DE60130500T2 - Stahlplatte mit überlegener zähigkeit in der von der schweisshitze beeinflussten zone und verfahren zu ihrer herstellung; schweisskonstruktion unter verwendung davon - Google Patents

Stahlplatte mit überlegener zähigkeit in der von der schweisshitze beeinflussten zone und verfahren zu ihrer herstellung; schweisskonstruktion unter verwendung davon Download PDF

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Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Schweißkonstruktionsstahlprodukt, das für die Verwendung in Bauten, Brücken, Schiffskonstruktionen, Marinebauten, Stahlrohren, Leitungsrohren usw. geeignet ist. Insbesondere betrifft die Erfindung ein Schweißkonstruktionsstahlprodukt, das eine feine Matrixstruktur hat und in dem TiN-Ausscheidungen mit Hochtemperaturstabilität gleichförmig dispergiert sind, so dass es eine überragende Zähigkeit in einer Wärmeeinflusszone bei minimalem Zähigkeitsunterschied zwischen der Wärmeeinflusszone und der Matrix aufweist. Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Fertigung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts sowie eine geschweißte Konstruktion unter Verwendung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts.
  • Stand der Technik
  • In jüngerer Zeit sind mit zunehmender Höhe oder Größe von Gebäuden und anderen Konstruktionen zunehmend größere Stahlprodukte verwendet worden. Das heißt, es wurden dicke Stahlprodukte immer häufiger verwendet. Um derartig dicke Stahlprodukte zu schweißen, ist der Einsatz eines äußerst effizienten Schweißverfahrens erforderlich. Für Schweißtechniken bei dicken Stahlprodukten sind vor allem ein UP-Schweißverfahren mit Wärmeeintrag, das ein Einlagenschweißen erlaubt, sowie ein Elektroschweißverfahren angewandt worden. Das Schweißverfahren mit Wärmeeintrag, das ein Einlagenschweißen ermöglicht, wird auch bei Schiffsbauten und Brücken angewandt, die das Schweißen von Stahlplatten mit Dicken von 25 mm oder mehr erfordern.
  • Im Allgemeinen kann die Anzahl der Schweißdurchgänge bei einem höheren Wärmeeintrag verringert werden, weil sich die Menge an geschweißtem Metall erhöht. Demgemäß ist immer dann, wenn das Wärmeeintrag- Schweißverfahren anwendbar ist, ein Vorteil hinsichtlich der Schweißeffizienz möglich. Das heißt im Fall eines Schweißvorganges mit erhöhtem Wärmeeintrag lässt sich dessen Anwendung erweitern. Typischerweise beträgt der im Schweißverfahren eingesetzte Wärmeeintrag zwischen 100 und 200 kJ/cm. Für das Schweißen von Stahlplatten, die noch weiter auf Dicken von 50 mm oder mehr vergrößert worden sind, bedarf es eines extra hohen Wärmeeintrags im Bereich von 200 kJ/cm bis 500 kJ/cm.
  • Bei Anwendung eines hohen Wärmeeintrags in einem Stahlprodukt wird die Wärmeeinflusszone, insbesondere ihr nahe einer Schmelzgrenze angeordneter Bereich, mittels Schweißwärmeeintrag auf eine Temperatur um einen Schmelzpunkt des Stahlprodukts erhitzt. Infolgedessen findet ein Kornwachstum an der Wärmeeinflusszone statt, so dass es zur Ausbildung eines grobkörnigen Korngefüges kommt. Des Weiteren kann es, wenn das Stahlprodukt einem Abkühlprozess unterworfen wird, zur Ausbildung von Feingefügen verminderter Zähigkeit kommen, zum Beispiel Bainit und Martensit. Somit kann die Wärmeeinflusszone einen Ort verminderter Zähigkeit darstellen.
  • Um die gewünschte Stabilität eines solchen Schweißgefüges sicherzustellen, muss das Wachstum von Austenitkörnern an der Wärmeeinflusszone unterdrückt werden, damit das Schweißgefüge ein Feingefüge beibehalten kann. Als Mittel zur Erfüllung dieses Erfordernisses sind Techniken bekannt, bei denen Oxide, die bei hoher Temperatur stabil sind, oder Kohlenstoffnitride auf Ti-Basis in geeigneter Weise in Stählen dispergiert sind, um das Kornwachstum an der Wärmeeinflusszone während eines Schweißvorgangs zu verzögern. Derartige Techniken sind in den japanischen Patentoffenlegungsschriften Nr. Hei. 12-226633 , Hei. 11-140582 , Hei. 10-298708 , Hei. 10-298706 , Hei. 9-194990 , Hei. 9-324238 , Hei. 8-60292 , Sho. 60-245769 , Hei. 5-186848 , Sho. 58-31065 , Sho. 61-79745 und Sho. 64-15320 sowie im Journal of Japanese Welding Society, Band 52, Heft 2, S. 49 ff., offenbart.
  • Die in der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. Hei. 11-140582 offenbarte Technik steht stellvertretend für Techniken, bei denen TiN-Ausscheidungen verwendet werden. Bei dieser Technik sind Konstruktionsstähle mit einer Schlagzähigkeit von etwa 200 J bei 0°C (im Fall einer Matrix etwa 300 J) vorgeschlagen worden, wenn ein Wärmeeintrag von 100 J/cm (maximale Heiztemperatur von 1400°C) angewandt wird. Gemäß dieser Technik wird das Verhältnis von Ti/N auf 4 bis 12 eingestellt, um dadurch TiN-Ausscheidungen mit einer Korngröße von 0,05 μm oder weniger bei einer Dichte von 5,8 × 103/mm2 bis 8,1 × 104/mm2 zu bilden, während TiN-Ausscheidungen mit einer Korngröße von 0,03 bis 0,2 μm bei einer Dichte von 3,9 × 103/mm2 bis 6,2 × 104/mm2 entstehen, wodurch eine gewünschte Zähigkeit am Schweißort sichergestellt wird. Laut dieser Technik weisen aber sowohl die Matrix als auch die Wärmeeinflusszone eine im Wesentlichen geringe Zähigkeit bei Anwendung eines Schweißverfahrens mit hohem Wärmeeintrag auf. Beispielweise haben die Matrix und die Wärmeeinflusszone eine Schlagzähigkeit von 320 J bzw. 220 J bei 0°C. Des Weiteren ist es aufgrund eines erheblichen Zähigkeitsunterschieds zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone, bis etwa 100 J, schwierig, eine gewünschte Zuverlässigkeit für eine Stahlkonstruktion zu garantieren, die man dadurch erhält, dass verdickte Stahlprodukte einem Schweißverfahren unter Anwendung eines extra hohen Wärmeeintrags unterworfen werden. Außerdem beinhaltet zur Erlangung gewünschter TiN-Ausscheidungen die Technik ein Verfahren, in dem eine Bramme bei einer Temperatur von 1050°C oder mehr erwärmt wird, die erwärmte Bramme abgeschreckt wird und die abgeschreckte Bramme wieder für ein nachfolgendes Warmwalzverfahren erhitzt wird. Aufgrund dieser doppelten Wärmebehandlung kommt es zu erhöhten Herstellungskosten.
  • Im Allgemeinen dienen Ausscheidungen auf Ti-Basis der Wachstumsunterdrückung in Austenitkörnern innerhalb eines Temperaturbereichs von 1200 bis 1300°C. Werden jedoch solche Ausscheidungen auf Ti-Basis längere Zeit auf einer Temperatur von 1400°C oder mehr gehalten, dann kann es zur erneuten Auflösung eines beträchtlichen Anteils von TiN-Ausscheidungen kommen. Demgemäß ist es wichtig, eine Auflösung von TiN-Ausscheidungen zu verhindern, um so eine gewünschte Zähigkeit an der Wärmeeinflusszone zu gewährleisten. Dennoch gibt es keine Offenbarung im Hinblick auf Techniken, die die Zähigkeit an der Wärmeeinflusszone selbst bei einem Schweißprozess mit extrem hohem Wärmeeintrag deutlich verbessern könnten, in welchem Ausscheidungen auf Ti-Basis längere Zeit auf einer hohen Temperatur von 1350°C gehalten werden. Insbesondere hat es kaum Techniken gegeben, bei denen die Wärmeeinflusszone eine Zähigkeit aufweist, die jener der Matrix entspricht. Bei einer Lösung des oben genannten Problems wäre es dann möglich, ein Schweißverfahren mit äußerst hohem Wärmeeintrag für verdickte Stahlprodukte zu erreichen. In diesem Fall wäre es daher dann auch möglich, eine hohe Schweißeffizienz zu erlangen, wobei die Höhe der Stahlkonstruktionen vergrößert werden könnte, und eine gewünschte Zuverlässigkeit dieser Stahlkonstruktionen zu gewährleisten.
