DE4009971C2 - Verfahren zum Herstellen hochfesten Stahls mit verbesserter Schweißbarkeit und Niedertemperaturzähigkeit - Google Patents

Description

Die Erfindung befaßt sich mit einem Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahls mit verbesserter Schweißbar­ keit und Niedertemperaturzähigkeit, welcher eine Streckgrenze von nicht kleiner als 686 N/mm² (70 kgf/mm²) und eine Zugfestigkeit von nicht kleiner als 784 N/mm² (80 kgf/mm²) hat.

In jüngster Zeit besteht ein zunehmender Bedarf an Energie und Energiequellen. Um diesen Bedarf zu decken, nehmen die Aktivitäten beträchtlich zu, geschweißte Stahlkonstruktionen zu erstellen, die zur Erforschung und Speicherung von Energiequellen bestimmt sind, wie Offshore-Konstruktionen zur Unterwasserquellenerforschung, Meeresgrunderforschungs­ schiffe, Druckbehälter zur Speicherung von Energie usw. Im allgemeinen sind derartige Konstruktionen hinsichtlich ihren Abmessungen groß ausgelegt und daher aus Stahlteilen hergestellt, die eine große Dicke haben. Folglich wird das Sicherheitsbedürfnis immer bedeutender.

Stahlteile, die zur Erstellung von derartigen Konstruktionen eingesetzt werden, müssen daher eine verbesserte Schweißbar­ keit und Zähigkeit haben. Wenn die Konstruktion bestimmungs­ gemäß in einer korrosiven Umgebung, wie bei einer Unterwasser­ konstruktion oder einem Rohölbehälter, eingesetzt werden soll, muß das Material eine ausreichende Widerstandsfähigkeit gegen Spannungsrißkorrosion haben.

Ein hochfester Stahl, der eine Streckgrenze von nicht kleiner als 686 N/mm² (70 kgf/mm²) und eine Zugfestigkeit von nicht kleiner als 784 N/mm² (80 kgf/mm²) hat, (welcher nachstehend mit "HT 80" bezeichnet wird) wird beispielsweise gemäß einem Verfahren hergestellt, welches den Effekt einer verbesserten Härtbarkeit nutzt, wobei man diesen Effekt durch die Zugabe einer Spurenmenge B (Bor) erhält. Insbesondere wird bei diesem Verfahren eine übermäßige Zugabe von die Härtbarkeit ver­ bessernden Elementen, wie C, Ni, Cr und Mo vermieden, um das Kohlen­ stoffäquivalent zu reduzieren, welches ein Maß für die Schweißbarkeit ist, und anstelle hierzu wird eine Al-B-Behand­ lung oder eine Behandlung zur Herabsetzung des N-Gehalts vor­ genommen, um den die Härtbarkeit verbessernden Effekt durch B vollständig zu nutzen. Das Material wird dann zu einem Stahlerzeugnisteil durch Härten/Wärmebehandlung nach der Wiederaufwärmung oder unmittelbar nach dem Walzen geformt. Diese Verfahrensweisen sind beispielsweise in den geprüften japanischen Patentanmeldungen No. 60-25 494 mit dem Titel "Ver­ fahren zum Herstellen einer borhaltigen, niedriglegierten, wärmebehandelten, hochfesten Stahlplatte" und mit der Nummer No. 60-20 461 mit der Bezeichnung "Dicke, hochfeste Stahl­ platte, welche eine hohe Festigkeit und Zähigkeit hat" angegeben. Bei diesen Verfahrensweisen erhält man ein getem­ pertes, martensitisches Gefüge oder ein getempertes niedrig­ bainitisches Gefüge infolge der Härtung/Wärmebehandlung, so daß man eine hohe Festigkeit und Zähigkeit erzielen kann.

Ein Ni-Cu-Stahl (ASTM-710-Stahl), welcher eine verbesserte Festigkeit durch den Aushärtungseffekt von Cu hat, ist als ein hochfester Stahl gezeigt, der eine hohe Zugfestigkeit ohne eine Bezugnahme auf B hat. Dieser Stahl wird dadurch her­ gestellt, daß eine Wiederaufwärmung zur Härtung/Wärmebehandlung oder eine Wiederaufwärmung zum Anlassen/Wärmebehandlung angewandt wird, und es wird als ein Material für ein zugfestes Stahlteil eingesetzt, das eine Zugfestigkeit von 588 N/mm² (60 kgf/mm²)k oder dgl. hat.

