DE3142782C2

DE3142782C2 -

Info

Publication number: DE3142782C2
Application number: DE3142782A
Authority: DE
Inventors: Hiroo Mazuda; Hiroshi Tamehiro; Mamoru Kimizu Jp Ohashi; Yasumitsu Kitakyushu Jp Onoe; Shinogu Nakama Jp Tamukai
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1980-10-30
Filing date: 1981-10-28
Publication date: 1988-04-14
Also published as: IT8149581A0; CA1182721A; JPS5776126A; IT1171618B; US4591396A; JPS601929B2; DE3142782A1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von Stahl als Werkstoff für Schweißkonstruktionen mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit sowie guten Schweißeigenschaften durch die Kombination einer bestimmten chemischen Zusammensetzung des Stahls unter Einhaltung be stimmter Bedingungen bei der Wärmebehandlung, beim Walzen sowie beim Abkühlen nach dem Walzen. Die Erfindung betrifft ferner einen mit dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Stahl sowie dessen Verwendung als Werkstoff für Schweißkonstruktionen.

In letzter Zeit wird die Verwendung von hochfestem Stahl aus wirtschaftlichen Gründen sowie aus Sicherheitsgründen bei der Herstellung von Schweißkonstruktionen, wie bei Ge bäuden, Druckbehältern, Schiffskonstruktionen und Rohrlei tungen, zunehmend populärer. Dies führt wiederum zur Forde rung nach hochfestem Stahl mit verbesserter Schweißbar keit. Um die Sicherheit und die Bearbeitbarkeit zu verbes sern, 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 Um fang das sogenannte gesteuerte Walzen (CR-Walzverfahren) angewendet. Ferner ist es bekannt, ein sogenanntes QT-Ver fahren anzuwenden, bei dem nach dem Walzen ein Abschrecken und Tempern erfolgt, um die vorstehend genannten For derungen 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 Erhöhung der Kosten, wenn die Menge an Legierungszusätzen erhöht wird. Das QT-Verfahren ist wegen der erforderlichen Wiedererwärmung ebenfalls nachteilig im Hinblick auf die Stahlherstellungskosten.

Dies führt zur Entwicklung der sogenannten kontrollierten Kühlung (CC-Verfahren), bei der verschiedene Maßnahmen er griffen werden, um Energie und Rohstoffe, insbesondere Le gierungsbestandteile, 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 spe ziellen Legierungselementen. Dieser Stahl hat jedoch ledig lich 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 prak tisch nicht erfüllen:

1. Die Austenitkörner werden wegen der außerordentlich ho hen Erwärmungstemperatur in nachteiliger Weise größer und führen daher zu einer gröberen Mikrostruktur nach der Transforma tion durch das Abkühlen sowie zu einer geringeren Zähigkeit bei niedriger Temperatur.
2. Wegen der geringen Walzreduktion in der Rekristallisations zone und in der rekristallisationsfreien Zone wird die Mikro struktur nach der Transformation gröber, so daß die Zähig keit bei niedriger Temperatur verringert wird.
3. Die bei Stoßversuchen absorbierte Energie wird wegen des Walzens im Zweiphasenbereich erheblich abgesenkt; dieses Walzen erfolgt zur Verbesserung der Umkehrpunkts-Eigenschaf ten für den Sprödbruch und um ein Erweichen durch das Schweißen zu verhindern. Dadurch wird die Wahrscheinlichkeit für die Auslösung eines Sprödbruchs erhöht und der Widerstand gegenüber dem instabilen zähen Bruch verschlech tert.
4. Wenn die Kühlgeschwindigkeit zu hoch ist, wird Martensit gebildet, was zu einer geringeren Energieabsorption beim Stoßversuch führt. Zur Verbesserung der Zähigkeit wird ein Tempern unerläßlich.
5. Die Mikrostruktur und damit die Härte sind in durchgehen der Dickenrichtung der Stahlplatte nicht gleichförmig.
6. Wegen der Wasserkühlung unmittelbar nach dem Walzen kön nen durch H₂ 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 be sonderen Vorkehrungen getroffen wurden.

