chemischen Zusammensetzung und der Walzbedingungen in Verbindung mit einer geringeren Erwärmung zum Walzen und durch Kühlen

auf einen niedrigeren Temperaturbereich mit höherer Kühiso

geschwindigkeit.

Zur Lösung der Probleme oder Nachteile beim Stand der Technik sind im Rahmen der Erfindung umfangreiche Untersuchungen hinsichtlich der verschiedenen Faktoren, wie System der

Legierungskomponenten und Bedingungen beim Erwärmen, Walzen und Kühlen, durchgeführt wordenj dabei wurde ein neues Ver-

fahren entwickelt, mit dem man einen Stahl mit besserer Schweißbarkeit und HAZ-Zähigkeit sowie Festigkeit und Zähigkeit herstellen kann.

Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht die Herstellung von niedrig-legierten Stahlplatten oder -blechen mit hoher Zugfestigkeit und Zähigkeit nicht nur bei Normaltemperatur sondern auch bei niedrigen Temperaturen und mit einer, guten Schweißbarkeit und großer Zähigkeit in der erhitzten Zone.

Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht durch geeignete Beschränkung der chemischen Bestandteile, wie Legierungselemente, unerläßlich oder unvermeidliche Elemente und Verunreinigungen, und durch eine sorgfältige Auswahl der Bedingungen für das Erwärmen, Walzen und Abkühlen die Herstellung von niedrig-legiertem, hochfestem Stahl mit ausreichender Festigkeit und Zähigkeit selbst bei niedriger Temperatur und mit guter Schweißbarkeit; dieser Stahl zeigt auch in der wärmebehandelten Zone eine ausreichend große Zähigkeit.

Im Hinblick auf die Nachfrage nach hochfestem Stahl für die zunehmende Verwendung für Schweißkonstruktionen ergeben sich Vorteile sowohl im Hinblick auf die Sicherheit als auch aus wirtschaftlichen Gründen.

Die Erfindung zeichnet sich insbesondere durch die Merkmale der Patentansprüche aus.

Die anliegende Zeichnung zeigt eine graphische Darstellung der Ergebnisse eines Charpy-Schlagbiegeversuchs mit erfin-

dungsgemäß hergestellten Stählen.

Ein Merkmal der Erfindung besteht darin, MnS morphologisch gesteuert zu behandeln durch Zugabe von Ca, während der Schwefelgehalt des Stahls stark verringert, Ti zugegeben

und eine geringe Menge an Nb zugegeben wird, so daß man einen Stahl mit niedrigem C-Gehalt und hohem Mn-Gehalt er-

,'L¹J .·Λ.^: ·\.^: .':. 3U2782

hält; dieser Stahlrohling wird auf eine niedrige Temperatur von 900 bis 1OOO°C erwärmt, anschließend im Rekristallisationsbereich der Austenitkörner gewalzt, im Nichtkristallisationsbereich unterhalb 900⁰C ausreichend reduziert (über 60 #), Beenden des Walzens in einem Temperaturbereich von 20° oberhalb bis 10° unterhalb der Ar^-Transformationstemperatur und unmittelbar nach dem Beenden des WalzVorganges ein Abkühlen mit einer relativ hohen Geschwindigkeit von bis 6o°/sec.
10

Die erfindungsgemäß erhaltene MikroStruktur nach dem Abkühlen ist eine feine, obere Bainit-Struktur oder eine Duplex-Struktur von feinem Bainit und Ferrit, so daß der erhaltene Stahl eine hohe Festigkeit und Zähigkeit aufweist.

Das Feinen der MikroStruktur erhält man als synergistisehen Effekt der Korn-Feinung, wie nachstehend ausgeführt;

1. Feinen des erhitzten Austenitkorns durch die niedrige Heiztemperatur (900 bis 1000⁰C) und Unterdrücken des

Kornwachstums durch feine TiN-Teilchen.

2. Unterdrücken des Wachstums der beim Walzen rekristallisierten Austenitkörner durch die Gegenwart von TiN und

²⁵ Nb(CN).

5. Durch die Unterdrückung der Rekristallisation von

Austenitkörnern durch die feinen Nb(C,N)-Teilchen_a die während des Walzvorgangs ausgefällt worden sind, und durch die ausreichende Gesamtwalzreduktion von 60 % oder mehr bei niedriger Temperatur unterhalb 900⁰C werden die Austenitkörner ausreichend verlängert, so daß die Transformationskerne der Ferritkörner zunehmen.