Das Stahlherstellungsverfahren, das sich auf die Wirkung zur Verbesserung der Härtbarkeit, erzeugt durch B, bezieht, ermöglicht, daß die Elementgehalte, wie C, Ni, Cr und Mo derart herabgesetzt werden, daß die Schweißbarkeit beträchtlich in einem Maß verbessert wird, um eine Rißbildung selbst dann zu vermeiden, wenn eine Vorwärmungstemperatur vor dem Schweißen herabgesetzt wird. Dieses Verfahren ist jedoch dahin­ gehend unzufriedenstellend, daß es nicht ermöglicht, daß eine Vorerwärmung vor dem Schweißen vollständig entfallen kann. Wenn ferner ein Stahl, der gemäß dieser Verfahrensweise her­ gestellt ist, mit einer kleinen Wärmezufuhr geschweißt wird, nimmt die Härte der durch die Wärme beeinflußten Zone (HAZ), auf welche die Schweißwärme einwirkt, infolge des die Härt­ barkeit verbesserten Effekts durch B zu, woraus sich ergibt, daß die Spannungsrißkorrosionsempfindlichkeit beträchtlich ansteigt. Wenn dieses Verfahren zur Herstellung eines Teils mit einer großen Dicke Anwendung findet, erhält man ein martensitisches oder niederbainitisches Gefüge auf Grund des die Härtbarkeit verbesserten Effekts durch B in einem Bereich, der um ¼ der Gesamtdicke von der Oberflächenschicht liegt. Unglücklicherweise ist die Zähigkeit im Kernteil des Blech­ teils infolge des Auftretens des oberen bainitischen Gefüges unzulänglich.

Die Erfindung zielt daher darauf ab, ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahles mit verbesserter Schweißbarkeit und Niedertemperaturzähigkeit bereitzustellen, bei welchem die vorstehend genannten Schwierigkeiten überwunden sind.

Von den Erfindern wurden eingehende Untersuchungen vorgenommen und Versuche durchgeführt im Hinblick auf die Entwicklung eines HT-80-Stahls, welcher im Hinblick auf die Schweißbarkeit, die Spannungsrißkorrosionswiderstandsfähigkeit und die Nieder­ temperaturzähigkeit verbessert ist Hierbei hat sich gezeigt, daß der B-Gehalt beträchtlich die Härte von HAZ selbst bei niedriggekohlten Stählen beeinflußt, so daß die Härte von HAZ beim Schweißen beträchtlich herabgesetzt wird, wenn der B-Gehalt nicht größer als 0,0002% (im wesentlichen keine Zugabe von B) und der C-Gehalt nicht größer als 0,05% in Kombination sind.

Ferner hat sich gezeigt, daß eine dicke Stahlplatte, die aus einem Stahl hergestellt ist, welcher einen niedrigen C-Gehalt hat und im wesentlichen keine Zugabe von B vorgesehen ist, und der eine hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit gleichförmig in Dickenrichtung hat, dadurch erhalten werden kann, daß man die Korngrößen fein wählt, und daß man den Aushärtungseffekt durch Cu selbst dann nutzt, wenn ein oberes Bainitgefüge auf­ tritt. Hierbei hat sich somit gezeigt, daß die vorstehend ge­ nannte, dicke Stahlplatte aus einem Stahlmaterial erhalten werden kann, das einen geringen C-Gehalt hat und im wesent­ lichen ohne eine Zugabe von B auskommt, indem man in geeigneter Weise die Behandlungsschritte, wie das Erwärmen, Walzen, Kühlen und die Wärmebehandlung, wählt und kombiniert.

Auf der Grundlage dieser Erkenntnisse stellt die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahles mit verbesserter Schweißbarkeit und Niedertemperaturzähigkeit bereit, welches die folgenden Schritte aufweist: Herstellen eines ersten Stahlknüppels, der in Gewichtsprozenten 0,02 bis 0,05% C, 0,02 bis 0,5% Si, 0,4 bis 1,5% Mn, 0,5 bis 4,0% Ni, 0,20 bis 1,5% Mo, 0,005 bis 0,03% Ti, 0,01 bis 0,08% Al, nicht mehr als 0,0002% B, über 1,0 bis 2,0% Cu, nicht mehr als 0,01% N und Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ent­ hält, oder einen zweiten Stahlknüppel herstellt, der zusätz­ lich zu den vorstehend genannten Bestandteilen des ersten Stahlknüppels wenigstens ein Element der Gruppe von Ca ent­ hält, welches die Funktion hat, die Morphologie der Ein­ schlüsse und die die Festigkeit verbessernden Elemente steuernd zu beeinflussen, welche 0,05 bis 1,0% Cr, 0,005 bis 0,1% V und 0,005 bis 0,05% Nb aufweisen; Erwärmen des Stahl­ knüppels auf eine Temperatur von 900°C bis 1000°C; Warmwalzen des erwärmten Stahlknüppels zuerst bei einer Walzreduktion von 30 bis 70% auf einen Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert und dann bei einer Walzreduktion von 20 bis unter 60% auf einen weiteren Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristallisiert; Härten des warmgewalzten Knüppels, beginnend mit einer Wasserkühlung von einer Temperatur von nicht kleiner als dem Ar₃-Umwandlungspunkt und Abschließen mit einer Kühlung bei einer Temperatur von nicht höher als 250°C; und Wärmebehandeln des gehärteten Knüppels bei einer Temperatur von nicht größer als dem Ac₁-Umwandlungspunkt.