  • Offenbarung der Erfindung
  • Ein Aufgabe der Erfindung besteht daher in der Bereitstellung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts, bei dem feine komplexe Ausscheidungen aus TiN, die eine Hochtemperaturstabilität innerhalb eines Schweißwärmeeintragbereichs von einem Zwischenwärmeeintrag zu einem extrem hohen Wärmeeintrag aufweisen, gleichförmig dispergiert sind, wobei es eine überragende Zähigkeit in einer Wärmeeinflusszone bei minimalem Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone aufweist, eines Verfahrens zur Fertigung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts sowie einer geschweißten Konstruktion unter Verwendung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts.
  • Gemäß einem Aspekt stellt die vorliegende Erfindung ein Schweißkonstruktionsstahlprodukt bereit, aufweisend eine überragende Wärmeeinflusszonenzähigkeit, umfassend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,008 bis 0,030% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,005% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 1,2 ≤ Ti/N ≤ 2,5,10 ≤ N/B ≤ 40, 2,5 ≤ Al/N ≤ 7 und 6,5 ≤ (Ti + 2Al + 4B)/N ≤ 14, und aufweisend eine Mikrostruktur, die im Wesentlichen aus einer komplexen Struk tur aus Ferrit und Perlit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger besteht, wobei das Schweißkonstruktionsstahlprodukt wahlweise ferner Folgendes umfasst:
    0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 ≤ V/N ≤ 9 und 7 ≤ (Ti + 2Al + 4B + V)/N ≤ 17; eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder
    eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Fertigung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts bereit, umfassend die Schritte des
    Herstellens einer Stahlbramme, enthaltend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,008 bis 0,030% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,005% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 1,2 ≤ Ti/N ≤ 2,5, 10 ≤ N/B ≤ 40,2,5 ≤ Al/N ≤ 7 und 6,5 ≤ (Ti + 2Al + 4B)/N ≤ 14, und wahlweise
    0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 ≤ V/N ≤ 9 und 7 ≤ (Ti + 2Al + 4B + V)/N ≤ 17;
    eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%;
    und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%;
    Erhitzen der Stahlbramme bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C für eine Dauer von 60 bis 180 Minuten;
    Heißwalzen der erhitzten Stahlbramme in einem Austenitumkristallisationsbereich bei einer Walzreduzierungsrate von 40% oder mehr; und
    Abkühlen der heißgewalzten Stahlbramme mit einer Rate von 1°C/min oder mehr auf eine Temperatur, entsprechend ±10°C von einer Ferritumwandlungsendtemperatur.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Fertigung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts bereit, umfassend die Schritte des
    Herstellens einer Stahlbramme, enthaltend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, höchstens 0,005% N; 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,005% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen,
    Erhitzen der Stahlbramme bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C für eine Dauer von 60 bis 180 Minuten, während die Stahlbramme nitrogenisiert wird, um den N-Gehalt der Stahlbramme auf 0,008 bis 0,03% einzustellen und die folgenden Bedingungen zu erfüllen: 1,2 ≤ Ti/N ≤ 2,5, 10 ≤ N/B ≤ 40, 2,5 ≤ Al/N ≤ 7 und 6,5 ≤ (Ti + 2 Al + 4B)/N ≤ 14, und wahlweise
    0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 ≤ V/N ≤ 9 und 7 ≤ (Ti + 2Al + 4B + V)/N ≤ 17,
    eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%, und/oder
    eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%,
    Heißwalzen der nitrogenisierten Stahlbramme in einem Austenitumkristallisationsbereich bei einer Walzreduzierungsrate von 40% oder mehr, und
    Abkühlen der heißgewalzten Stahlbramme mit einer Rate von 1°C/min oder mehr auf eine Temperatur, entsprechend ±10°C von einer Ferritumwandlungsendtemperatur.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Erfindung eine geschweißte Konstruktion mit einer überragenden Wärmeeinflusszonenzähigkeit bereit, die unter Verwendung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts nach einem der Ansprüche 1 bis 3 hergestellt ist.
  • Beste Art und Weise der Durchführung der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung wird jetzt im Einzelnen beschrieben.
  • In der Beschreibung steht der Ausdruck „Vor-Austenit" für einen Austenit, der an der Wärmeeinflusszone in einem Stahlerzeugnis gebildet wird, wenn ein Schweißverfahren unter Verwendung eines hohen Wärmeeintrags beim Stahlerzeugnis angewandt wird. Dieser Austenit unterscheidet sich von dem im Herstellungsvorgang (Warmwalzprozess) gebildeten Austenit.
  • Nach sorgfältigem Beobachten des Wachstumsverhaltens des Vor-Austenits in der Wärmeeinflusszone in einem Stahlerzeugnis (Matrix) und der Phasenumwandlung des Vor-Austenits, die während eines Kühlvorgangs stattfindet, wenn ein Schweißprozess unter Verwendung eines hohen Wärmeeintrags beim Stahlerzeugnis angewandt wird, fanden die Erfinder heraus, dass die Wärmeeinflusszone Zähigkeitsschwankungen im Hinblick auf die kritische Korngröße des Vor-Austenits zeigt, d.h. etwa 80 μm, und dass die Zähigkeit an der Wärmeeinflusszone bei einem erhöhten Anteil an Feinferrit gesteigert wird.
  • Auf der Grundlage dieser Beobachtung ist die vorliegende Erfindung durch Folgendes gekennzeichnet:
    • [1] Gleichmäßiges Dispergieren von TiN-Ausscheidungen im Stahlerzeugnis (Matrix), während das die Hochtemperaturstabilität der TiN-Ausscheidungen darstellende Löslichkeitsprodukt reduziert wird,
    • [2] Reduzierung der Ferritkorngröße im Stahlerzeugnis (Matrix) auf einen kritischen Wert oder weniger, um so das Vor-Austenit der Wärmeeinfluss zone auf eine Korngröße von etwa 80 μm oder weniger zu regulieren und
    • [3] Reduzierung des Ti/N-Verhältnisses im Stahlerzeugnis (Matrix), um BN- und AlN-Ausscheidungen effektiv zu bilden, wodurch der Ferritanteil an der Wärmeeinflusszone zunimmt, während der Ferrit so reguliert wird, dass er ein nadelförmiges oder polygonales Gefüge aufweist, das eine Verbesserung der Zähigkeit bewirkt.
  • Die oben genannten Merkmale [1], [2], [3] der vorliegenden Erfindung werden nun im Detail beschrieben.
  • [1] TiN-Ausscheidungen
  • Wird ein Konstruktionsstahlprodukt einem Schweißen mit hohem Wärmeeintrag unterworfen, dann erhitzt sich die Wärmeeinflusszone nahe einer Schmelzgrenze auf eine hohe Temperatur von etwa 1400°C oder mehr. Infolgedessen wird in der Matrix ausgeschiedener TiN teilweise aufgrund der Schweißwärme aufgelöst. Andernfalls kommt es zu einem Ostwaldschen Reifungsphänomen. Das heißt Ausscheidungen mit einer geringen Korngröße werden aufgelöst, so dass sie in Form von Ausscheidungen mit einer größeren Korngröße diffundiert sind. Gemäß dem Ostwaldschen Reifungsphänomen wird ein Teil der Ausscheidungen grobkörnig. Des Weiteren reduziert sich die Dichte der TiN-Ausscheidungen erheblich, so dass der Wachstumsunterdrückungseffekt in den Vor-Austenit-Körnern verschwindet.
  • Nachdem Schwankungen bei den Eigenschaften der TiN-Ausscheidungen in Abhängigkeit vom Ti/N-Verhältnis beobachten worden waren, sowie in Anbetracht der Tatsache, dass das oben genannte Phänomen durch Diffusion von Ti-Atomen verursacht sein könnte, die dann auftritt, wenn in der Matrix dispergierte TiN-Ausscheidungen durch die Schweißwärme aufgelöst werden, entdeckten die Erfinder die neuartige Tatsache, dass sich bei Vorherrschen einer hohen Stickstoff-Konzentration (d.h. niedriges Ti/N-Verhältnis) Konzentration und Diffusionsrate gelöster Ti-Atome verringert, wodurch eine verbesserte Hochtemperaturstabilität von TiN-Ausscheidungen erzielt wird. Das heißt, wenn das Verhältnis zwischen Ti und N (Ti/N) im Bereich von 1,2 bis 2,5 liegt, dann verringert sich die Menge an gelöstem Ti beträchtlich, wodurch TiN-Ausscheidungen eine erhöhte Hochtemperaturstabilität annehmen. In diesem Fall sind feine TiN-Ausscheidungen mit einer Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm bei einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 oder mehr dispergiert, während sie einen Raum von etwa 0,5 μm oder weniger einnehmen. Ein derart überraschendes Ergebnis führte man auf die Tatsache zurück, dass sich das Löslichkeitsprodukt, das die Hochtemperaturstabilität von TiN-Ausscheidungen darstellt, bei einem reduzierten Stickstoffgehalt verringert, weil sich bei Erhöhung des Stickstoffgehalts unter der Bedingung, dass der Ti-Gehalt konstant ist, alle gelösten Ti-Atome leicht an Stickstoffatome binden und sich die Menge an gelöstem Ti bei einer hohen Stickstoffkonzentration verringert.