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

Bei einem bekannten Verfahren zur Herstellung von hoch zugfesten, niedrig legierten Stahlplatten mit guter Zähig keit gemäß der US-PS 41 84 898 wird nach dem gesteuerten Erwärmen und Walzen ein beschleunigtes Abkühlen vorgenommen. Mit die sem Verfahren soll ein Stahl hergestellt werden, der bei niedriger Temperatur eine hohe Festigkeit und hohe Zähig keit aufweist; dabei ist jedoch nicht daran gedacht, die Schweißbarkeit und die mechanischen Eigenschaften in der wärmebehandelten Zone (HAZ) zu verbessern, die durch das Schweißen entsteht.

Aus der DE-OS 29 13 584 ist ein Verfahren zur Herstellung von bainitischem Stahlblech mit hoher Zugfestigkeit und hoher Kerbschlagzähigkeit und guter Schweißfähigkeit bekannt. Das Stahlrohmaterial gemäß der DE-OS 29 13 584 weist 0,005 bis 0,03% C, höchstens 0,4% Si, 1,4 bis 2,0% Mn, 0,01 bis 0,08% Nb, 0,0025 bis 0,025% Ti, 0,005 bis 0,08% Al, höchstens 0,008% S, 0,001 bis 0,005% N und 0,0008 bis 0,0018% B, Rest Eisen sowie übliche Verunreinigungen auf, wobei die Beziehung OTi (in %)-3,4 N (in %)0,01 erfüllt sein muß. Zusätzlich kann das Stahlrohmaterial 0,0005 bis 0,005% Ca enthalten, um die MnS-Bildung zu beeinflussen. Über den O-Gehalt des Stahls sind keine Aussagen gemacht, so daß dieser etwa dem Gleichgewichtswert entsprechen dürfte. Gemäß den Ausführungsbeispielen weisen die Stähle gemäß DE-OS 29 13 584 in der Schweißzone eine Kerbschlagzähigkeit 2 vE-20°C von etwa 62 bis 94 N.m auf, während die Kerb schlagzähigkeit 2 vE-60°C der Matrix etwa 183 bis 256 N.m beträgt. Die Zähigkeit in der Schweißzone ist somit gegen über der Zähigkeit in der Matrix stark reduziert.

Demgegenüber liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, einen niedriglegierten Stahl mit ho her Zugfestigkeit und hoher Zähigkeit sowie verbesserten Eigenschaften der Schweiß zone sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung bereitzustellen.

Diese Aufgabe wird durch die Erfindung gelöst.

Hinsichtlich der chemischen Zusammensetzung des Stahlrohmaterials besteht in gewissem Umfang eine Überlappung mit den zulässigen Bereichen verschiedener Legierungselemente gemäß der US-PS 41 84 898 und der DE-OS 29 13 584.

Die Erfindung unterscheidet sich jedoch vom Stand der Technik insbesondere hinsichtlich der oberen Grenzwerte für Schwefel und Sauerstoff sowie hin sichtlich bestimmter Bedingungen für einzelne Bestandteile, was durch die nachstehenden beiden Formeln wiedergegeben wird:

Hinsichtlich der Abstimmung der thermischen Bedingungen und des Walzens, d. h. Erwärmen, Walzreduktion und Abkühlen des Stahls, unter scheidet sich die vorliegende Erfindung ebenfalls von der US-PS 41 84 898, und zwar insbesondere hinsichtlich der Erwärmungs temperatur, der Kühlgeschwindigkeit und der Temperatur, bei der die weitere Abkühlung auf eine niedrigere Tempera tur angehalten wird.

Hinsichtlich der tatsächlichen Werte bei diesen thermi schen Bedingungen erfolgt nachstehend ein Vergleich zwi schen der vorliegenden Erfindung und der US-PS 41 84 898.