Das Verfahren nach der Erfindung und seine Wirkungsweise werden nachstehend anhand der Beschreibung näher erläutert.

Zuerst sollen nachstehend die Gründe für die Begrenzung der Gehalte der jeweiligen Elemente des Stahls angegeben werden. In der folgenden Beschreibung beziehen sich die Elementgehalte auf Gewichtsprozentgrößen, es sei denn, daß zusätzliche Angaben gemacht sind.

C: C ist ein Element, das die Härtbarkeit zur Unterstützung der Verbesserung der Festigkeit verbessert. Dieses Element hat jedoch unerwünschte Auswirkungen auf die Schweißbarkeit und die Spannungsrißkorrosionswiderstands­ fähigkeit, welche nach der Erfindung verbessert werden sollen. Wie insbesondere in Fig. 1 gezeigt ist, bewirkt ein C-Gehalt von nicht größer als 0,05% eine beträchtliche Reduktion der Härte der HAZ-Schweißung, während ein C-Gehalt von größer als 0,05% eine Härtung von HAZ bewirkt, wodurch die Schweißbar­ keit beeinträchtigt wird und sich die Spannungsrißkorrosions­ empfindlichkeit insbesondere dann verstärkt, wenn der B-Gehalt nicht größer als 0,0002%, d. h. im wesentlichen Null ist. Andererseits macht ein C-Gehalt von niedriger als 0,02% es unmöglich, daß man die gewünschte Festigkeit erhält. Aus diesen Gründen ist der C-Gehalt auf 0,02% bis 0,05% bestimmt.

Si: Si ist ein Element, das bei der Stahlherstellung wesentlich ist. Zur Ermöglichung der Stahlherstellung sollte der Si-Gehalt im niedrigsten Falle 0,02% betragen. Wenn der Si-Gehalt 0,5% übersteigt, werden die Zähigkeit und die Schweißbarkeit des Matrixstahles sowie die Zähigkeit von HAZ in unerwünschter Weise herabgesetzt. Der Si-Gehalt ist daher auf 0,02% bis 0,5% bestimmt.

Mn: Mn ist ein Element, das die Härtbarkeit bei Sicherstellung einer Zähigkeit verbessert. Wenn der Mn-Gehalt 1,5% oder größer ist, wird die Niedertemperaturzähigkeit infolge einer Zunahme der Wärmebehandlungsversprödung herabge­ setzt. Andererseits bewirkt ein Mn-Gehalt von niedriger als 0,4% eine Abnahme der Festigkeit und Zähigkeit. Der Mn- Gehalt ist daher auf 0,4% bis 1,5% bestimmt.

Cu: Cu ist ein Element, das eine Zunahme der Festig­ keit und eine Beeinträchtigung der Zähigkeit ermöglicht, und daher handelt es sich hierbei um das bedeutendste Element im Hinblick auf die vorliegende Erfindung. Um die Herabsetzung der Härtbarkeit auszugleichen, die durch die Herabsetzung des C-Gehalts verursacht wird, ist es erforderlich, die Festig­ keit durch den Aushärtungseffekt von Cu bei der Wärmebehand­ lung zu erhöhen, welche nach der Härtung vorgenommen wird. Hierzu sollte der Cu-Gehalt über 1,0% liegen. Eine Zugabe von Cu von größer als 2,0% jedoch führt zu einer Sätti­ gung des Effekts zur Verbesserung der Festigkeit, und zusätz­ lich wird eine Herabsetzung der Zähigkeit bewirkt. Der Cu- Gehalt ist daher auf nicht größer als 2,0% bestimmt.

Ni: Ni verbessert die Niedertemperaturzähigkeit des Stahls und verbessert daher die Festigkeit des Stahls durch die Verbesserung der Härtbarkeit. Zusätzlich bewirkt Ni einen beträchtlichen Effekt zur Verhinderung der Heißrißbildung und der Hochtemperaturschweißrißbildung. Beim Verfahren nach der Erfindung erzeugt Ni auch einen Effekt, um die Erzeugung eines Bainitgefüges mit feinem Korn bei der Härtungsbehandlung zu erzielen. Um eine beträchtliche Verbesserung der Nieder­ temperaturzähigkeit zu erreichen, sollte der Ni-Gehalt nicht kleiner als 0,5% sein. Der obere Grenzwert des Ni-Gehalts ist 4,0%, da die Zugabe von Ni von größer als 4,0% zu einer Herabsetzung der Schweißbarkeit sowie zu einem Anstieg der Kosten führt, da dieses Element teuer ist.