Aufgrund der kombinierten Wirkung der vorstehend erwähnten

Feinung der Mikrostruktur, der starken Reduktion des Schwe-L J

^Γ π

-ιοί felgehaltes und der formsteuernden Behandlung des MnS durch Hinzugabe von Ca ist es möglich, eine Stahlplatte mit hoher Zugfestigkeit, hoher Übergangstemperatur der Kerbschlagzähigkeit und hoher absorbierter Energie herzustellen. 5

Durch die große Walzreduktion von über βο % im Nichtrekristallisationsbereich unterhalb 900⁰C erhält man eine Mikrostruktur mit einem Gradienten der Korngröße, die zu den Plattenoberflächen hin abnimmt, d.h. an den Plattenoberflächen geringer ist, so daß die Oberflächen weniger härtbar sind. Daher ist die Mikrostruktur im wesentlichen gleichförmig in Dickenrichtung der Platte, um eine gleichförmige Härteverteilung in Dickenrichtung sicherzustellen.

Das so hergestellte Material für Stahlplatten ist hinsichtlich seiner Qualität sehr stabil.

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren ist es möglich, bei geringen Herstellungskosten einen Stahl mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit herzustellen.

Wegen des verringerten Kohlenstoff-Äquivalents zeigt der erfindungsgemäß hergestellte Stahl eine geringere Empfindlichkeit gegenüber Rißbildung beim Schweißen im Vergleich zu bekannten Stählen. Ferner ist die Zähigkeit in der durch die Erhitzung beeinflußten Zone wesentlich verbessert, und zwar aufgrund der Ausfällung einer geeigneten Menge an feinem TiN durch die Zugabe von Ti in einer Menge entsprechend N zu der Zusammensetzung mit niedrigem Kohlen-

³⁰ stoffgehalt.

Daher kann der erfindungsgemäße Stahl in einer Vielzahl von Fällen verwendet werden, beispielsweise im Hochbau, für Druckbehälter, für Schiffskonstruktionen und Rohrlei-

tungen.

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- ιι -

Nachstehend werden die Gründe für die Beschränkungen der Bedingungen beim Erwärmen, Walzen und Kühlen erläutert.

Durch die Beschränkung der Aufheiztemperatur auf 900 bis l000°C kann die Austenitkorngröße ausreichend klein während des Heizvorganges gehalten werden, um eine ausreichende Kornfeinung der gewalzten MikroStruktur zu erhalten. 1000⁰C ist der obere Grenzwert, um eine unerwünschte Vergröberung der Austenitkörner während des Heizvorganges zu vermeiden.

Insbesondere ermöglicht eine Heiztemperatur von über 1000⁰C eine Vergröberung der Austenitkörner und daher eine Vergröberung der oberen Bainit-Struktur nach dem Kühlen, was zu einer geringeren Zähigkeit des erhaltenen Stahls führt. Andererseits können sich bei einer zu niedrigen Heiztempera-

¹S tür die zugegebenen Legierungselemente nicht ausreichend lösen, und man erhält eine Seigerung, so daß die Eigenschaften des Stahls verschlechtert werden. Da ferner die Temperatur in der Endstufe des WalzVorganges zu niedrig wird, können die beim gesteuerten Abkühlen an sich möglichen Verbesserungen nicht voll ausgenutzt werden. Daher wird der untere Grenzwert für die Temperatur auf 900⁰C festgelegt.

Da erfindungsgemäß das Erwärmen bei niedriger Temperatur erfolgt, ist keine lange Wartezeit erforderlich, obwohl die Walzreduktion bei einer Temperatur unterhalb 900⁰C mindestens βο % betragen soll, und daher ist die Produktivität sehr hoch. Wenn dagegen das Walzen unter ungeeigneten Bedingungen erfolgt, erhält man nicht das Produkt mit der gewünscht hohen Qualität, selbst wenn das Erwärmen bei einer derartig niedrigen Temperatur erfolgt. Erfindungsgemäß ist es daher wesentlich, daß die Walzreduktion im Temperaturbereich der Nichtrekristallisation von weniger als 900⁰C mindestens 6o % beträgt. Eine derartig hohe Walzreduktion im Temperaturbereich der Nichtrekristallisation nach dem

³⁵ Erwärmen bei niedriger Temperatur gewährleistet das

Feinen und Verlängern der Austenitkörner, so daß man nach

L J

r 3H2782 *··" *"' ·^:- π

dem Kühlen eine feine und gleichförmige Transformationsstruktur erhält.

Daher ist es erfindungsgemäß erforderlich, die feinen Austenitkörner durch Walzen ausreichend zu verlängern, so daß nach dem Walzen und anschließendem Kühlen eine ausreichend gefeinte, obere Bainit-Struktur gebildet werden kann; anderenfalls würdedie Zähigkeit des Produkts erheblich verringert werden.