  • Auch machten die Erfinder eine interessante Entdeckung, nämlich dass es selbst bei der Herstellung eines Stahls mit hohen Stickstoffgehalt durch Erzeugen eines Stahls mit einem niedrigen Stickstoffgehalt von 0,005% oder weniger aus einer Stahlbramme – bei leichter Tendenz zur Bildung von Brammenoberflächenrissen – und bei darauffolgender Nitrogenisierungsbehandlung des Niedrigstickstoffstahls in einem Brammenheizofen möglich ist, die oben definierten und gewünschten TiN-Ausscheidungen zu erhalten, insofern als das Verhältnis von Ti/N auf 1,2 bis 2,5 reguliert wird. Dies wurde basierend auf der Tatsache untersucht, dass sich bei Erhöhung des Stickstoffgehalts gemäß einer Nitrogenisierungsbehandlung unter der Bedingung, bei der der Gehalt an Ti konstant ist, alle aufgelösten Ti-Atome leicht an Stickstoffatome binden lassen, wodurch das Löslichkeitsprodukt an TiN, das die Hochtemperaturstabilität von TiN-Ausscheidungen darstellt, reduziert wird.
  • Erfindungsgemäß werden zusätzlich zur Regulierung des Ti/N-Verhältnisses jeweilige N/B-, Al/N- und V/N-Verhältnisse, der Gehalt an N sowie der Gesamtgehalt an Ti + Al + B + (V) ganz allgemein reguliert, um N in Form von BN, AlN und VN auszuscheiden, wobei der Tatsache Rechnung getragen wird, dass es aufgrund der Anwesenheit von gelöstem N in einer hochstickstoffhaltigen Umgebung zu verstärkter Alterung kommen kann. Erfindungsgemäß wird, wie oben beschrieben, der Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärme einflusszone durch Regulieren der Dichte von TiN-Ausscheidungen und des Löslichkeitsprodukts von TiN in Abhängigkeit vom Ti/N-Verhältnis auf 30 J oder weniger reduziert. Dieses Schema unterscheidet sich beträchtlich vom konventionellen Auscheidungsregulierungsschema ( japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. Hei. 11-140582 ), bei dem die Menge an TiN-Ausscheidungen durch einfaches Erhöhen des Ti-Gehalts (Ti/N ≥ 4) erhöht wird.
  • [2] Mikrostruktur von Stählen (Matrix)
  • Nach ihrer Forschungsarbeit stellten die Erfinder fest, dass es für die Regulierung des Vor-Austenit in der Wärmeeinflusszone auf eine Korngröße von etwa 80 μm oder weniger wichtig ist, Feinferritkörner in einem komplexen Matrixgefüge aus Ferrit und Perlit zusätzlich zur Regulierung von Ausscheidungen zu bilden. Eine Verfeinerung von Ferritkörnern kann dadurch erreicht werden, dass Austenit-Körner gemäß einem Warmwalzprozess verfeinert werden, oder durch Unterdrücken des Wachstums von Ferritkörnern während eines Abkühlprozesses durch Verwendung von Karbiden (WC und VC).
  • [3] Mikrostruktur der Wärmeeinflusszone
  • Nach ihrer Forschungsarbeit fanden die Erfinder auch heraus, dass die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone nicht nur von der Größe der Vor-Austenit-Körner erheblich beeinflusst wird, die beim Heizen der Matrix auf eine Temperatur von 1400°C gebildet werden, sondern auch von der Menge und der Form des an der Korngrenze des Vor-Austenits während eines Kühlvorgangs abgeschiedenen Ferrits. Mit anderen Worten ist eine Reduzierung der Größe von Vor-Austenit-Körnern wichtig, während der Anteil an Ferrit erhöht wird, wobei die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone berücksichtigt wird. Insbesondere wird die Erzeugung einer Umwandlung von polygonalem Ferrit oder nadelförmigem Ferrit in Austenit-Körner bevorzugt. Für diese Umwandlung werden AlN-, Fe23(B, C)6- und BN-Ausscheidungen gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet.
  • Die vorliegende Erfindung wird nun zusammen mit den jeweiligen Bestandteilen eines herzustellenden Stahlprodukts beschrieben sowie auch ein Fertigungsverfahren für das Stahlprodukt.
  • [Schweißkonstruktionsstahlprodukt]
  • Zunächst wird die Zusammensetzung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Erfindungsgemäß ist der Gehalt an Kohlenstoff (C) auf einen Bereich von 0,03 bis 0,17 Gewichtsprozent (im Folgenden einfach als „%" bezeichnet) beschränkt.
  • Beträgt der Gehalt an Kohlenstoff (C) weniger als 0,03%, dann ist die Gewährleistung einer ausreichenden Festigkeit für die Konstruktionsstähle nicht möglich. Andererseits kommt es beim Überschreiten des C-Gehalts von 0,17% im Verlauf eines Abkühlvorgangs zu einer Umwandlung von Mikrogefügen geringer Zähigkeit, wie z.B. oberer Bainit, Martensit und degenerierter Perlit, wodurch das Konstruktionsstahlprodukt eine verminderte Schlagzähigkeit bei niedriger Temperatur aufweist. Auch erhöht sich die Härte oder Festigkeit der Schweißstelle, wodurch es zu einer Verschlechterung der Zähigkeit und zur Erzeugung von Schweißrissen kommt.
  • Der Gehalt an Silizium (Si) ist auf einen Bereich von 0,01 bis 0,5% beschränkt.
  • Bei einem Siliziumgehalt von weniger als 0,01% ist die Erzielung eines ausreichenden Desoxidierungseffekts von geschmolzenem Stahl im Stahlherstellungsprozess nicht möglich. In einem solchen Fall weist das Stahlprodukt auch eine verminderte Korrosionsfestigkeit auf. Andererseits ist beim Überschreiten des Siliziumgehalts von 0,5% ein gesättigter Desoxidierungseffekt zu beobachten. Auch wird die Umwandlung von Martensit mit M-A-Bestandteil aufgrund einer in einem Abkühlprozess nach einem Walzprozess stattfindenden Zunahme der Härtbarkeit gefördert. Folglich kommt es zu einer Verschlechterung der Schlagzähigkeit bei niedriger Temperatur.
  • Der Gehalt an Mangan (M) ist auf einen Bereich von 0,4 bis 2,0% beschränkt.
  • Mn besitzt ein wirksames Element zur Verbesserung von Desoxidierungseffekt, Schweißbarkeit, Warmbearbeitbarkeit und Festigkeit von Stählen. Mn bildet ein Austauschmischkristall in einer Matrix, wodurch die Matrix durch den Mischkristall gestärkt wird, um so die gewünschte Festigkeit und Zähigkeit zu gewährleisten. Um derartige Effekte zu erzielen, sollte Mn wünschenswerterweise in der Zusammensetzung mit einem Gehalt von 0,4% oder mehr enthalten sein. Jedoch ist beim Überschreiten des Mn-Gehalts von 2,0% kein gesteigerter Mischkristallstärkungseffekt zu beobachten. Vielmehr kommt es zur Seigerung von Mn, was zu einer strukturellen Ungleichmäßigkeit führt, die die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone in Mitleidenschaft zieht. Auch kommt es zu einer makroskopischen und mikroskopischen Seigerung gemäß einem Seigerungsmechanismus in einem Verfestigungsvorgang von Stählen, wodurch die Bildung eines zentralen Seigerungsstreifens in der Matrix in einem Walzvorgang gefördert wird. Ein derartiger zentraler Seigerungsstreifen bewirkt die Bildung eines zentralen umgewandelten Niedrigtemperaturgefüges in der Matrix. Insbesondere wird Mn in der Form von MnS um Oxide auf Ti-Basis herum ausgeschieden, so dass es die Erzeugung von nadelförmigem und polygonalem Ferrit unterstützt, der wirksam die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verbessern kann.
  • Der Gehalt an Titan (Ti) ist auf einen Bereich von 0,005 bis 0,2% beschränkt.
  • Ti ist ein wesentliches Element der vorliegenden Erfindung, weil es mit N gekoppelt ist, um bei hoher Temperatur stabile sowie feine TiN-Ausscheidungen zu bilden. Um einen derartigen Effekt beim Ausfällen von TiN-Feinkörnern zu erzielen, ist die Zugabe von Ti in einer Menge von 0,005% oder mehr wünschenswert. Jedoch können sich beim Überschreiten des Ti-Gehalts von 0,2% grobkörnige TiN-Ausscheidungen und Ti-Oxide im geschmolzenen Stahl bilden. In diesem Fall ist eine Unterdrückung der Vor-Austenit-Körner in der Wärmeeinflusszone nicht möglich.
  • Der Gehalt an Aluminium (Al) ist auf einen Bereich von 0,0005 bis 0,1% beschränkt.