Beim erfindungsgemäßen Verfahren wird das Stahlrohmaterial auf 900 bis 1000°C erwärmt und so gewalzt, daß man unterhalb 900°C eine Walzreduktion von über 60% erhält; das Walzen wird in einem Temperatur bereich abgeschlossen, der zwischen 20°C oberhalb und 10°C unterhalb der Ar₃-Transformationstemperatur liegt; danach wird der gewalzte Stahl mit einer Kühlgeschwindigkeit von 15 bis 60° K/s auf 300°C oder weniger bis zur Raumtem peratur abgekühlt.

Demgegenüber wird bei der US-PS 41 84 898 der Stahl auf eine Tempera tur erwärmt, die mehr als 150°C oberhalb der Ar₃-Transforma tionstemperatur, jedoch unterhalb der Temperatur liegt, bei der die Austenitkorngröße 150 µm oder mehr erreichen würde; danach wird der Stahl warmgewalzt, um eine Gesamtreduktion von über 40% zu erhalten, und schließlich wird der warmge walzte Stahl mit einer Kühlgeschwindigkeit von 5 bis 20 K/s auf 550 bis 650°C abgekühlt.

Somit wird beim erfindungsgemäßen Verfahren der Stahl zum Walzen auf eine niedrigere Temperatur erwärmt und der gewalzte Stahl auf einen wesentlich niedrigeren Temperaturbereich mit erheb lich größerer Kühlgeschwindigkeit abgekühlt.

Die Unterschiede in diesen thermischen Bedingungen sind er forderlich, um eine verbesserte Schweißbarkeit sowie gute Eigenschaften der Schweißzone zu erhalten. Um diese guten Schweißeigenschaften zu erzielen, muß der Gehalt im Bereich von 0,005 bis 0,08 Gew.-% bleiben; bei diesem C-Gehalt ist es schwierig, bei einem gesteuerten Walzen mit anschließender beschleu nigter Abkühlung gemäß der US-PS 41 84 898 sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch eine hohe Zähigkeit zu erzielen.

Das Wesen der Erfindung besteht in einem Feinen der Austenitkorn größe durch eine kritische Beschränkung der chemischen Zu sammensetzung und der Walzbedingungen in Verbindung mit einer geringeren Erwärmung zum Walzen und Abkühlen auf einen niedrigeren Temperaturbereich mit höherer Kühl geschwindigkeit.

Zur Lösung der Probleme oder Nachteile beim Stand der Tech nik sind im Rahmen der Erfindung umfangreiche Untersuchun gen hinsichtlich der verschiedenen Faktoren, wie System der Legierungskomponenten und Bedingungen beim Erwärmen, Walzen und Abkühlen, durchgeführt worden; dabei wurde ein neues Ver fahren entwickelt, mit dem man einen Stahl mit besserer Schweißbarkeit und HAZ-Zähigkeit sowie Festigkeit und Zähig keit herstellen kann.

Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht die Herstellung von niedriglegierten 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 erwärmten Zone.

Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht durch geeignete Beschränkung der Legierungs elemente sowie der unvermeidlichen Elemente und Ver unreinigungen, und durch eine sorgfältige Auswahl der Bedin gungen für das Erwärmen, Walzen und Abkühlen die Herstellung von niedriglegiertem, 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 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 hält; dieser Stahlrohling wird auf eine niedrige Temperatur von 900 bis 1000°C erwärmt, anschließend im Rekristallisa tionsbereich der Austenitkörner gewalzt, im Nichtkristalli sationsbereich unterhalb 900°C ausreichend reduziert (mindestens 60%), Beenden des Walzens in einem Temperaturbereich von 20°C oberhalb bis 10°C unterhalb der Ar₃-Transformationstem peratur und unmittelbar nach dem Beenden des Walzvorganges ein Abkühlen mit einer relativ hohen Geschwindigkeit von 15 bis 60 K/s auf unter 300°C.