' Das Kühlen nach dem Walzen muß derart durchgeführt werden, daß eine feine obere Bainit-Struktur gleichmäßig über die Plattendicke gebildet werden kann, um eine ausreichende Festigkeit und Zähigkeit zu erzielen. Um eine gleichförmige und feine obere Bainit-Struktur zu realisieren, beginnt die Kühlung in einem Temperaturbereich zwischen der Ar^-Transformationsteraperatur und 20° darüber. Es wird jedoch keine wesentliche Verringerung der Festigkeit beobachtet, selbst wenn die Temperatur teilweise so abgesenkt wird, daß sie in einen Temperaturbereich fällt, der zwischen der Ar^-Transformationstemperatur und 10° darunter liegt, um eine Duplexphasen-Mikrostruktur zu bilden, die eine obere Bainit-Struktur und weniger als 20 $ Ferrit-Struktur enthält.

Durch das Feinen der oberen Bainit-Struktur, den verringerten C-Gehalt, den außerordentlich stark verringerten S-Gehalt und durch die morphologisch kontrollierende Behandlung des MnS kann man eine erhebliche Verbesserung der Dehnbarkeit, Umformbarkeit und Zähigkeit erzielen.

Erfindungsgemäß beginnt das Abkühlen unmittelbar nach dem Abschluß des Walzvorganges, .bis die Temperatur des Stahls mit einer Kühlgeschwindigkeit von 15 bis 6o°/sec bis auf abgesenkt ist. Der Grund für diese hohe Kühlgeschwin-

digkeit besteht darin, daß die obere Bainit-Struktur bei einer Kühlgeschwindigkeit unterhalb 15°/sec kaum gebildet

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_r 3U2782 ""· " - "■ """ ·'- _π

werden kann, während eine Kühlgesohwindigkeit von mehr als 6o°/sec zur Bildung einer so großen Menge von Martensit führt, daß die Dehnbarkeit und Zähigkeit verringert werden» Der Stahl wird bis auf 300⁰C herab abgekühlt, um die ?roduktivität und die Bearbeitbarkeit zu verbessern und die Güte des Stahls durch Vereinfachen der Kühlbedingung zu stabilisieren.

Wenn die Stahlplatte sehr dick ist, beispielsweise 4o mm oder mehr, kann ein erneutes Erwärmen beispielsweise zum Entzug des Wasserstoffs erforderlich sein. Die Temperatur beim Wiedererwärmen sollte vorzugsweise 6oo°C nicht übersteigen, da anderenfalls die Festigkeit in unerwünschter Weise verschlechtert wird. Erfindungsgemäß ist auch ein Wiedererwärmen bis zu 55O⁰C oder weniger möglich, wodurch die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls nicht beeinträchtigt werden.

Nachstehend werden dieGründe für die Mengenbegrenzung der Bestandteile näher erläutert.

Das Stahlrohmaterial für den Einsatz bei dem erfindungsgemäßen Verfahren gemäß einer ersten Ausführungsform enthält die folgenden Bestandteile: 0,005 bis 0,08 % C, höchstens 0,6 $ Si, 1,4 bis 2,4 $ Mn, 0,01 bis 0,03 $ Nb, 0,005 bis 0,025 $ Ti, 0,005 bis Ο,θ8 $ Al und 0,0005 bis 0,005 $ Ca. Ferner soll das Stahlrohmaterial höchstens 0,005 .$ 0* höchstens 0,005 $ N und höchstens 0,0002 $ H enthalten,

wobei die folgenden Bedingungen eingehalten werden; 30

-0,002$ £ K - ~π- - 0,002$

ι * > /Sa7ji - 12W\ * ₀ 4

Die Angaben in den eckigen Klammern beziehen sich auf den

r 3H2782

ι jeweiligen Prozentsatz des betreffenden Elements.

Der untere- Grenzwert für den C-Gehalt (0,005 %) stellt eine ausreichende Festigkeit des Grundmaterials sowie in der Schweißverbindung sicher und gewährleistet eine ausreichende Fällungswirkung der Carbide von Nb und/oder V. Ein zu großer C-Gehalt verursacht andererseits die Bildung von Martensit-Inseln beim gesteuerten Abkühlen und verschlechtert so nicht nur die Dehnbarkeit und Zähigkeit sondem auch die Schweißbarkeit sowie die Zähigkeit in der wärmebehandelten Zone.

Wegen der Deoxidation ist Si unvermeidlich beteiligt. Dieses Element muß Jedoch auf höchstens 0,6 % beschränkt werden, da es die Schweißbarkeit und die Zähigkeit in der wärmebehandelten Zone nachteilig beeinflußt. Der Si-Anteil wird vorzugsweise auf weniger als 0,2 % gehalten, da die Deoxidation des Stahls allein mit Al durchgeführt werden kann.