  • Al ist ein Element, das nicht nur notwendigerweise als Desoxidationsmittel verwendet wird, sondern auch dazu dient, feine AlN-Ausscheidungen in Stählen zu bilden. Auch reagiert Al mit Sauerstoff, um ein Al-Oxid zu bilden. Somit wird Ti vom Al bei der Ausbildung feiner TiN-Ausscheidungen unterstützt, ohne dass es zu einer Reaktion mit Sauerstoff kommt. Für die Bildung feiner Ti-Ausscheidungen sollte Al in einer Menge von 0,0005% oder mehr zugefügt werden. Übersteigt jedoch der Gehalt an Al 0,1%, dann fördert nach dem Ausfällen von AlN verbleibendes und gelöstes Al die Bildung von Widmanstätten-Ferrit und Martensit mit M-A-Bestandteil von geringer Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone während eines Kühlprozesses. Infolgedessen verschlechtert sich bei Anwendung eines Schweißprozesses mit hohem Wärmeeintrag die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone.
  • Der Gehalt an Stickstoff (N) ist auf einen Bereich von 0,008 bis 0,03% beschränkt.
  • N ist ein Element, das wesentlich zur Bildung von TiN, AlN, BN, VN, NbN usw. benötigt wird. N dient soweit wie möglich der Unterdrückung des Wachstums von Vor-Austenit-Körnern in der Wärmeeinflusszone, wenn ein Schweißvorgang mit hohem Wärmeeintrag durchgeführt wird, während er die Menge an Ausscheidungen wie TiN, AlN, BN, VN, NbN usw. erhöht. Die Untergrenze des N-Gehalts wird mit 0,008% festgesetzt, weil N in beträchtlichem Maße Korngröße, Raum und Dichte von TiN- und AlN-Ausscheidungen, die Häufigkeit solcher Ausscheidungen, um komplexe Ausscheidungen mit Oxiden zu bilden, als auch die Hochtemperaturstabilität solcher Ausscheidungen beeinflusst. Jedoch kommt es beim Überschreiten des N-Gehalts von 0,03% zu einer Sättigung derartiger Effekte. In diesem Fall vermindert sich die Zähigkeit aufgrund eines erhöhten Betrags an gelöstem Stickstoff in der Wärmeeinflusszone. Des Weiteren kann überschüssiger N in dem Schweißmetall gemäß einer im Schweißprozess stattfindenden Verdünnung eingeschlossen sein, wodurch sich die Zähigkeit des Schweißmetalls verschlechtert. Demgemäß wird die Obergrenze des N-Gehalts bei 0,03% festgesetzt.
  • Indessen mag die gemäß der Erfindung verwendete Bramme ein Niedrigstickstoffstahl sein, der danach einer Nitrogenisierungsbehandlung unterworfen werden kann, um hochstickstoffhaltige Stähle zu bilden. In diesem Fall hat die Bramme einen N-Gehalt von 0,0005% oder weniger, damit die Tendenz zur Bildung von Brammenoberflächenrissen gering ist. Die Bramme wird dann einem erneuten Aufheizungsvorgang unterzogen, der eine Nitrogenisierungsbehandlung umfasst, um so hochstickstoffhaltige Stähle mit einem N-Gehalt von 0,008 bis 0,03% herzustellen.
  • Der Gehalt an Bor (B) ist auf einen Bereich von 0,0003 bis 0,01% beschränkt.
  • B bildet BN-Ausscheidungen, wodurch das Wachstum von Vor-Austenit-Körnern unterdrückt wird. Auch bildet B Fe-Borkarbide in Korngrenzen und innerhalb von Körnern, was die Umwandlung in nadelförmige und polygonale Ferrite mit ausgezeichneter Zähigkeit fördert. Solche Effekte kann man unmöglich erwarten, wenn der B-Gehalt weniger als 0,0003% beträgt. Andererseits kann es bei einem Überschreiten des B-Gehalts von 0,01% zu einer unerwünschten Zunahme der Härtbarkeit kommen, so dass sich möglicherweise die Wärmeeinflusszone erhärtet und sich Niedrigtemperaturrisse bilden.
  • Der Gehalt an Wolfram (W) ist auf einen Bereich von 0,001 bis 0,2% beschränkt.
  • Wird Wolfram einem Warmwalzprozess unterzogen, dann wird es gleichmäßig in Form von Wolframkarbiden (WC) in der Matrix ausgefällt, wodurch das Wachstum von Ferrit-Körnern nach der Ferritumwandlung wirksam unterdrückt wird. Auch dient Wolfram der Wachstumsunterdrückung in Vor-Austenit-Körnern in der Anfangsphase eines Heizprozesses für die Wärmeeinflusszone. Beträgt der Wolfram-Gehalt weniger als 0,001%, dann sind die Wolframkarbide, die der Wachstumsunterdrückung in den Ferrit-Körnern während eines Kühlprozesses nach dem Warmwalzprozess dienen, mit unzureichender Dichte dispergiert. Anderseits wird die Wirkung von Wolfram beim Überschreiten des Wolframgehalts von 0,2% in unerwünschter Weise abgesättigt.
  • Der Gehalt an Phosphor (P) und Schwefel (S) ist jeweils auf 0,030% oder weniger beschränkt.
  • Da P ein Begleitelement ist, das die zentrale Seigerung in einem Walzprozess sowie die Bildung von Hochtemperaturrissen in einem Schweißprozess hervorruft, ist es wünschenswert, den Gehalt an P so niedrig wie möglich einzustellen. Zur Erlangung einer Verbesserung der Zähigkeit der Wärmeeinflusszone sowie einer Reduzierung der zentralen Seigerung sollte der P-Gehalt wünschenswerterweise 0,03% oder weniger betragen.
  • Ist S im Überschuss vorhanden, dann kann er eine Verbindung mit niedrigem Schmelzpunkt, wie zum Beispiel FeS, bilden. Demgemäß sollte der Gehalt an S so niedrig wie möglich eingestellt sein. Auch beträgt der Gehalt an S vorzugsweise 0,03% oder weniger für die Reduzierung der Matrixzähigkeit, Wärmeeinflusszonenzähigkeit und zentrale Seigerung. S wird in Form von MnS um Oxide auf Ti-Basis ausgefällt, so dass er die Bildung von nadelförmigem und polygonalem Ferrit fördert, der wirksam die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verbessert. In Anbetracht der Bildung von Hochtemperaturrissen in einem Schweißprozess ist der Gehalt an S vorzugsweise auf einen Bereich von 0,003% bis 0,03% beschränkt.
  • Der Gehalt an Sauerstoff O ist auf 0,005% oder weniger beschränkt.
  • Übersteigt der O-Gehalt 0,005%, dann bildet Ti Ti-Oxide in geschmolzenen Stählen, so dass es keine TiN-Ausscheidungen bilden kann. Demgemäß ist ein O-Gehalt von mehr als 0,005% nicht erwünscht. Des Weiteren können sich Einschlüsse wie z.B. grobkörnige Fe-Oxide und Al-Oxide bilden, die die Zähigkeit der Matrix in unerwünschter Weise beeinträchtigen.
  • Erfindungsgemäß ist das Verhältnis von Ti/N auf einen Bereich von 1,2 bis 2,5 beschränkt.
  • Wenn das Verhältnis von Ti/N auf einen wie oben definierten gewünschten Bereich beschränkt ist, dann ergeben sich die beiden folgenden Vorteile:
    Erstens kann die Dichte von TiN-Ausscheidungen erhöht werden, während diese TiN-Ausscheidungen gleichmäßig dispergiert sind. Das heißt, wenn der Stickstoffgehalt unter der Bedingung erhöht wird, dass der Ti-Gehalt konstant ist, dann sind alle gelösten Ti-Atome einfach mit Stickstoffatomen in einem Stranggießprozess gekoppelt (im Fall einer hochstickstoffhaltigen Bramme) oder in einem Abkühlprozess nach einer Nitrogenisierungsbehandlung (im Falle einer Bramme mit niedrigen Stickstoffgehalt), so dass sich feine TiN-Ausscheidungen bilden, während sie mit erhöhter Dichte dispergiert sind.
  • Zweitens wird das Löslichkeitsprodukt aus TiN, das die Hochtemperaturstabilität von TiN-Ausscheidungen darstellt, verringert, wodurch eine erneute Auflösung von Ti verhindert wird. Dies bedeutet, dass Ti eher die Eigenschaft zeigt, sich in einer hochstickstoffhaltigen Umgebung mit N zu verbinden als sich aufzulösen. Demgemäß sind TiN-Ausscheidungen bei hoher Temperatur stabil.
  • Deshalb wird erfindungsgemäß das Verhältnis von Ti/N auf 1,2 bis 2,5 reguliert. Beträgt das Ti/N-Verhältnis weniger als 1,2, dann erhöht sich der Betrag des in der Matrix gelösten Stickstoffs, wodurch sich die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verschlechtert. Andererseits bilden sich bei einem Ti/N-Verhältnis von mehr als 2,5 grobe TiN-Körner. In diesem Fall ist die Erzielung einer gleichmäßigen Dispersion aus TiN schwierig. Des Weiteren liegt das überschüssige Ti, welches ohne ausgefällt zu sein in Form von TiN verbleibt, in einem gelösten Zustand vor, so dass es die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone beeinträchtigt.