Mo: Mo ist ein Element, das hinsichtlich der Sicher­ stellung einer Festigkeit durch Verbesserung der Härtbarkeit wirksam ist und das auch eine Wärmebehandlungsversprödung verhindert. Dieses Element ist ebenfalls eines der im Hin­ blick auf die Erfindung bedeutendsten Elemente wie dies auf das vorstehend genannte Cu zutrifft. Insbesondere kann Mo einen Nicht-Rekristallisationstemperaturbereich erweitern, um eine Zunahme der Versetzungsdichte bezüglich der Cu-Aus­ scheidungsseite zu ermöglichen, so daß der Aushärtungseffekt von Cu verstärkt wird. Wenn der Mo-Gehalt unter 0,2% liegt, ist die Wirkung zur Erweiterung des Nicht-Rekristallisations­ bereiches so klein, daß es praktisch unmöglich ist, die erwartete Festigkeit und Zähigkeit zu erhalten. Andererseits bewirkt ein Mo-Gehalt von größer als 1,5% eine Herabsetzung der Zähigkeit infolge einer Zunahme der Karbidmenge, wie grobes Mo₂C, sowie einer übermäßigen Härtung von HAZ beim Schweißen.

Ti: Ti verhindert eine Vergröberung der Austenitkörner und ist zur Erzielung einer Verbesserung der Zähigkeit von HAZ unvermeidbar. Beim Verfahren nach der Erfindung ist es unvermeidbar, den Schritt anzuwenden, daß die Austenit­ körner hinsichtlich ihrer Größe zum Zeitpunkt der Erwärmung des Knüppels vor dem Walzen gemacht werden, um sicherzustellen, daß man einen ausreichend hohen Wert für die Zähigkeit selbst in dem in Dickenrichtung in der Mitte liegenden Abschnitt der Stahlplatte realisieren kann. Hierzu wird Ti in einer solchen Menge zugegeben, daß das Verhältnis Ti-N in Bereichen zwischen 2,0 und 3,4 liegt. Somit hängt der Ti- Gehalt von dem N-Gehalt ab, ist aber derart bestimmt, daß er sich auf 0,005 bis 0,03% beläuft, da ein Ti-Gehalt von niedriger als 0,005% nicht zu einer ausreichenden Verfeinerung der Korngröße führen kann, während eine Zugabe von Ti von größer als 0,03% zu einer Herabsetzung sowohl der Zähigkeit des Matrixmate­ rials als auch der Zähigkeit von HAZ führt.

Al: Al ist ein Element, das für die Desoxidation notwendig ist. Dieses Material bildet ebenfalls während der Erwärmung des Knüppels Nitride, so daß es dazu beiträgt, daß die Austenitkörner hinsichtlich ihrer Korngröße fein gemacht werden. Ein Al-Gehalt von niedriger als 0,01% kann keinen beträchtlichen Effekt bewirken, während die Zugabe von Al von größer als 0,08% nicht empfohlen wird, da die Zähigkeit infolge der Zunahme der Einschlüsse in Form von Aluminiumoxid nachteilig beeinflußt wird.

N: N bildet Kohlenstoffnitride zusammen mit Ti, um eine Vergröberung des Austenitgefüges zu verhindern. Ein zu großer N-Gehalt jedoch beeinträchtigt die Zähigkeit von HAZ, so daß der N-Gehalt auf nicht größer als 0,01% begrenzt ist.

B: B ist das schädlichste Element bei der Erfindung, da es die unerwünschten Auswirkungen, wie das Härten von HAZ und die Herabsetzung der Schweißrißbeständigkeit, der Härt­ barkeit und der Spannungsrißkorrosionsbeständigkeit verur­ sacht. Insbesondere beim Schweißen mit geringer Wärmezufuhr wird HAZ beträchtlich gehärtet, wenn der B-Gehalt 0,0002% überschreitet, wie dies in Fig. 2 gezeigt ist. Der B-Gehalt ist daher auf nicht mehr als 0,0002% begrenzt.

Nach der Erfindung werden eins, zwei oder mehrere Elemente von Cr, V, Nb und Ca zusätzlich zu den vorstehend genannten Haupt­ elementen zugegeben. Cr, V und Nb haben einen äquivalenten Effekt zur Verbesserung der Festigkeit des Stahls. Um ein gewünschtes Ergebnis zu erzielen, sollten der Cr-Gehalt, der V-Gehalt und der Nb-Gehalt jeweils größer als 0,05%, 0,005% und 0,005% sein. Andererseits bewirken ein Cr-Gehalt von größer als 1,0%, ein V-Gehalt von größer als 0,10% und ein Nb-Gehalt von größer als 0,05% Schwierigkeiten im Hinblick auf eine erhöhte Spannungsrißkorrosionsempfindlichkeit, eine Zunahme der Härtbarkeit beim Schweißen, und eine Herab­ setzung der Zähigkeit von HAZ beim Schweißen. Die Gehalte dieser zusätzlichen Elemente sollten daher auf die vor­ stehend angegebene Weise begrenzt sein.

Ca: Ca bewirkt eine Kugelformung der nicht-metallischen Einschlüsse und ist daher wirksamer bei der Herab­ setzung der Anisotropie der Zähigkeit. Ca bewirkt auch eine Verhinderung der Rißbildung zusätzlich zu der Entspannungs­ behandlung nach dem Schweißen. Ein Ca-Gehalt von größer als 0,0050% jedoch bewirkt eine Herabsetzung der Zähigkeit infolge einer Zunahme der Einschlüsse.