Im Rahmen der Erfindung ist das Element Mn ein wesentlicher Bestandteil, da es die Festigkeit und die Zähigkeit durch Erwärmen auf eine niedrige Temperatur, Walzen und gesteuertes Abkühlen, verbessert. Ein Mn-Anteil unterhalb 1,4 % ermöglicht weder eine ausreichende Festigkeit noch eine wesentliche Verbesserung der Zähigkeit. Daher wird der untere Grenzwert des Mn-Anteils auf 1,4 $ eingestellt. Demgegenüber erhöht eine übermäßige Menge'an Mn die Härtbarkeit und gibt zur Bildung von Martensit Anlaß, so daß die Zähigkeit sowohl im Grundmaterial als auch in der wärmebehandelten Zone verschlechtert wird. Aus diesem Grund liegt der obere Grenzwert für den Mn-Anteil bei 2,4 %.

Nb löst sich durch Erwärmen in einer festen Lösung und fällt danach in der Form von Kohlenstoffnitriden beim anschließenden Walzen aus, um das Wachstum der Austenitkörner zu verringern und dadurch die MikroStruktur des Stahls zu

r 3U2782 ·' "·'"* *--'■ -^:- π

feinen. Dabei ist ein Nb-Anteil von 0,01 % ausreichend.

Die Härtung durch Ausfällen von Nb erhöht sich mit zunehmendem Nb-Gehalt, um die Festigkeit des Stahls zu erhöhen. Der Stahl wird jedoch übermäßig gehärtet, wenn der Nb-Anteil über 0,03 % erhöht wird, und die Schweißbarkeit und die Zähigkeit in der wärmebehandelten Zone verschlechtern sich erheblich.

Erfindungsgemäß dient die Zugabe von Nb hauptsächlich einer höheren Zähigkeit durch Kornfeinung, während die Verbesserung der Festigkeit durch Strukturänderung durch gesteuertes Abkühlen erreicht wird. Daher ist der Nb-Gehalt auf einen Wert beschränkt, der zwar niedd/rg ist, jedoch ausreicht, um eine wesentliche Verbesserung der Zähigkeit und keine Verschlechterung der Schweißbarkeit und der Zähigkeit in der

zu
wärmebehandelten Zone bewirken. Daher liegt erfindungsgemäß

der Nb-Gehalt im Bereich von 0,01 bis 0,03 #■·

Da der C-Gehalt und der N-Gehalt in der festen Lösung ausreichend niedrig gehalten werden, wird eine geeignete Menge an Nb selbst bei der Niedertemperaturerwärmung bei 900 bis 1OOO°C gelöst, so daß die Zähigkeit des Grundmetalls und die Produktivität verbessert werden. Daher können die Effekte bei der Nichtrekristallisation und beim Feinen der Austenitkörner voll ausgenutzt werden.

Das Ti bildet, wenn der Gehalt ausreichend klein ist, beispielsweise von 0,005 bis 0,025 £ beträgt, feine TIN-Teilchen, um zum Feinen der gewalzten Mikrostruktur und der mit

Wärme beaufschlagten Zone, d.h. zur Verbesserung der Zähigkeit wirksam beizutragen. Der Gehalt an N und Ti liegt vorzugsweise bei Werten, die an stöchiometrisch äquivalente Mengen angenähert sind. Insbesondere erfüllen die Anteile an N und Ti die nachstehende Bedingung:

- 0,002% - N ' - Ti s: 0,002 %

Es wurde ein Charpy-Schlagbiegeversuch durchgeführt, um die Beziehung zwischen der Zähigkeit in der mit Wärme beaüf- ■ schlagten Zone und dem Wert von

5 N - -

zu ermitteln; das Ergebnis ist in Fig. 1 dargestellt. Die C-Anteile der Stähle lagen bei diesem Versuch im Bereich von 0,01 bis 0,08 %_a und die Dicke betrug 13 bis 30 mm. 10

Wenn N - - den Wert 0,002% übersteigt, ist die Menge an freiem N so groß, daß in der mit Wärme beaufschlagten Zone zunehmend Martensit-Inseln mit hohem Kohlenstoffgehalt gebildet werden und damit die Zähigkeit in dieser Zone dra-

^lb stisch verschlechtert wird. Wenn der Wert N - *r unter -0,002% liegt, bilden sich zunehmend grobe TiN-Teilchen, so daß die Feinungswirkung von TiN in nachteiliger Weise vermindert wird. Daher sollen die N- und Ti-Anteile die vorstehende Bedingung erfüllen.

Wegen der Deoxidation ist Al bei dem beruhigten Stahl der vorliegenden Art unvermeidlich beteiligt. Die Doxidation kann in einem ausreichenden Umfang nicht erreicht werden, so daß die Zähigkeit des Grundmetalls in nachteiliger Weise abnimmt, wenn der Al-Gehalt unter 0,005 % liegt. Aus diesem Grund liegt der untere Grenzwert des Al-Gehalts bei 0,005 %. Andererseits wird der obere Grenzwert des Al-Gehalts auf 0,08 # festgelegt, da bei höherem Al-Gehalt eine Verschlechterung der Reinheit und der Zähigkeit der mit

³⁰ Wärme beaufschlagten Zone eintritt.