  • Das Verhältnis von N/B ist auf einen Bereich von 10 bis 40 beschränkt.
  • Beträgt das Verhältnis von N/B weniger als 10, dann wird BN, das eine Umwandlung in polygonale Ferrite an den Korngrenzen von Vor-Austenit fördert, in einer ungenügenden Menge im Abkühlprozess nach dem Schweißprozess ausgefällt. Andererseits kommt es bei einem Überschreiten des N/B-Verhältnisses von 40 zu einer Sättigung des BN-Effekts. In diesem Fall nimmt die Menge an gelöstem Stickstoff zu, wodurch sich die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verschlechtert.
  • Das Verhältnis von Al/N ist auf einen Bereich von 2,5 bis 7 beschränkt.
  • Ist das Verhältnis von Al/N weniger als 2,5, dann werden AlN-Ausscheidungen zum Umwandeln in nadelförmige Ferrite bei unzureichender Dichte dispergiert. Des Weiteren nimmt die Menge an gelösten Stickstoff in der Wärmeeinflusszone zu, wodurch sich möglicherweise Schweißrisse bilden. Andererseits kommt es zur Sättigung der durch die Regulierung des Al/N-Verhältnisses erzielten Effekte, wenn das Al/N-Verhältnis den Wert 7 übersteigt.
  • Das Verhältnis von (Ti + 2Al + 4B)/N ist auf einen Bereich von 6,5 bis 14 beschränkt.
  • Beträgt das Verhältnis von (Ti + 2Al + 4B)/N weniger als 6,5, dann sind Korngröße und Dichte von TiN-, AlN-, BN- und VN-Ausscheidungen unzureichend, so dass es unmöglich ist, eine Unterdrückung des Wachstums von Vor-Austenit-Körnern in der Wärmeeinflusszone, die Bildung von feinem polygonalen Ferrit an Korngrenzen, die Regulierung der Menge an gelöstem Stickstoff, die Bildung von nadelförmigem Ferrit und polygonalem Ferrit innerhalb von Körnern sowie die Regulierung von Gefügeanteilen zu erreichen. Andererseits kommt es zu einer Sättigung der durch die Regulierung des Verhältnisses von (Ti + 2Al + 4B)/N erzielten Effekte, wenn das Verhältnis von (Ti + 2Al + 4B)/N den Wert 14 überschreitet. Wird V hinzugefügt, dann bewegt sich das Verhältnis von (Ti + 2Al + 4B + V)/N vorzugsweise in einem Bereich von 7 bis 17.
  • Erfindungsgemäß kann V ebenfalls gezielt der oben definierten Stahlzusammensetzung beigefügt werden.
  • V ist ein Element, das mit N gekoppelt wird, um VN zu bilden, wodurch die Bildung von Ferrit in der Wärmeeinflusszone gefördert wird. VN wird entweder allein oder in TiN-Ausscheidungen abgeschieden, so dass es die Ferritumwandlung fördert. Auch wird V mit C gekoppelt, wodurch es zur Bildung eines Karbids, nämlich VC, kommt. Dieses VC dient der Unterdrückung des Wachstums von Ferritkörnern nach der Ferritumwandlung.
  • Somit verbessert V des Weiteren die Zähigkeit der Matrix sowie die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone. Erfindungsgemäß ist der Gehalt an V vorzugsweise auf einen Bereich von 0,01 bis 0,2% beschränkt. Beträgt der Gehalt an V weniger als 0,01%, dann reicht die Menge an abgeschiedenem VN nicht aus, um eine Wirkung hinsichtlich der Förderung der Ferritumwandlung in der Wärmeeinflusszone zu erzielen. Andererseits verschlechtern sich beim Überschreiten des V-Gehalts von 0,2% sowohl die Zähigkeit der Matrix als auch die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone. In diesem Fall kommt es zu einer Zunahme der Schweißhärtbarkeit. Aus diesem Grund kann es zur Bildung unerwünschter Niedrigtemperatur-Schweißrisse kommen.
  • Wird V zugefügt, dann wird das Verhältnis von V/N vorzugsweise auf 0,3 bis 9 eingestellt.
  • Ist das Verhältnis von V/N weniger als 0,3, dann kann es sich als schwierig erweisen, eine geeignete Dichte und Korngröße von VN-Ausscheidungen, die an den Grenzen komplexer Ausscheidungen von TiN und MnS dispergiert sind, bei Verbesserung der Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone zu gewährleisten. Andererseits können beim Überschreiten des V/N-Verhältnisses von 9 die an den Grenzen komplexer Ausscheidungen von TiN und MnS dispergierten VN-Ausscheidungen grobkörnig werden, wodurch sich die Dichte jener VN-Ausscheidungen verringert. Infolgedessen kann sich der Anteil an Ferrit, der effektiv die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verbessert, verringern.
  • Für die weitere Verbesserung von mechanischen Eigenschaften können den Stählen mit der oben definierten Zusammensetzung ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe aus Ni, Nb, Mo und Cr gemäß der vorliegenden Erfindung zugefügt werden.
  • Der Gehalt an Ni ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,1 bis 3,0% beschränkt.
  • Ni ist ein Element, das effektiv die Festigkeit und Zähigkeit der Matrix gemäß einer Mischkristallverfestigung verbessert. Um einen derartigen Effekt zu erzielen, beträgt der Ni-Gehalt vorzugsweise 0,1% oder mehr. Überschreitet jedoch der Ni-Gehalt 3,0%, dann kommt es zu einer Erhöhung der Härtbarkeit, worunter die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone leidet. Außerdem kann es zur Bildung von Hochtemperaturrissen sowohl in der Wärmeeinflusszone als auch in der Matrix kommen.
  • Der Gehalt an Kupfer (Cu) ist auf einen Bereich von 0,1 bis 1,5% beschränkt.
  • Cu ist ein Element, das in der Matrix gelöst ist, wodurch die Matrix mischkristallverfestigt wird. Das heißt, Cu garantiert effektiv die gewünschte Festigkeit und Zähigkeit für die Matrix. Um einen solchen Effekt zu erzielen, sollte Cu mit einem Gehalt von 0,1% oder mehr beigefügt werden. Übersteigt jedoch der Cu-Gehalt 1,5%, dann nimmt die Härtbarkeit der Wärmeeinflusszone zu, wodurch es zu einer Verschlechterung der Zähigkeit kommt. Außerdem wird die Bildung von Hochtemperaturrissen an der Wärmeeinflusszone und am Schweißmetall begünstigt. Insbesondere wird Cu in Form von CuS um Oxide auf Ti-Basis zusammen mit S ausgefällt, was die Bildung von Ferriten mit einer nadelförmigen oder polygonalen Struktur beeinflusst, die wirksam die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verbessert. Demgemäß beträgt der Cu-Gehalt vorzugsweise 0,3 bis 1,5%.
  • Wird Cu zusammen mit Ni verwendet, dann beträgt der Gesamtgehalt an Cu und Ni vorzugsweise 3,5% oder weniger. Beträgt der Gesamtgehalt von Cu und Ni mehr als 3,5%, dann kommt es zu einer unerwünschten Zunahme der Härtbarkeit, wodurch die Zähigkeit und Schweißbarkeit der Wärmeeinflusszone in Mitleidenschaft gezogen wird.
  • Der Gehalt an Nb ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,01 bis 0,10% beschränkt.
  • Nb ist ein Element, das effektiv eine gewünschte Festigkeit der Matrix garantiert. Für einen solchen Effekt wird Nb in einer Menge von 0,01% oder mehr zugefügt. Jedoch kann beim Überschreiten des Nb-Gehalts von 0,1% grobkörniges NbC allein ausgeschieden werden, was die Zähigkeit des Basismetalls negativ beeinflusst.
  • Der Gehalt an Molybdenum (Mo) ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,05 bis 1,0% beschränkt.
  • Mo ist ein Element, das die Härtbarkeit steigert, während es die Festigkeit verbessert. Um eine gewünschte Festigkeit zu gewährleisten, ist es erforderlich, Mo in einer Menge von 0,05% oder mehr hinzuzufügen. Jedoch wird die Obergrenze des Mo-Gehalts bei 0,1% festgesetzt, ähnlich wie bei Cr, um die Härtung der Wärmeeinflusszone sowie die Bildung von Niedrigtemperaturschweißrissen zu verhindern.
  • Der Gehalt an Chrom (Cr) ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,05 bis 1,0% beschränkt.
  • Cr dient der Erhöhung der Härtbarkeit, während es die Festigkeit verbessert. Bei einem Cr-Gehalt von weniger als 0,05% ist es nicht möglich, die gewünschte Festigkeit zu erlangen. Anderseits verschlechtert sich beim Überschreiten des Cr-Gehalts von 1,0% die Zähigkeit sowohl in der Matrix als auch in der Wärmeeinflusszone.