Unvermeidbare Verunreinigungen, wie P, S und so weiter können zusätzlich zu den vorstehend genannten Elementen mitent­ halten sein. Die Mengen dieser Verunreinigungen sollten so klein wie möglich gemacht werden, da diese Verunreinigungen schädliche Elemente sind, die die Zähigkeit herabsetzen, die nach der Erfindung verbessert werden soll. Insbesondere sollten die P- und S-Gehalte nicht größer als 0,010% und nicht größer als 0,005% jeweils sein.

Die vorstehend angegebene Stahlzusammensetzung stellt eines der Merkmale nach der Erfindung dar. Nachstehend erfolgt nun­ mehr die Beschreibung der Verarbeitungsbedingungen, welche ein weiteres Merkmal nach der Erfindung darstellen. Die Ziel­ setzung der Erfindung, d. h. einen ausreichenden Aushärtungs­ effekt von Cu bereitzustellen und eine hinsichtlich der Dicke gleichmäßige hohe Zähigkeit bei einer dicken Stahlplatte zu erreichen, kann man nur dann erreichen, wenn eine geeignete Verfahrensweise angewandt wird, und zwar auch selbst dann, wenn man die Stahlzusammensetzung mit den vorstehend angegebenen Bereichsangaben einsetzt. Nachstehend erfolgt daher eine Beschreibung der Gründe für die Begrenzung der Bedingungen zur Erwärmung, zum Walzen, zum Abkühlen und zur Wärmebe­ handlung (zur Temperung).

Nach der Erfindung wird ein Stahlknüppel mit der vorstehend angegebenen Zusammensetzung auf eine Temperatur von 900 bis 1000°C erwärmt und einem Warmwalzen aus den nachstehend angegebenen Gründen unterworfen. Insbesondere werden bei der Erfindung die Körner des Stahlknüppels trotz der Bildung des oberen Bainitgefüges ausreichend fein gemacht, um eine hohe Zähigkeit zu erzielen, so daß man selbst in dem Kern­ bereich einer dicken Stahlplatte in Dickenrichtung gesehen einen hohen Zähigkeitswert erreichen kann. Dies macht es erforderlich, daß die erwärmten Austenitkörner hinsichtlich ihrer Größen verfeinert werden. Um andererseits die gewünschte Festigkeit zu erzielen, ist es erforderlich, daß Cu, Mo und so weiter ausreichend im Festlösungszustand bei dieser Temperatur sinkt, auf die der Stahl erwärmt wird, und daß man eine ausreichende Härtung durch Ausscheidung von Cu und Mo durch eine Wärmebehandlung bzw. Temperbehandlung erreicht. Daher muß die Temperatur der Erwärmung vor dem Walzen so gewählt werden, daß sowohl das Erfordernis erfüllt wird, gemäß dem die Austenitkörner verfeinert werden, als auch das Erfordernis erfüllt wird, gemäß dem eine ausreichend feste Lösung von Cu und Mo bereitgestellt wird. Die Festlösungs­ wirkung ist unzulänglich, wenn die Temperatur, auf die der Stahl erwärmt wird, unter 900°C liegt. Insbesondere macht das Vorhandensein von nichtgelösten Ausscheidungen, wie M₆C, es schwierig, einen ausreichenden Aushärtungseffekt bei der Temperbehandlung zu erzielen und kann zu einer Herabsetzung der Zähigkeit führen. Andererseits bewirkt die Erwärmung auf eine Temperatur größer als 1000°C eine Vergröberung der Austenitkörner. Wenn diese Körner einmal vergröbert sind, ist es schwierig, diese Körner wieder hinsichtlich der Körner­ größe zu verfeinern, selbst wenn man anschließend ein gesteu­ ertes Walzen anwendet, so daß das obere Bainitgefüge nicht in einem gewünschten Ausmaß hinsichtlich der Zähigkeit ver­ bessert werden kann. Aus diesen Gründen ist die Temperatur, auf die der Stahl vor dem Warmwalzen erwärmt wird, auf 900°C bis 1000°C bestimmt.

Nach der Erfindung wird das Warmwalzen zuerst bei einer Walz­ reduktion von 30 bis 70% in einem Temperaturbereich vorgenommen, in dem Austenit rekristallisiert und dann bei einer Walz­ reduktion von 20 bis unter 60% in einem weiteren Temperaturbereich (Nicht-Rekristallisationstemperaturbereich) vorgenommen, in dem Austenit nicht rekristallisiert. Diese Walzbedingungen sind aus den nachstehend angegebenen Gründen als notwendig zu erachten.