Die mit dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltene Mikrostruktur nach dem Ab kühlen 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 synergistischen Effekt der Kornfeinung, wie nachstehend ausgeführt:

1. Feinen des erwärmten Austenitkorns durch die niedrige Erwärmungstemperatur (900 bis 1000°C) und Unterdrücken des Kornwachstums durch feine TiN-Teilchen.
2. Unterdrücken des Wachstums der beim Walzen rekristalli sierten Austenitkörner durch die Gegenwart von TiN und Nb(C, N).
3. Durch die Unterdrückung der Rekristallisation von Austenitkörnern durch die feinen Nb(C, N)-Teilchen, die während des Walzvorgangs ausgefällt worden sind, und durch die ausreichende Gesamtwalzreduktion von 60% oder mehr bei niedriger Temperatur unterhalb 900°C 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 felgehaltes und der formsteuernden Behandlung des MnS durch Hinzugabe von Ca ist es möglich, einem Stahl mit hoher Zugfestigkeit, hoher Übergangstemperatur der Kerbschlag zähigkeit und hoher absorbierter Energie herzustellen.

Durch die große Walzreduktion von über 60% im Nichtrekri stallisationsbereich unterhalb 900°C erhält man eine Mikro struktur mit einem Gradienten der Korngröße, die zu den Plattenoberflächen hin abnimmt, d. h. an den Plattenober flächen geringer ist, so daß die Oberflächen weniger härt bar sind. Daher ist die Mikrostruktur im wesentlichen gleich förmig in Dickenrichtung der Platte, um eine gleichförmige Härteverteilung in Dickenrichtung sicherzustellen.

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

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

Wegen des verringerten Kohlenstoff-Äquivalents zeigt der er findungsgemäß hergestellte Stahl eine geringere Empfind lichkeit gegenüber Rißbildung beim Schweißen im Vergleich zu bekannten Stählen. Ferner ist die Zähigkeit in der durch die Erwärmung beeinflußten Zone wesentlich verbes sert, und zwar aufgrund der Ausfällung einer geeigneten Men ge an feinem TiN durch die Zugabe von Ti in einer Menge entsprechend N zu der Zusammensetzung mit niedrigem Kohlen stoffgehalt.

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

Nachstehend werden die Gründe für die Beschränkung der Bedingungen beim Erwärmen, Walzen und Abkühlen erläutert.

Durch die Beschränkung der Erwärmungstemperatur auf 900 bis 1000°C kann die Austenitkorngröße während der Erwärmung ausreichend klein gehalten werden, um eine ausreichende Kornfeinung der gewalzten Mikrostruktur zu erhalten. 1000°C ist der obere Grenzwert, um eine unerwünschte Vergröberung der Austenitkörner während der Erwärmung zu vermeiden. Insbesondere verursacht eine Temperatur von über 1000°C eine Vergröberung der Austenitkörner und daher eine Vergrö berung der oberen Bainit-Struktur nach dem Abkühlen, was zu einer geringeren Zähigkeit des erhaltenen Stahls führt. An dererseits können sich bei einer zu niedrigen Erwärmungstemperatur die zugegebenen Legierungselemente nicht ausreichend lö sen, und man erhält eine Steigerung, so daß die Eigenschaften des Stahls verschlechtert werden. Da ferner die Temperatur in der Endstufe des Walzens zu niedrig wird, können die beim gesteuerten Abkühlen an sich möglichen Verbesse rungen nicht voll ausgenutzt werden. Daher wird der untere Grenzwert für die Temperatur auf 900°C festgelegt.

Da erfindungsgemäß das Erwärmen bei niedriger Temperatur erfolgt, ist keine lange Wartezeit erforderlich, obwohl die Walzreduktion bei einer Temperatur unterhalb 900°C minde stens 60% betragen soll, und daher ist die Produktivität sehr hoch. Wenn dagegen das Walzen unter ungeeigeneten Be dingungen erfolgt, erhält man nicht den Stahl mit der ge wünscht hohen Qualität, selbst wenn das Erwärmen bei einer derartig niedrigen Temperatur erfolgt. Erfindungsgemäß ist es daher wesentlich, daß die Walzreduktion im Temperatur bereich der Nichtrekristallisation von weniger als 900°C mindestens 60% beträgt. Eine derartig hohe Walzreduktion im Temperaturbereich der Nichtrekristallisation nach dem Erwärmen bei niedriger Temperatur gewährleistet das Feinen und Verlängern der Austenitkörner, so daß man nach dem Abkühlen eine feine und gleichförmige Transformations struktur erhält.