  • Erfindungsgemäß können auch Ca und ein Seltenerdmetall entweder allein oder zusammen in der oben definierten Stahlzusammensetzung hinzugefügt werden, um das Wachstum der Vor-Austenit-Körner in einem Heizprozess zu unterdrücken.
  • Ca und ein Seltenerdmetall dienen der Ausbildung eines Oxids mit überlegener Hochtemperaturstabilität, wodurch das Wachstum von Austenitkörnern in der Matrix während eines Heizprozesses unterdrückt wird, während die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verbessert wird. Auch bewirkt Ca die Regulierung der Form von grobkörnigem MnS in einem Stahlherstellungsverfahren. Für derartige Effekte wird Ca vorzugsweise in einer Menge von 0,0005% oder mehr hinzugefügt, wohingegen ein Seltenerdmetall vorzugsweise in einer Menge von 0,005% oder mehr hinzugefügt wird. Dennoch bilden sich, wenn der Ca-Gehalt 0,005% oder der Seltenerdmetall-Gehalt 0,05% überschreitet, großformatige Einschlüsse und Cluster, wodurch sich die Reinheit der Stähle verschlechtert. Für das Seltenerdmetall können ein oder mehrere Seltenerdmetalle aus Ce, La, Y und Hf verwendet werden.
  • Im Folgenden wird das Mikrogefüge des Schweißkonstruktionsstahlprodukts gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Vorzugsweise ist das Mikrogefüge des Schweißkonstruktionsstahlprodukts gemäß der Erfindung ein komplexes Gefüge aus Ferrit und Perlit. Auch hat Ferrit vorzugsweise ein Korngröße von 20 μm oder weniger. Besitzen die Ferritkörner eine Korngröße von mehr als 20 μm, dann werden die Vor-Austenit-Körner in der Wärmeeinflusszone mit einer Korngröße von 80 μm oder mehr versehen, wenn ein Schweißprozess mit hohem Wärmeeintrag angewandt wird, wodurch sich die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verschlechtert.
  • Wird der Anteil an Ferrit in dem komplexen Gefüge aus Ferrit und Perlit erhöht, dann nehmen Zähigkeit sowie Dehnung der Matrix entsprechend zu. Demgemäß wird der Ferritanteil mit 20% oder mehr und vorzugsweise mit 70% oder mehr festgesetzt.
  • Indessen werden die Körner des Vor-Austenits in der Wärmeeinflusszone in hohem Maße von der Größe und Dichte der in der Matrix dispergierten Nitride beeinflusst, wenn die Ferritkörner im Stahlprodukt (Matrix) eine konstante Größe haben. Wird mit hohem Eintrag geschweißt (Heiztemperatur 1400°C), werden 30 bis 40% der in der Matrix dispergierten Nitride wieder in der Matrix aufgelöst, wodurch sich der Wachstumsunterdrückungseffekt der Vor-Austenit-Körner in der Wärmeeinflusszone verschlechtert.
  • Deshalb muss ein Überschuss an Nitriden in der Matrix dispergiert sein, wobei der Anteil an wieder aufzulösenden Nitriden zu berücksichtigen ist. Erfindungsgemäß sind feine TiN-Ausscheidungen gleichmäßig dispergiert, um das Wachstum des Vor-Austenits in der Wärmeeinflusszone zu unterdrücken. Dem gemäß ist es möglich, das Auftreten eines Ostwaldschen Reifungsphänomens effektiv zu unterdrücken, bei dem es zu einer Vergröberung der Ausscheidungen kommt.
  • Bevorzugt sind TiN-Ausscheidungen gleichmäßig in der Matrix mit einem Abstand von etwa 0,5 μm oder weniger dispergiert.
  • Noch bevorzugter haben die TiN-Ausscheidungen eine Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm sowie eine Dichte von 1,0 × 107/mm2. Haben TiN-Ausscheidungen eine Korngröße von weniger als 0,01 μm, dann lassen sie sich wieder leicht in der Matrix während eines Schweißvorgangs mit hohem Wärmeeintrag lösen, so dass sie nicht wirksam das Wachstum der Austenit-Körner unterdrücken können. Andererseits wenn TiN-Ausscheidungen eine Korngröße von mehr als 0,1 μm haben, dann zeigen diese eine ungenügenden Pinning-Effekt (Unterdrückung des Kornwachstums) an Austenitkörnern und benehmen sich wie grobkörnige nichtmetallische Einschlüsse, wodurch mechanische Eigenschaften in Mitleidenschaft gezogen werden. Beträgt die Dichte der Fein-Ausscheidungen weniger als 1,0 × 107/mm2, dann gestaltet sich die Regulierung der kritischen Austenitkorngröße der Wärmeeinflusszone auf 80 μm oder weniger als schwierig, wenn ein Schweißvorgang mit hohem Wärmeeintrag angewandt wird.
  • [Verfahren zur Herstellung von Schweißkonstruktionsstahlprodukten]
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird zunächst eine Stahlbramme mit der oben definierten Zusammensetzung hergestellt.
  • Die Stahlbramme der vorliegenden Erfindung kann durch konventionelles Verarbeiten (mittels eines Gießverfahrens) von geschmolzenem Stahl hergestellt werden, der mit Hilfe konventioneller Frischungs- und Desoxidierungsverfahren behandelt wird. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf solche Verfahren beschränkt.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird geschmolzener Stahl zuerst in einem Konverter gefrischt und in eine Pfanne abgestochen, so dass er einem „Frischungsprozess außerhalb des Ofens" als sekundärem Frischungsprozess unter zogen werden kann. Bei dicken Produkten, wie z.B. Schweißkonstruktionsstahlprodukten, ist die Durchführung einer Entgasungsbehandlung (Ruhrstahl Hereaus (RH) Vorgang) nach dem „Frischungsprozess außerhalb des Ofens" wünschenswert. Typischerweise wird die Desoxidierung zwischen den primären und sekundären Frischungsprozessen durchgeführt.
  • Beim Desoxidierungsverfahren ist die Zugabe von Ti am wünschenswertesten unter der Bedingung, dass die Menge an gelösten Sauerstoff so reguliert worden ist, dass sie nicht mehr als einen angemessenen Wert gemäß der vorliegenden Erfindung hat. Der Grund hierfür ist, dass der größte Teil von Ti im geschmolzenen Stahl ohne jegliche Oxidbildung gelöst vorliegt. In diesem Fall wird ein Element mit einem Desoxidierungsseffekt höher als der von Ti vorzugsweise vor der Zugabe von Ti zugefügt.
  • Dies wird im Einzelnen nun beschrieben. Die Menge an gelöstem Sauerstoff hängt sehr vom Oxidherstellungsverhalten ab. Falls Desoxidierungsmittel eine höhere Sauerstoffaffinität aufweisen, dann ist ihre Kopplungsrate mit Sauerstoff im geschmolzenen Stahl höher. Folglich, wenn eine Desoxidation unter Verwendung eines Elements mit einem Desoxidierungseffekt höher als der von Ti vor der Zugabe von Ti durchgeführt wird, ist es möglich, Ti an der Bildung eines Oxids so weit wie möglich zu hindern. Natürlich kann eine Desoxidation unter der Bedingung durchgeführt werden, dass Mn, Si usw., die zu den 5 Stahlelementen gehören, vor der Zugabe des Elements mit einem Desoxidationseffekt größer als der von Ti, z.B. Al, zugefügt werden. Nach der Desoxidation wird eine sekundäre Desoxidation unter Verwendung von Al durchgeführt. In diesem Fall besteht ein Vorteil darin, dass eine Reduzierung der Menge an zugeführtem Desoxidationsmitteln möglich ist. Jeweilige Desoxidationseffekte von Desoxidationsmitteln lassen sich wie folgt darstellen:
    Cr < Mn < Si < Ti < Al < SELTENERDMETALL < Zr < Ca ≒ Mg
  • Wie aus der obigen Beschreibung ersichtlich wird, lässt sich die Menge an gelöstem Sauerstoff so niedrig wie möglich einstellen, indem ein Element mit einem Desoxidationseffekt größer als der von Ti vor der Ti-Zugabe gemäß der vor liegenden Erfindung hinzugefügt wird. Vorzugsweise wird die Menge an gelöstem Sauerstoff auf 30 ppm oder weniger eingestellt. Wenn die Menge an gelöstem Sauerstoff 30 ppm übersteigt, dann kann Ti mit in der Stahlschmelze vorhandenem Sauerstoff gekoppelt werden, wodurch sich ein Ti-Oxid bildet. Als Ergebnis reduziert sich die Menge an gelöstem Ti.
  • Vorzugweise ist die Zugabe von Ti nach der Einstellung des gelösten Sauerstoffanteils innerhalb von 10 Minuten abgeschlossen, vorausgesetzt dass sich der Gehalt an Ti innerhalb von 0,005 bis 0,2% bewegt. Der Grund dafür ist, dass sich die Menge an gelöstem Ti im Verlauf der Zeit aufgrund der Bildung eines Ti-Oxids nach der Zugabe von Ti verringern kann.