Insbesondere werden diese Warmwalzbedingungen angenommen, um zusätzlich zu der Tatsache, daß die Austenitkörner hin­ sichtlich ihrer Größe verfeinert werden, eine Zunahme der Versetzungsdichte durch die Bildung eines Deformationsbandes in den austenitischen Körnern erreicht wird, so daß zwangsweise eine Ausscheidung der Ausscheidungsbildung an den Versetzungsstellen während des Temperns auftritt, wodurch die Ausscheidungsverfestigungswirkung unterstützt wird. Wenn die Walzreduktion im Rekristallisationstemperaturbereich herabgesetzt wird, während die Walzreduktion im Nicht- Rekristallisationstemperaturbereich größer wird, werden Austenitkörner in unzulänglichem Maße hinsichtlich der Größe ver­ feinert, woraus resultiert, daß sich grobe Austenitkörner bilden, so daß man eine beträchtliche Zunahme der Anisotropie sowohl der Festigkeit als auch der Zähigkeit erhält und sich eine stärkere Spannungsrißkorrosionsempfindlichkeit ergibt. Wenn andererseits die Walzreduktion im Rekristallisations­ temperaturbereich vergrößert wird, wenn die Walzreduktion im Nicht-Rekristallisationstemperaturbereich herabgesetzt wird, wird die Bildung des Deformationsbandes in den Austenitkörnern unzulänglich, so daß es unmöglich wird, eine gewünschte Aus­ scheidungsverfestigungswirkung zu erzielen, obgleich man die Austenitkörner hinsichtlich der Größe verfeinert hat.

Aus diesen Gründen werden die Walzreduktionen im Rekristalli­ sationstemperaturbereich und im Nicht-Rekristallisations­ temperaturbereich derart bestimmt, daß sie in Bereichen von 30% bis 70% und 20% bis unter 60% jeweils liegen.

Nach der Erfindung ist es erforderlich, eine Härtungsbehand­ lung vorzunehmen, die mit der Wasserkühlung von einer Tempe­ ratur von nicht niedriger als der Ar₃-Umwandlungstemperatur beginnt und bei einer Temperatur endet, die nicht größer als 250°C ist. Das Luftkühlen kann nicht angewandt werden, da hierbei sowohl die Ausscheidung von Cu als auch die Überalte­ rung im Laufe der Kühlung auftritt, so daß es unmöglich wird, einen ausreichenden Ausscheidungshärtungseffekt zu erzielen, den man durch die anschließende Wärmebehandlung bzw. Temper­ behandlung erreichen möchte. Zusätzlich kann man die Festig­ keit und die Zähigkeit, die ein HT-80-Stahl besitzt, nicht mit einem Gefüge erzielen, das Ferrit enthält. Um ein feines Bainit­ gefüge zu erhalten, sollte die Härtung mittels Wasserkühlung ausgehend von einer Temperatur vorgenommen werden, die nicht kleiner als der Ar₃-Umwandlungspunkt ist.

Beim Verfahren nach der Erfindung sollte die Temperatur, bei welcher die Wasserkühlung beendet wird, 250°C nicht überschreiten, da die Beendigung bei einer höheren Temperatur zu einer ungenügenden Ausscheidungshärtung während der Temperaturbehand­ lung führt, wodurch die Festigkeit der Stahlplatte herabge­ setzt wird. Insbesondere wird die Gleichmäßigkeit der Eigen­ schaften in Dickenrichtung der Platte gesehen beeinträchtigt, wenn die erzeugte Platte eine große Dicke hat. Die Austenit­ körner, die unmittelbar nach dem Warmwalzen gehärtet werden, sind hinsichtlich der Größe feiner als jene, die man bei der nach einer Wiedererwärmung vorgenommenen Härtung erhält.

Der warmgewalzte und dann wassergekühlte Stahl muß einer Temperbehandlung bzw. Wärmebehandlung unterworfen werden, welche bei einer Temperatur vorgenommen wird, die nicht höher als der Ac₁-Umwandlungspunkt ist. Diese Wärmebehandlung erfolgt dazu, daß eine ausreichende Ausscheidung von Cu, Mo und so weiter erreicht wird, um einen ausreichenden Ausscheidungs­ härtungseffekt oder Aushärtungseffekt zu erzielen, wodurch sich die Festigkeit und die Zähigkeit verbessern lassen. Die Wärmebehandlung ist auch notwendig, um eine Erweichung des geschweißten Stahles zu verhindern, wobei die Erweichung auf die Wärmebehandlung zurückzuführen ist, die man zur Entspannung durchführt. Eine Tempertemperatur, die den Ac₁-Umwandlungspunkt überschreitet, führt zu einer beträcht­ lichen Herabsetzung der Festigkeit sowie einer beträchtlichen Herabsetzung der Zähigkeit. Aus diesen Gründen ist die Wärme­ behandlungstemperatur bzw. Tempertemperatur auf einen Wert von nicht größer als dem Ac₁-Umwandlungspunkt bestimmt.

Eine als Erzeugnis des vorstehend beschriebenen Verfahrens erhaltene Stahlplatte hat eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit mit einer starken Gleichmäßigkeit in Dickenrichtung der Platte gesehen, und zwar trotz der Herabsetzung des Kohlen­ stoffgehalts. Zusätzlich wird die Härtungsneigung von HAZ beim Schweißen beträchtlich herabgesetzt, so daß ermöglicht wird, daß diese Stahlplatte bei normaler Temperatur geschweißt werden kann. Ferner wird auch die Spannungsrißkorrosions­ widerstandsfähigkeit beträchtlich verbessert.