Erfindungsgemäß soll der S-Gehalt als Verunreinigung höchstens 0,003 % betragen und ist in Bezug auf Ca so beschränkt,

daß die nachstehende Bedingung erfüllt wird: 35

L J

Dies dient hauptsächlich einer Verbesserung der Dehnbarkeit und Verformbarkeit sowie Zähigkeit des Grundmaterials sowie der Reinheit.

Wie vorstehend ausgeführt, erfolgt beim erfindungsgemäßen Verfahren ein Erwärmen und Walzen bei niedriger Temperatur sowie ein anschließendes kontrolliertes Abkühlen. Allgemein nehmen mit zunehmender Festigkeit die Dehnbarkeit und Zähig keit ab. Das Erwärmen auf eine niedrige Temperatur und das gesteuerte Abkühlen führen zu einer unzureichenden Dehydrierung und häufig zu Mikrorissen, die aufgrund von MnS durch Wasserstoff ausgelöst werden. Diese Schwierigkeiten können jedoch durch Verringerung des S-Gehalts, d.h. der ab soluten Menge von MnS im Stahl, und durch morphologische Steuerung von MnS durch Zugabe von Ca überwunden werden.

Die Menge an verlängertem MnS kann erheblich reduziert werden, indem die Gehalte an Ca, 0 und S entsprechend der

nachstehenden Bedingung ausgewählt werden: 20

/ca/ h -

25/5y^

wobei der S-Gehalt auf unter 0,003 % abgesenkt wird. In

ähnlicher Weise kann durch Einhalten der Bedingung 25

/Ca/fl - 12 W^ <! q-

die Bildung von Cluster-Einschlüssen, wie CaO.AlO,, minimalisiert werden, so daß die Dehnbarkeit und Zähigkeit sowie die Reinheit erheblich verbessert werden.

Aus diesen Gründen sollte der obere Grenzwert für den S-Gehalt erfindungsgemäß bei 0,003 % liegen, während der obere und der untere Grenzwert für den Ausdruck

/Ca7fl - 124/57] 1,25^3/ ^J

L _J

erfindungsgemäß bei 1,5 bzw. 0,4 liegen. Die vorteilhaften Auswirkungen werden mit abnehmendem S-Gehalt größer. Eine erhebliche Verbesserung erhält man durch Verringerung des S-Gehalts auf unter 0,001 %.

Sauerstoff ist unvermeidlich in geschmolzenem Stahl enthalten, dessen Reinheit und Zähigkeit dadurch verschlechtert werden. Ein zu großer 0-Gehalt erfordert große Menge an Deoxidationslegierungen, wie Al, Si oder Ferrolegierungen, und verringert die wirksame Menge an Ca, die zur morphologischen Steuerung von MnS erforderlich ist, und zwar wegen der Verbindung von 0 mit Ca, während grobe Oxideinschlüsse gebildet werden können. Daher sollte der obere Grenzwert für den O-Gehalt erfindungsgemäß bei 0,005 % liegen.

Im geschmolzenen Stahl ist ferner N enthalten, um die Zähigkeit zu verringern. Insbesondere führt freies N zur Bildung von Martensit-Inseln in der mit Wärme beaufschlagten Zone, · so daß die Zähigkeit in diesem Bereich in unerwünschter Weise verschlechtert wird. Um die Zähigkeit in dieser Zone sowie die Zähigkeit des gewalzten Materials zu verbessern, wird, wie vorstehend ausgeführt, Ti zugegeben. Die vorteilhaften Wirkungen von TiN werden jedoch verringert, wenn der N-Gehalt 0,005 % übersteigt. Der obere Grenzwert für den N-Ge-

²⁵ halt soll daher erfindungsgemäß 0,005 % betragen.

Das erfindungsgemäße Verfahren birgt jedoch die Gefahr einer unzureichenden Dehydrierung, was zur Bildung von Fehlern (Mikrorissen), die durch Wasserstoff induziert werden, führt, und zwar aufgrund der Niedrigtemperaturerwärmung und der gesteuerten Abkühlung. Diese Fehler können jedoch fast vollständig dadurch eliminiert werden, daß man den H-Gehalt vorzugsweise auf höchstens 0,0002 % beschränkt.

Gemäß einer zweiten erfindungsgemäßen Ausführungsform enthält das verwendete Stahlausgangsmaterial zusätzlich zu den

L J

Bestandteilen bei der ersten Ausführungsform ein Element oder zwei oder mehr Elemente aus der nachstehenden Gruppe: 0,1 bis 1,0 <fo Ni, 0,1 bis 0,6 % Cu, 0,1 bis 0,6 % Cr, 0,05 bis 0,5 %

Mo, 0,01 bis 0,08 % V und/oder 0,0005 bis 0,002 j6 B. 5

Der Hauptzweck für die Zugabe dieser Elemente besteht darin, den oberen Grenzwert für die Dicke der zu verarbeitenden Stahlplatten zu erhöhen, wobei eine höhere Festigkeit und Zähigkeit erhalten wird, ohne die erfindungsgemäßen Vorteile wesentlich zu beeinträchtigen. Die Zugabemenge dieser Elemente wird natürlich im Hinblick auf die Schweißbarkeit und die Zähigkeit in der durch die Wärme beaufschlagten Zone beschränkt.