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

Das Abkühlen 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 Abkühlung in einem Temperaturbereich zwischen der Ar₃-Trans formationstemperatur und 20°C 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 Ar₃-Trans formationstemperatur und 10°C darunter liegt, um eine Duplex phasen-Mikrostruktur zu bilden, die eine obere Bainit-Struk tur und weniger als 20% Ferrit-Struktur enthält.

Durch das Feinen der oberen Bainit-Struktur, den verringer ten C-Gehalt, den außerordentlich stark verringerten S-Ge halt und durch die morphologisch kontrollierende Behand lung des MnS kann man eine erhebliche Verbesserung der Dehn barkeit, Umformbarkeit und Zähigkeit erzielen.

Das Abkühlen beginnt unmittelbar nach dem Abschluß des Walzvorganges, bis die Temperatur des Stahls mit einer Kühlgeschwindigkeit von 15 bis 60 K/s bis unter 300°C abgesenkt ist. Der Grund für diese hohe Abkühlgeschwin digkeit besteht darin, daß die obere Bainit-Struktur bei einer Kühlgeschwindigkeit unterhalb 15 K/s kaum gebildet werden kann, während eine Kühlgeschwindigkeit von mehr als 60 K/s zur Bildung einer so großen Menge von Martensit führt, daß die Dehnbarkeit und Zähigkeit verringert werden. Der Stahl wird bis unter 300°C herab abgekühlt, um die Pro duktivität und die Bearbeitbarkeit zu verbessern und die Güte des Stahls durch Vereinfachen der Abkühlbedingung zu sta bilisieren.

Wenn die Stahlplatte sehr dick ist, beispielsweise 40 mm oder mehr, kann ein erneutes Erwärmen beispielsweise zum Entzug des Wasserstoffs erforderlich sein. Die Temperatur beim Wiedererwärmen sollte vorzugsweise 600°C nicht über steigen, da anderenfalls die Festigkeit in unerwünschter Weise verschlechtert wird. Es ist auch ein Wie dererwärmen bis zu 550°C oder weniger möglich, wodurch die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls nicht beeinträchtigt werden.

Nachstehend werden die Gründe für die Mengenbegrenzung der Bestandteile näher erläutert.

Das Stahlrohmaterial für den Einsatz bei dem erfindungsge mäßen 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 0,08% Al und 0,0005 bis 0,005% Ca. Ferner soll das Stahlrohmaterial höchstens 0,005% O, höchstens 0,003% S, höchstens 0,005% N und höchstens 0,0002% H enthalten, wobei die folgenden Bedingungen eingehalten werden:

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

Wegen der Deoxidation ist Si unvermeidlich beteiligt. Die ses Element muß jedoch auf höchstens 0,6% beschränkt werden, da es die Schweißbarkeit und die Zähigkeit in der wärme behandelten Zone nachteilig beeinflußt. Der Si-Anteil wird vorzugsweise auf weniger als 0,2% gehalten, da die Deoxi dation 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 gesteuer tes Abkühlen, verbessert. Ein Mn-Anteil unterhalb 1,4% er möglicht weder eine ausreichende Festigkeit noch eine we sentliche Verbesserung der Zähigkeit. Daher wird der untere Grenzwert des Mn-Anteils auf 1,4% eingestellt. Demgegen über erhöht eine übermäßige Menge an Mn die Härtbarkeit und gibt zur Bildung von Matensit 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 an schließenden Walzen aus, um das Wachstum der Austenitkörner zu verringern und dadurch die Mikrostruktur des Stahls zu feinen. Dabei ist ein Nb-Anteil von 0,01% ausreichend.