In der Zeichnung sind Beispiele der Erfindung erläutert. In der Zeichnung zeigt:

Fig. 1 ein Diagramm zur Verdeutlichung des Einflusses des C-Gehalts einer Stahlzusammensetzung auf ein HAZ beim Schweißen, welchen man dann erhält, wenn B zugegeben wird und den man dann erhält, wenn B nicht der Stahlzusammensetzung zugegeben wird, und

Fig. 2 ein Diagramm zur Verdeutlichung des Einflusses des B-Gehalts der Stahlzusammensetzung auf die Härte von HAZ beim Schweißen.

Nachstehend werden Beispiele der Erfindung angegeben.

Knüppel wurden gemäß einem Schmelzverfahren aus den ver­ schiedenen Stahlzusammensetzungen, die in Tabelle 1 gezeigt sind, bereitgestellt und sie wurden zu Stahlplatten mit einer Dicke von 25 bis 150 mm nach dem erfindungsgemäßen Verfahren und auch nach den Vergleichsverfahren geformt, die in Tabelle 2 gezeigt sind. Die mechanischen Eigenschaften des Matrixmaterials, die Härte von HAZ beim Schweißen und der K_ISCC-Wert (kritischer Zerstörungszähigkeitswert, bezogen auf die Spannungsriß­ korrosionswiderstandsfähigkeit) wurden bei diesen Stahlplatten gemessen. Das Schweißen wurde als Schutzbogenschweißen mit einer geringen Wärmezufuhr von 17 bis 25 KJ/cm vorgenommen, so daß man äußerst extreme Härtungsbedingungen bei HAZ beim Schweißen hat.

Die mechanischen Eigenschaften der Stahlproben, die man aus den Stahlzusammensetzungen nach Tabelle 1 bei der Anwendung des Verfahrens gemäß der Tabelle 2 erhält, sind in der Tabelle 3 gezeigt. Die Tabelle 3 zeigt auch die Ergebnisse eines K_ISCC- Tests bei HAZ beim Schweißen, der unter Anwendung der Test­ stücke bzw. Prüfstücke vorgenommen wurde, wobei die näheren Einzelheiten im ASTM E399 angegeben sind und eine Prüfung bei künstlichem Seewasser mit einer Konzentration von 3,5% vorge­ nommen wurde.

Die Probenstahlplatten 1-A bis 11-K nach der Erfindung, die aus Stahlzusammensetzungen hergestellt wurden, die der Erfindung entsprechen, und die gemäß den Verfahrens­ bedingungen nach der Erfindung hergestellt wurden, zeigten hohe Festigkeits- und Zähigkeitswerte der Matrixstähle mit einer geringfügigen Änderung der Festigkeit und Zähigkeitswerte in Gegenrichtung der Platten gesehen. Daher hatte HAZ dieser Probenstahlplatten ausreichend große K_ISCC-Werte. Vergleichsstahlplatten 12-L und 13-M, die größere C-Gehalte hatten, und die beträchtliche Mengen an B enthielten, zeigten extrem hohe Härtewerte von HAZ sowie niedrige K_ISCC-Werte in HAZ. Zusätzlich zeigten diese Ver­ gleichsprobenstahlplatten eine große Änderung der Zähigkeit in Gegenrichtung infolge der mangelnden Zugabe von Ti, welches die Kristallkörner hinsichtlich der Größe verfeinert. Insbesondere wurden bei der Vergleichsprobenstahlplatte 13-M ein grobes Martensitgefüge, das unter der Oberflächenschicht auftrat, und ein grobes oberes Bainitgefüge in dem Mittel­ abschnitt in Dickenrichtung gesehen festgestellt, so daß sich eine Herabsetzung der Zähigkeit ergab. Eine Vergleichs­ beispielstahlplatte 14-N zeigte eine hohe HAZ-Härte infolge des großen C-Gehalts. Zusätzlich trat bei dieser Vergleichs­ beispielstahlplatte eine Änderung der Zähigkeit in Dicken­ richtung gesehen auf, da Ti nicht zugegeben wurde, und da eine hohe Erwärmungstemperatur angewandt wurde, und bedingt durch die Warmwalzbedingungen ergaben sich ebenfalls Nach­ teile, bei denen das Walzen nur im Rekristallisierungs­ temperaturbereich vorgenommen wurde. Insbesondere hatte die Ver­ gleichsbeispielstahlplatte 14-N ein grobes Martensitgefüge unter der Oberflächenschicht und ein grobes oberes Bainitge­ füge im Mittelabschnitt in Gegenrichtung gesehen, so daß man eine schlechtere Zähigkeit erhielt. Eine Vergleichs­ beispielplatte 15-O hatte eine hohe HAZ-Härte und folglich einen niedrigen K_ISCC-Wert infolge der Zugabe einer Spuren­ menge (4 ppm) von B. Die Vergleichsbeispielstahlplatte 16-A erhält man bei einem Verfahren, bei dem das Warm­ walzen nur im Nicht-Rekristallisationstemperaturbereich vor­ genommen wurde. Als Folge hiervon hat diese Vergleichs­ beispielstahlplatte ein oberes Bainitgefüge, das lange und grobe Austenitkörner hat, so daß man eine verminderte Festig­ keit und Zähigkeit selbst an einer Stelle von ¼ t (¼ Dicke) von der Oberseite aus gesehen erhielt.