Das Ni hat die Eigenschaft, die Festigkeit und die Zähigkeit des Grundmetalls zu erhöhen, ohne die Härtbarkeit und Zähigkeit in der von der Wärme beaufschlagten Zone zu beeinträchtigen. Ein Ni-Gehalt von unter 0,1 % führt jedoch

nicht zu einem wesentlichen Effekt, während ein Ni-Gehalt 20

von über 1,0 % im Hinblick auf die Härtbarkeit und die Zähigkeit in der von der Wärme beeinflußten Zone nachteilig ist. Der Ni-Gehalt sollte daher vorzugsweise von 0,1 bis 1,0 % betragen.

Der Effekt von Cu ist im wesentlichen äquivalent dem von Ni und hat eine erhebliche Antikorrosionswirkung und bewirkt einen Widerstand gegen innere, durch Wasserstoffsulfid induzierte Blasenbildung. Bei einem Cu-Gehalt von weniger als 0,1 % wird kein wesentlicher Effekt beobachtet. Bei einem Cu-Gehalt von über 0,6 $ führt dies zu einer Cu-Rißbildung während des WalzVorganges, selbst wenn das Walzen bei der erfindungsgemäß niedrigen Temperatur durchgeführt wird. Der Cu-Gehalt sollte daher vorzugsweise von 0,1 bis 0,6 % betragen.

L ■ . J

β Wt

3Η2782

1 «

* β

- 20 -

Cr erhöht die Festigkeit des Grundmetalls und verhindert die innere, durch Wasserstoffsulfid induzierte Blasenbildung. Ein Cr-Gehalt von weniger als 0,1 % hat jedoch keinerlei merkliche Auswirkungen, während ein Cr-Gehalt von über 0,6 % die Härtbarkeit erhöht und die Zähigkeit und die Schweißbarkeit in unerwünschter Weise verringern. Der Cr-Gehalt sollte daher vorzugsweise von 0,1 bis 0,6 % betragen.

Mo bewirkt eine Verbesserung sowohl der Festigkeit als auch der Zähigkeit. Liegt jedoch der Mo-Gehalt unter 0,05. $>, so wird keine wesentliche Wirkung beobachtet. Ist jedoch der Mo-Gehalt zu groß , so erhöht sich die Härtbarkeit übermäßig wie beim Cr und verschlechtert dadurch in nachteiliger Weise die Zähigkeit des Grundmetalls und die Zähigkeit in der Schweißzone sowie die Schweißbarkeit. Der Mo-Gehalt sollte daher vorzugsweise von 0,05 bis 0,5 % betragen.

Die Wirkung von V ist im wesentlichen äquivalent der von Nb, jedoch erhält man keinen merklichen Effekt, wenn der V-Gehalt unter 0,01 % liegt. Der V-Gehalt kann bis zu 0,08 ^ erhöht werden, ohne daß sich wesentliche, nachteilige Wirkungen ergeben. Daher sollte der V-Gehalt vorzugsweise von 0,01 bis 0,08 % betragen.

B fällt an Austenitkorn-Grenzflachen während des Walzvorganges aus, um die Härtbarkeit zu verbessern und die Bildung der Bainit-Mikrostruktur zu unterstützen. Ein B-Gehalt von weniger als 0,0005 % führt zu keinerlei merklicher Verbesserung der Härtbarkeit, während ein B-Gehalt von über 0,002 % die Bildung von BN (Bornitrid) und Borbestandteilen ermöglicht, um die Zähigkeit des Grundmetalls und die Zähigkeit in der von der Wärme beaufschlagten Zone in unerwünschter Weise zu verschlechtern. Daher sollte der B-Gehalt vorzugsweise von 0,0005 bis 0,002 % betragen.

L J

_Γ 3Η2782

- 21 1 Beispiele

Stähle mit den Zusammensetzungen gemäß Tabelle I werden mit Hilfe eines Sauerstoffkonverter-Stranggießverfahrens hergestellt. Aus diesen Stahlen werden Stahlplatten mit Dicken zwischen 15 und JO mm unter verschiedenen Bedingun gen für das Erwärmen, Walzen und Abkühlen hergestellt.

Die Tabelle II gibt die mechanischen Eigenschaften des Grundmetalls und der Schweißverbindungen wieder.