  • Erfindungsgemäß kann die Zugabe von Ti jederzeit vor oder nach einer Vakuumentgasungsbehandlung durchgeführt werden.
  • Erfindungsgemäß wird eine Stahlbramme unter Verwendung von geschmolzenen Stahl gefertigt, wie er oben hergestellt wurde. Falls es sich bei dem hergestellten geschmolzenen Stahl um Stahl mit einem niedrigen Stickstoffgehalt handelt (der eine Nitrogenierungsbehandlung erfordert), dann ist die Durchführung eines Stranggießverfahrens unabhängig von dessen Gießgeschwindigkeit möglich, d.h. eine niedrige Gießgeschwindigkeit oder eine hohe Gießgeschwindigkeit. Handelt es sich jedoch bei dem geschmolzenen Stahl um einen Stahl mit hohem Stickstoffgehalt, dann sollte im Hinblick auf eine verbesserte Produktivität der geschmolzene Stahl wünschenswerterweise mit niedriger Gießgeschwindkeit vergossen werden, während ein leichter Abkühlungszustand in der sekundären Kühlzone beibehalten wird, wobei der Tatsache Rechnung getragen wird, dass ein hochstickstoffhaltiger Stahl mit hoher Wahrscheinlichkeit Brammenoberflächenrisse bildet.
  • Vorzugsweise ist die Gießgeschwindigkeit beim Stranggießverfahren um 1,1 m/min niedriger als eine typische Gießgeschwindigkeit, d.h. etwa 1,2 m/min. Noch bevorzugter wird die Gießgeschwindigkeit auf etwa 0,9 bis 1,1 m/min eingestellt. Bei einer Gießgeschwindigkeit von weniger als 0,9 m/min verschlechtert sich die Produktivität, obwohl es sogar einen Vorteil bei der Reduzierung der Brammenoberflächenrisse gibt. Andererseits erhöht sich die Wahrscheinlichkeit, dass sich Brammenoberflächenrisse bilden, wenn die Gießgeschwindigkeit höher als 1,1 m/min ist. Selbst im Fall eines Stahls mit niedrigem Stickstoffgehalt kann man eine bessere Innenqualität erreichen, wenn der Stahl bei einer langsamen Geschwindigkeit von 0,9 bis 1,2 m/min gegossen wird.
  • Indessen ist es wünschenswert, die Kühlbedingung an der sekundären Kühlzone zu regulieren, weil die Kühlbedingung die Feinheit und gleichmäßige Verteilung von TiN-Ausscheidungen beeinflusst.
  • Für geschmolzenen Stahl mit einem hohen Stickstoffgehalt wird die Wassersprühmenge in der sekundären Kühlzone mit 0,3 bis 0,35 l/kg für eine schwache Kühlung festgesetzt. Ist die Wassersprühmenge kleiner als 0,3 l/kg, dann werden TiN-Ausscheidungen grobkörniger. Infolgedessen kann es schwierig sein, die Korngröße und Dichte von TiN-Ausscheidungen zu regulieren, um dadurch gewünschte Effekte gemäß der vorliegenden Erfindung zu erzielen. Andererseits ist bei einer Wassersprühmenge von mehr als 0,35 l/kg die Häufigkeit der Bildung von TiN- Ausscheidungen zu niedrig, so dass es schwierig ist, die Korngröße und Dichte von TiN-Ausscheidungen zu regulieren, um gewünschte Effekte gemäß der vorliegenden Erfindung zu erzielen.
  • Danach wird die wie oben beschrieben vorbereite Stahlbramme erfindungsgemäß erhitzt.
  • Bei einer Stahlbramme mit einen hohen Stickstoffgehalt von 0,008 bis 0,030% wird bei einer Temperatur von 1100 bis 1250°C 60 bis 180 Minuten lang erhitzt. Ist die Brammenheiztemperatur niedriger als 1100°C, dann ist die Diffusionsrate gelöster Atome zu niedrig, wodurch sich die Dichte der TiN-Ausscheidungen reduziert. Andererseits sind bei einer Brammenheiztemperatur von mehr als 1250°C die TiN-Ausscheidungen grobkörniger oder aufgelöst, wodurch sich die Dichte der Ausscheidungen reduziert. Indessen kommt es bei einer Brammenheiztemperatur von weniger als 60 Minuten zu keiner Verringerung der Seigerung gelöster Atome. Des Weiteren sind die gelösten Atome diffundiert, so dass die vorgegebene Zeit nicht für eine Diffusion der gelösten Atome zur Bildung von Ausscheidungen ausreicht. Übersteigt die Heizzeit mehr als 180 Minuten, dann werden die Austenit-Körner grobkörniger. In diesem Fall kann sich die Produktivität verschlechtern.
  • Für eine Stahlbramme mit einem niedrigen Stickstoffgehalt mit einem Anteil von 0,005% wird eine Nitrogenierungsbehandlung in einem Brammenheizofen gemäß der vorliegenden Erfindung durchgeführt, um so eine Stahlbramme mit hohem Stickstoffgehalt zu erhalten, wobei das Verhältnis zwischen Ti und N eingestellt wird.
  • Erfindungsgemäß wird die Stahlbramme mit einem niedrigen Stickstoffgehalt bei einer Temperatur von 1100 bis 1250°C 60 bis 180 Minuten lang für ihre Nitrogenisierungsbehandlung aufgeheizt, um so die Stickstoffkonzentration der Bramme auf vorzugsweise 0,008 bis 0,03% einzustellen. Um eine geeignete Menge an TiN-Ausscheidungen in der Bramme zu gewährleisten, sollte der Stickstoffgehalt 0,008% oder mehr betragen. Jedoch kann bei einem Stickstoffgehalt von mehr als 0,03% der Stickstoff in der Bramme diffundiert sein, wodurch der Stickstoffanteil an der Oberfläche der Bramme größer wird als der Anteil des in Form von feinen TiN-Ausscheidungen abgeschiedenen Stickstoffs. Infolgedessen erhärtet sich die Bramme an ihrer Oberfläche, wodurch sie den nachfolgenden Walzprozess beeinträchtigt.
  • Beträgt die Heiztemperatur der Bramme weniger als 1100°C, dann wird der Stickstoff nicht ausreichend diffundiert, weshalb feine TiN-Ausscheidungen eine geringe Dichte haben. Auch wenn es möglich ist, die Dichte von TiN-Ausscheidungen durch Erhöhen der Heizzeit zu steigern, so würde dies die Herstellungskosten erhöhen. Andererseits wachsen bei einer Heiztemperatur von mehr als 1250°C die Austenitkörner in der Bramme während des Heizvorgangs, was die in dem nachfolgenden Walzprozess durchzuführende Rekristallisation beeinträchtigt. Beträgt die Brammenheiztemperatur weniger als 60 Minuten, dann ist es unmöglich, einen gewünschten Nitrogenierungseffekt zu erzielen. Andererseits nehmen bei einer Brammenheizzeit von mehr als 180 Minuten die Herstel lungskosten zu. Außerdem kommt es zum Wachstum von Austenitkörnern in der Bramme, was den nachfolgenden Walzprozess beeinträchtigt.
  • Vorzugweise wird die Nitrogenierungsbehandlung zur Einstellung des Verhältnisses von Ti/N auf 1,2 bis 2,5, des Verhältnisses von N/B auf 10 bis 40, des Verhältnisses von Al/N auf 2,5 bis 7, des Verhältnisses von (Ti + 2Al + 4B)/N auf 6,5 bis 14, des Verhältnisses von V/N auf 0,3 bis 9 und des Verhältnisses von (Ti + 2Al + 4B + V)/N auf 7 bis 17 in der Bramme durchgeführt.
  • Danach wird die erwärmte Stahlbramme innerhalb eines Bereichs der Austenitrekristallisationstemperatur (etwa 850 bis 1050°C) bei einer Dickenreduzierungsrate von 40% oder mehr warmgewalzt. Der Bereich der Austenitrekristallisationstemperatur hängt von der Zusammensetzung des Stahls und einer vorhergehenden Dickenreduzierungsrate ab. Erfindungsgemäß wird der Bereich der Austenitrekristallisationstemperatur mit etwa 850 bis 1050°C bestimmt, wobei eine typische Dickenreduzierungsrate berücksichtigt wird.
  • Beträgt die Warmwalztemperatur weniger als 850°C, dann ändert sich das Gefüge im Walzprozess in länglichen Austenit, weil sich die Warmwalztemperatur in einem Nichtkristallisationstemperaturbereich befindet. Aus diesem Grund ist es schwierig, Feinferrit in einem nachfolgenden Kühlungsprozess zu garantieren. Andererseits wachsen bei einer Warmwalztemperatur von mehr als 1050°C Körner aus rekristallisiertem Austenit, die gemäß Rekristallisation gebildet werden, so dass diese grobkörniger werden. Infolgedessen ist es schwierig, Feinferritkörner im Abkühlprozess zu gewährleisten. Auch gibt es bei einer akkumulierten oder einzelnen Walzreduzierrate im Walzprozess von weniger als 40% ungenügende Stellen für die Bildung von Ferritkernen innerhalb von Austenitkörnern. Infolgedessen ist es unmöglich, eine Wirkung zur ausreichenden Feinung von Ferritkörnern gemäß der Rekristallisation von Austenit zu erzielen.