Ein Probenstahlplatte 5-E mit einer Dicke von 50 mm wurde aus der Stahlzusammensetzung E gemäß dem Verfahren nach der Erfindung hergestellt, während eine Vergleichsbeispielstahl­ platte 17-E gemäß einem Vergleichsverfahren aus derselben Stahlzusammensetzung E hergestellt wurde. Die Beispielstahl­ platte 5-E, die gemäß dem Verfahren nach der Erfindung her­ gestellt wurde, hatte ein feines oberes Bainitgefüge selbst in dem Mittelabschnitt der Platte in Dickenrichtung gesehen, so daß man die gewünschten Eigenschaften erhielt. Im Gegen­ satz hierzu konnte man die gewünschte Festigkeit und Zähig­ keit bei der Vergleichsbeispielstahlplatte 17-E infolge der Bildung des groben Bainitgefüges nicht erzielen. Dies hängt ursächlich mit einer ungenügenden Ausscheidungshärtung infolge des Weglassens des Warmwalzens im Nicht-Rekristalli­ sationstemperaturbereich zusammen. Eine Vergleichsbeispiel­ stahlplatte 8-F hatte ebenfalls eine geringere Festigkeit infolge einer nicht ausreichenden Ausscheidung, die ursäch­ lich mit der hohen Temperatur zusammenhing, bei der mit der Wasserkühlung begonnen wurde.

Wie sich aus der vorstehenden Beschreibung ergibt, kann man einen hochfesten Stahl von 784 N/mm² (80 kgf/mm²) herstellen, der im Hinblick auf die eine Schweißhärtung verhindernden Eigenschaften, der Spannungsrißkorrosionswiderstands­ fähigkeit und der Niedertemperaturzähigkeit verbessert ist.

Bei dem Einsatz des hochfesten Stahls, der gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt ist, ist es möglich, die Effizienz der Schweißarbeiten, die bei der Erstellung einer Stahlkonstruktion an Ort und Stelle ausgeführt werden müssen, zu verbessern, und die Sicherheit der Schweiß­ konstruktion unter den unterschiedlichsten Einsatzbedingungen läßt sich verbessern.

Obgleich die Erfindung voranstehend anhand von bevorzugten Ausführungsformen erläutert worden ist, ist die Erfindung hierauf und auf die angegebenen Einzelheiten nicht beschränkt, sondern es sind zahlreiche Abänderungen und Modifikationen möglich, die der Fachmann im Bedarfsfall treffen wird, ohne den Erfindungsgedanken zu verlassen.

Claims (2)

1. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahls mit verbesserter Schweißbarkeit und Niedertemperaturzähig­ keit mit den folgenden Schritten:
Herstellen eines Stahlknüppels, der eine Zusammen­ setzung in Gewichtsprozent angegeben von 0,02 bis 0,05% C, 0,02 bis 0,5% Si, 0,4 bis 1,5% Mn, 0,5 bis 4,0% Ni, 0,20 bis 1,5% Mo, 0,005 bis 0,03% Ti, 0,01 bis 0,08% Al, nicht mehr als 0,0002% B, über 1,0 bis 2,0% Cu, nicht mehr als 0,01% N und Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen hat;
Erwärmen des Stahlknüppels auf eine Temperatur von 900°C bis 1000°C;
Walzen des erwärmten Stahlknüppels zuerst bei einer Walzreduktion von 30 bis 70% in einem Temperaturbe­ reich, in dem Austenit rekristallisiert und dann bei einer Walzreduktion von 20 bis unter 60% in einem anderen Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristalli­ siert;
Kühlen des gewalzten Knüppels mittels Wasser, aus­ gehend von einer Temperatur, die nicht niedriger als der Ar₃-Umwandlungspunkt ist, und Beenden der Abkühlung bei einer Temperatur von nicht höher als 250°C, zum Härten; und
Wärmebehandeln (Tempern) des gehärteten Knüppels bei einer Temperatur, die nicht höher als der Ac₁-Um­ wandlungspunkt ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch Herstellen eines hochfesten Stahlsknüppels, welcher wenigstens ein Element aus der Gruppe, welche 0,0005 bis 0,005% Ca umfaßt und die Funktion der Steuerung der Morphologie der Einschlüsse hat, und ein Festigkeit verbesserndes Element aufweist, welches 0,05 bis 1,0% Cr, 0,005 bis 0,10% V und 0,005 bis 0,05% Nb umfaßt.