L ■ j

Tabelle I

	Q)	0	C	Sd	Chemische	Mr	Zusammer	Nb	02	Ti	015	isetzung	025	0,	S	•Ca	ppm	0	H	5	.. Ti	[Ca]	{1 - 12*1 [01 }
	'-P CO	0	,04	0,		1,	W)	0,	05	0,	016		037	0,	002	50	N	40	1,	7		1	.25LS]
	1	0	,04	0,		2,	0,	02	0,	015		052	o,	001	42	50	45	1,	8	(ppm)	to]
	2	0	,05	0,	27	1,	o,	01	0,	017	Al	055	0,	001	24	42	52	1,	0	6	Ii	,0
I	5	0	,0?	0,	30	ι,	o,	01	o,	018	0,	,028	0;	002	38	50	37	2,	9	25	1,	,5
	4	0	,04	0,	50	2,	o,	02	Oj	r0l5	0,	,055	0	,001	24	46	33	1,	9	-14	1	,2
I	5	0	,07	o,	28	1,	0,	,05	0;	► 017	o,	,024	0	,001	20	42	42	1,	3	-4	. 0	,8
y	6	0	,04	0,	29	ι,	o,	,02	o	,015	o,	,025	0	,003	28	47	38	1,	5	-11	1	,1
Q)	7	0	,04	o,	51	ι,	0;	,02	0	,015	0;	,025	0	,002	50	40	4o	1,	5	5	0	,8
	8	0	,04	o,	26	ι,	0	,02	0	,015	ο	,025	0	,002	50	50	4o	1,	5	-10	0	,4
1	q	0	,04	0,	27	ι,	ο	,04	0	,018	ο	,05^	0	,002	50	50	4o	1,	4	6	1	,0
1	10	0	,12	0\|	27	ι,	ο	»05	0	,024	0	0,058	0	,002	-	50	25	2,	9	6	1	,0
I	11		,08	O₁	27	ι,	ο		0	0			,006	mm	58	30	1,	6	1	,0
	12			29		0					32			-15	0
		29	L	0					-59	0
		90
	10
95
40
40
62
6θ
90
90
90
6o
40

ω
οι

ro cn

Tabelle I - Portsetzung

ί Stähle — - f	Andere Elemente (58)	.Verfahrensbedingungen	Aufheiz tempera-, .tür (⁰C)	Walzreduk-T tion bei • - unter ... - 70O⁰C (*)	Walzend- jbempera- tur (⁰C)	Ar₃ Trans forma tion (°C)	Kühlge- schwin- digkeifc (°/s)	Kühlende temperaw tür (⁰C)	EEat* ben- - dicke (ram)	Anmerkungen
"T		1000	90	750	74θ	20	Raum- tenro.	22
2	Mo 0,25	1000	90	74o	730	20	H	24
3	Ni O,5jCuO,5	950	85	710	705	15	Il	30	getempert bei 500 C für 10 min
4	er 0,3	1000	85	750	765	4o	Il	15
5	V 0,5	1000	8o	705	695	20	It	19
6		1000	80	7²K)	745	20	π	20
7		900	6o	74o	750	25	ti	19
8		1150	90	745	740	20	Il	22
9		1000	50	730	740	20	Il	22
IO		1000	90	670	740	20	11	22
11		1000	90	715	725	20	It	22
I2		1000	90	74o	755	20	Il	22

ω cn

ro

cn

Ol

Tabelle II

	Nr.	Eigenschaften des Grundmetalls (Annu 2)	TS (kg/mm²)	2vE-60 (kg.m)	vTrs (°G)	Eigenschaften der Sohvreißzone _. (Änm. 3)
erfindungsgemäße StShIe	1	YS (kg/mm )	66.0	31.4	<-120	(HAZ) vE-60 (kg.m)
Vergleichs stähle	2	44.5	74.2	34.2	<-120	15.0
3	55.0	68.1 _;	35.4	<-120	12.4
4	46.0 ;	65.0	29.0	<-120	16.0
5	43.2	71.2	31.0	<-120	14.0
6	56.1	65.4	26.2	<-120	12.1
7	42.1	60.5	27.3	<-l20	10.5
8	41.6	67.2	18.1	-80	14.3
9	46.0	64.7	9.2	-60	14.2
10	42.0	67.0	9.1	<-120	12.3
11	48.0	64.1	10.4	-80	15.2
12	43.5	62.2	8.1	-90	2.8
46.3	2.1

_r 3U2782 .:Γ.Ο" V-J'Q V.

Anm. 2: Die Werte sind senkrecht zur Walzrichtung gemessen;

Anra. Jt: Charpy-Schlagbiegewerte in der Mitte in Dicken-■ richtung der von der Wärme beaufschlagten Zone an einem Punkt, der 1 mm von der Schmelzlinie entfernt liegt (bei verdeckter Lichtbogenschweißung mit einer Wärmezufuhr von 40 bis 70 kJ/cm).