Die Härtung durch Ausfällen von Nb erhöht sich mit zunehmen dem 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 Verbesse rung der Festigkeit durch Strukturänderung durch gesteuertes Abkühlen erreicht wird. Daher ist der Nb-Gehalt auf einen Wert beschränkt, der zwar niedrig ist, jedoch ausreicht, um eine wesentliche Verbesserung der Zähigkeit und keine Ver schlechterung der Schweißbarkeit und der Zähigkeit in der wärmebehandelten Zone zu 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 aus reichend niedrig gehalten werden, wird eine geeignete Menge an Nb selbst bei der Niedertemperaturerwärmung bei 900 bis 1000°C gelöst, so daß die Zähigkeit des Grundmetalls und die Produktivität verbessert werden. Daher können die Effek te bei der Nichtrekristallisation und beim Feinen der Austenitkörner voll ausgenutzt werden.

Das Ti bildet, wenn der Gehalt ausreichend klein ist, bei spielsweise von 0,005 bis 0,025% beträgt, feine TiN-Teil chen, um zum Feinen der gewalzten Mikrostruktur und der mit Wärme beaufschlagten Zone, d. h. zur Verbesserung der Zähig keit wirksam beizutragen. Der Gehalt an N und Ti liegt vor zugsweise bei Werten, die an stöchiometrisch äquivalente Mengen angenähert sind. Insbesondere erfüllen die Anteile an N und Ti die nachstehende Bedingung:

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

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%, und die Dicke betrug 13 bis 30 mm.

Wenn

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

unter -0,002% liegt, bilden sich zunehmend grobe TiN-Teilchen, so daß die Feinungswirkung von TiN in nachteiliger Weise ver mindert wird. Daher sollen die N- und Ti-Anteile die vor stehende Bedingung erfüllen.

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

Erfindungsgemäß soll der S-Gehalt als Verunreinigung höch stens 0,003% betragen und ist in Bezug auf Ca so beschränkt, daß die nachstehende Bedingung erfüllt wird:

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 Dehy drierung 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, O und S entsprechend der nachstehenden Bedingung ausgewählt werden:

wobei der S-Gehalt auf unter 0,003% abgesenkt wird. In ähnlicher Weise kann durch Einhalten der Bedingung

die Bildung von Cluster-Einschlüssen, wie CaO.AlO₃, mini malisiert werden, so daß die Dehnbarkeit und Zähigkeit so wie 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

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 enthal ten, dessen Reinheit und Zähigkeit dadurch verschlechtert werden. Ein zu großer O-Gehalt erfordert große Menge an De oxidationslegierungen, wie Al, Si oder Ferrolegierungen, und verringert die wirksame Menge an Ca, die zur morpholo gischen Steuerung von MnS erforderlich ist, und zwar wegen der Verbindung von O 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, zum die Zähig keit 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-Ge halt 0,005% übersteigt. Der obere Grenzwert für den N-Ge 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 ge steuerten Abkühlung. Diese Fehler können jedoch fast voll ständig dadurch eliminiert werden, daß man den H-Gehalt vorzugsweise auf höchstens 0,0002% beschränkt.

Gemäß einer zweiten erfindungsgemäßen Ausführungsform ent hält das verwendete Stahlrohmaterial zusätzlich zu den Bestandteilen bei der ersten Ausführungsform mindestens ein Element aus der nachstehenden Gruppe: 0,1 bis 1,0% Ni, 0,1 bis 0,6% Cu, 0,1 bis 0,6% Cr, 0,05 bis 0,3% Mo, 0,01 bis 0,08% V und/oder 0,0005 bis 0,002% B.

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 Zähig keit des Grundmetalls zu erhöhen, ohne die Härtbarkeit und Zähigkeit in der von der Wärme beaufschlagten Zone zu be einträchtigen. Ein Ni-Gehalt von unter 0,1% führt jedoch nicht zu einem wesentlichen Effekt, während ein Ni-Gehalt von über 1,0% im Hinblick auf die Härtbarkeit und die Zähig keit 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 in duzierte 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% be tragen.

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 Schweißbar keit in unerwünschter Weise verringert. 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 0,3% betragen.

Die Wirkung von Vi 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 Wir kungen ergeben. Daher sollte der V-Gehalt vorzugsweise von 0,01 bis 0,08% betragen.

B fällt an Austenitkorn-Grenzflächen während des Walzvor ganges aus, um die Härtbarkeit zu verbessern und die Bil dung der Bainit-Mikrostruktur zu unterstützen. Ein B-Ge halt 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; wodurch sich die Zähigkeit des Grundmetalls und die Zähig keit in der von der Wärme beaufschlagten Zone in unerwünsch ter Weise verschlechtern. Daher sollte der B-Gehalt vor zugsweise von 0,0005 bis 0,002% betragen.

Beispiele

Stähle mit den Zusammensetzungen gemäß Tabelle I werden mit Hilfe eines Sauerstoffkonverter-Stranggießverfahrens hergestellt. Aus diesen Stählen werden Stahlplatten mit Dicken zwischen 15 und 30 mm unter verschiedenen Bedingungen für das Erwärmen, Walzen und Abkühlen hergestellt.

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

Tabelle II

Die erfindungsgemäß hergestellte Stahlplatte zeigt außeror dentlich überlegene Eigenschaften im Grundmetall und in den Schweißzonen, während bei den nicht erfindungsgemäß herge stellten Vergleichsstählen entweder das Grundmetall oder die Schweißzone unannehmbare Eigenschaften zeigen. Ersicht lich sind die erfindungsgemäßen Stähle qualitativ hochwer tiger und für Schweißkonstruktionen besser geeignet.

Der Vergleichsstahl Nr. 8 hat eine nicht gleichförmige Duplexkorn-Struktur aufgrund einer hohen Erwärmungstemperatur (1150°C) und zeigt eine geringere Zähigkeit beim Grundme tall.

Der Vergleichsstahl Nr. 9 zeigt eine geringere Zähigkeit des Grundmetalls aufgrund einer außerordentlich geringen Walzreduktion bei unter 900°C.

Der Vergleichsstahl 10 zeigt eine große Separation aufgrund einer außerordentlich niedrigen Endtemperatur, was zu einer geringen Absorption von Stoß- oder Schlagenergie führt.

Der Vergleichsstahl 11 zeigt aufgrund seines hohen C-Ge halts eine geringe Zähigkeit in der von der Wärme beauf schlagten Zone. Außerdem ist die Zähigkeit des Grundmetalls wegen fehlender morphologischer Steuerung des MnS durch Zu gabe von Ca verschlechtert.

Der Vergleichsstahl 12 zeigt sehr hohe Härtungseigenschaften aufgrund einer übermäßigen Zugabe von Nb sowie aufgrund einer übermäßigen Zugabe von Ti eine verschlechterte Zähig keit in der mit Wärme beaufschlagten Zone. Die Zähigkeit des Grundmetalls ist ebenfalls geringer, da die morpholo gische 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.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen von Stahl als Werkstoff für Schweißkonstruktionen mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit sowie guten Schweißeigenschaften, mit den Maßnahmen:

a) Herstellen eines Stahlrohmaterials aus
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 0,08% Al,
0,0005 bis 0,005% Ca,
höchstens 0,003% S,
höchstens 0,005% O,
höchstens 0,005% N,
mit der Maßgabe, daß die Bedingungen: erfüllt sind,
gegebenenfalls 0,1 bis 1,0% Ni, 0,1 bis 0,6% Cu, 0,1 bis 0,6% Cr, 0,05 bis 0,3% Mo, 0,01 bis 0,08% V und/oder 0,0005 bis 0,002% B, und Rest Eisen sowie übliche Verunreinigungen,
b) Erwärmen des Stahls auf eine Temperatur zwischen 900 und 1000°C,
c) kontrolliertes Walzen des Stahls mit einer Walzreduktion unter 900°C von mindestens 60% und einer Endtemperatur im Bereich von 20°C oberhalb und 10°C unterhalb Ar₃- Transformationstemperatur und
d) Abkühlen des Stahls unmittelbar nach dem Abschluß des Walzvorgangs mit einer Kühlgeschwindigkeit von 15 bis 60 K/s auf unter 300°C.

2. Stahl mit einem vE-60°C-Wert von mindestens 103 Nm, her gestellt nach dem Verfahren nach Anspruch 1.

3. Verwendung des Stahls nach Anspruch 2 als Werkstoff für Schweißkonstruktionen.