Die erfindungsgemäß hergestellte Stahlplatte zeigt außerordentlich überlegene Eigenschaften im Grundmetall und in den Schweißzonen, während bei den nicht erfindungsgemäß hergestellten Vergleichsstählen entweder das Grundmetall oder die Schweißzone unannehmbare Eigenschaften zeigen. Ersichtlieh sind die erfindungsgemäßen Stähle qualitativ hochwertiger und für Schweißkonstruktionen besser geeignet.

Der Vergleichsstahl Nr. 8 hat eine nicht gleichförmige Duplexkorn-Struktur aufgrund einer hohen Heiztemperatur (1150⁰C) und zeigt eine geringere Zähigkeit beim Grundmetall.

Der Vergleichsstahl Nr. 9 zeigt eine geringere Zähigkeit des Grundraetalls aufgrund einer außerordentlich geringen Walzreduktion bei unter 900⁰C.

Der Vergleichsstahl 10 zeigt eine große Separation aufgrund einer außerordentlich niedrigen Endtemperatur, was zu einer

geringen Absorption von Stoß- oder Schlagenergie führt. 30

Der Vergleichsstahl 11 zeigt aufgrund seines hohen C-Gehalts eine geringe Zähigkeit in der von der Wärme beaufschlagten Zone. Außerdem ist die Zähigkeit des Grundmetalls wegen fehlender morphologischer Steuerung des MnS durch Zu-

gäbe von Ca verschlechtert.

L J

3U2782 ·:«^:»^: -:,^:..^: O .1

^Γ π

- 26 -

Der Vergleichsstahl 12 zeigt sehr hohe Härtungseigenschaften aufgrund einer übermäßigen Zugabe von Nb sowie aufgrund einer übermäßigen Zugabe von Ti eine verschlechterte Zähigkeit in der mit Wärme beaufschlagten Zone. Die Zähigkeit des Grundmetalls ist ebenfalls geringer, da die morphologische Steuerung des MnS durch Hinzugabe von Ca nicht bewirkt worden ist.

Wenn nicht anders angegeben, sind die Mengenangaben in Ge-wichtsprozent bzw. allgemein in Gewichtsteilen.

L J

Claims

VOSSIUS-VOSSIUS -TA U C HSkfe-R · H.£.UN:B1VI.ÄNN ■ RAUH PATENTANWÄLTE SIEBERTSTRASSE 4. · 8OOO MÜNCHEN 86 · PHONE: (Ο8Θ) 47 40 75 CABLE: BENZOLPATENT MÜNCHEN -TELEX Β-2Θ4Θ3 VOPAT D 5 u.Z.: R 530 (He/ko) Case: A 6052-02 NIPPON STEEL CORPORATION 10 Tokyo, Japan " Verfahren zum Herstellen von Stahl mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit " Patentansprüche

1. Verfahren zum Herstellen von stahl mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit sowie guten Schweißeigenschaften, gekennzeichnet durch die folgenden Merkmale:

a) Herstellen von Stahlrohmaterial aus einer Zusammensetzung enthaltend in Gewichtsprozent 0,005 bis 0,08 % C, höchstens 0,6 % Si, 1,4 bis 2,4 % Mn, 0,01 bis 0,0? ^cß> Nb, 0,005 bis 0,025 % Ti, 0,005 bis 0,08 % Al, höchstens 0,003 % S, 0,0005 bis 0,005 % Ca, höchstens 0,0Q5# 0, höchstens 0,005 % N und als Rest Fe sowie übliche Verunreinigungen,

b) das Stahlrohmaterial erfüllt die durch die nachstehenden

Gleichungen angegebenen Bedingungen: 35

L j

1 -0,002^5 N --γτ}; S 0,002$ und

₁₅> /Ca7 {l - 124/qZ^ > _o 4.

c) Erwärmen des Stahlrohmaterials auf eine Temperatur zwischen 900 und 100O⁰C,

d) Walzen des so erhaltenen Stahls, so daß die Walzreduktion bei unter 900⁰C mindestens 6o % beträgt und daß das Walzen bei einer Temperatur beendet wird, die zwischen '20° oberhalb und 10° unterhalb der Ar^-Transformationstemperatur liegt, und

e) unmittelbar nach dem Abschluß des Walzvorgangs wird der Stahl mit einer Kühlgeschwindigkeit von 15 bis 6o° /see. auf unter 300⁰C abgekühlt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlrohmaterial mindestens ein weiteres Element aus der nachstehenden Gruppe enthält: 0,1 bis 1,0 $8» Ni> 0,1 bis 0,6 % Cu, 0,1 bis 0,6 fo Cr, 0,05 bis 0,3 % Mo, 0,01 bis

²⁰ 0,08 % V und/oder 0,0005 bis 0,002 % B.

3. Stahl, erhältlich durch das Verfahren nach Anspruch 1 oder 2.

L J