  • Die gewalzte Stahlbramme wird dann auf eine Temperatur im Bereich von ±10°C von einer Ferritumwandlungsendtemperatur bei einer Geschwindigkeit von 1°C/min oder mehr abgekühlt. Vorzugsweise kühlt sich die gewalzte Stahl bramme auf die Ferritumwandlungsendtemperatur bei einer Geschwindigkeit von 1°C/min ab und wird dann luftgekühlt.
  • Natürlich gibt es kein Problem bei der Feinung von Ferrit, selbst wenn die gewalzte Stahlbramme auf Normaltemperatur mit einer Geschwindigkeit von 1°C/min abgekühlt wird. Dies ist jedoch unerwünscht, da nicht wirtschaftlich. Auch wenn die gewalzte Stahlbramme auf eine Temperatur im Bereich von ±10°C von der Endtemperatur der Ferritumwandlung mit einer Geschwindigkeit von 1°C/min abgekühlt wird, ist es möglich, das Wachstum von Ferritkörnern zu verhindern. Beträgt die Abkühlgeschwindigkeit weniger als 1°C/min, dann kommt es zum Wachstum rekristallisierter Feinferritkörner. In diesem Fall ist es schwierig, eine Ferritkorngröße von 20 μm oder weniger zu gewährleisten.
  • Auch wird aus der obigen Beschreibung deutlich, dass man ein Stahlprodukt mit einem komplexen Gefüge aus Ferrit und Perlit als dessen Mikrogefüge herstellen kann, wobei dieses aufgrund der Einstellung von Herstellungsbedingungen wie z.B. Heiz- und Walzbedingungen eine überlegene Zähigkeit der Wärmeeinflusszone zeigt, während die Zusammensetzung des Stahlprodukts, z.B. das Verhältnis von Ti/N reguliert ist. Auch ist es möglich, ein Stahlprodukt effizient herzustellen, bei dem feine Ti-Ausscheidungen mit einer Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm bei einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 oder mehr bei einem Raum von 0,5 μm oder weniger dispergiert sind.
  • Indessen lassen sich Brammen unter Anwendung eines Stranggießverfahrens oder eines Formgießverfahrens als dem Stahlgießverfahren herstellen. Bei Einsatz einer hohen Abkühlungsgeschwindigkeit ist eine Feindispersion von Ausscheidungen einfach. Demgemäß ist die Anwendung eines kontinuierlichen Gießprozesses wünschenswert. Aus demselben Grund ist für die Bramme eine geringe Dicke von Vorteil. Als Warmwalzprozess für eine derartige Bramme kann eine Heißchargenwalzprozess oder ein Direktwalzprozess eingesetzt werden. Auch können verschiedenen Techniken wie bekannte Steuerwalzprozesse und regulierte Kühlprozesse angewandt werden. Um die mechanischen Eigenschaften warmgewalzter Platten zu verbessern, die erfindungsgemäß hergestellt werden, kann eine Wärmebehandlung angewandt werden. Zu beachten ist, dass auch bei der Anwendung solcher bekannter Techniken in der vorliegenden Erfindung, eine derartige Anwendung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung erfolgt.
  • [Geschweißte Konstruktionen]
  • Die vorliegende Erfindung betrifft auch eine geschweißte Konstruktion, die unter Verwendung des oben beschrieben Schweißkonstruktionsstahlprodukts hergestellt wird. Deshalb beinhaltet die vorliegende Erfindung auch geschweißte Konstruktionen, die unter Verwendung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts mit der oben definierten Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt werden, ein Mikrogefüge, das einem komplexen Gefüge aus Ferrit und Perlit mit einer Korngröße von etwa 20 μm oder weniger entspricht, oder TiN-Ausscheidungen mit einer Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm bei Dispersion mit einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 oder mehr und mit einem Abstand von 0,5 μm oder weniger.
  • Wird ein Schweißvorgang mit hohem Wärmeeintrag bei dem oben beschriebenen Schweißkonstruktionsbaustahlprodukt angewandt, dann bildet sich Vor-Austenit mit einer Korngröße von 80 μm oder weniger. Beträgt die Korngröße des Vor-Austenits in der Wärmeeinflusszone mehr als 80 μm, dann kommt es zu einer Zunahme der Härtbarkeit, wodurch es leicht zur Bildung eines Niedrigtemperaturgefüges (Martensit oder oberes Bainit) kommt. Außerdem und obwohl Ferrite mit unterschiedlichen keimbildenden Stellen an Korngrenzen von Austenit entstehen, werden sie zusammengemischt, wenn es zum Kornwachstum kommt, was eine nachteilige Auswirkung auf die Zähigkeit hat.
  • Beim Abschrecken des Stahlprodukts nach Anwendung eines Schweißprozesses mit hohem Wärmeeintrag umfasst das Mikrogefüge der Wärmeeinflusszone Ferrit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger bei einem Volumenanteil von 70% oder mehr. Beträgt die Korngröße des Ferrits mehr als 20 μm, dann erhöht sich der Anteil an Seitenplatten- oder allotriomorphen Ferrit, was die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone beeinträchtigt. Um eine Verbesserung der Zähigkeit zu erzielen, ist es wünschenswert, den Volumenanteil an Ferrit auf 70% oder mehr einzustellen. Wenn der Ferrit der vorliegenden Erfindung Eigenschaften eines polygonalen oder nadelförmigen Ferrits aufweist, kann mit einer Verbesserung der Zähigkeit gerechnet werden. Erfindungsgemäß kann dies durch Bildung von BN- und Fe-Boron-Karbiden an Korngrenzen und innerhalb von Körnern zur Verbesserung der Zähigkeit bewirkt werden.
  • Wird ein Schweißprozess mit hohem Wärmeeintrag beim Schweißkonstruktionsstahlprodukt (Matrix) eingesetzt, dann bildet sich Vor-Austenit mit einer Korngröße von 80 μm oder weniger an der Wärmeeinflusszone. Gemäß einem nachfolgenden Abschreckungsvorgang umfasst das Mikrogefüge der Wärmeeinflusszone Ferrit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger bei einem Volumenanteil von 70% oder mehr.
  • Wird ein Schweißprozess mit einem Wärmeeintrag von 100 kJ/cm oder weniger auf das Schweißkonstruktionsstahlprodukt der vorliegenden Erfindung angewandt (im Falle von „Δt800-500 = 60 Sekunden" in der Tabelle 5), dann liegt der Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone in einem Bereich von ±50 J. Auch liegt im Fall eines Schweißprozesses unter Anwendung eines hohen Wärmeeintrags von 100 bis 250 kJ/cm („Δt800-500 = 120 Sekunden" in der Tabelle 5) der Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone innerhalb eins Bereichs von ±70 J. Im Fall eines Schweißprozesses unter Anwendung eines hohen Wärmeeintrags von mehr als 250 kJ/cm („Δt800-500 = 180 Sekunden" in der Tabelle 5) liegt der Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone innerhalb eines Bereichs von 0 bis 100 J. Derartige Ergebnisse werden aus den folgenden Beispielen deutlich.
  • Beispiele
  • Nachfolgend wird die Erfindung zusammen mit verschiedenen Beispielen beschrieben. Diese Beispiele erfolgen zu rein illustrativen Zwecken, und die vorliegende Erfindung soll nicht als auf derartige Beispiele beschränkt angesehen werden.
  • Beispiel 1
  • Jedes der Stahlprodukte mit unterschiedlichen Stahlzusammensetzungen der Tabelle 1 wurde in einem Konverter geschmolzen. Die daraus resultierende Stahlschmelze wurde einem Gießverfahren unterworfen, das bei einer Gießrate von 1,1 m/min durchgeführt wurde, wodurch eine Bramme hergestellt wurde. Die Bramme wurde dann unter der Bedingung der Tabelle 3 warmgewalzt, wodurch eine warmgewalzte Platte hergestellt wurde. Die warmgewalzte Platte wurde abgekühlt, bis ihre Temperatur 500°C erreichte, was einer Temperatur niedriger als die Ferritumwandlungsendtemperatur entspricht. Nach dieser Temperatur wurde die warmgewalzte Platte luftgetrocknet.
  • Die Tabelle 2 beschreibt Gehaltsverhältnisse von Legierungselementen in jedem Stahlprodukt.
    Figure 00320001
    Figure 00330001
    Tabelle 2
    Zusammensetzungsverhältnisse für Legierungselemente
    Ti/N NB Al/N V/N (Ti + 2Al + 4B + V)/N
    Erfind. Stahl 1 1.2 17.1 3.3 0.8 8.9
    Erfind. Stahl 2 1.8 28.0 2.5 0.4 7.3
    Erfind. Stahl 3 1.4 36.7 5.5 1.8 14.2
    Erfind. Stahl 4 2.5 16.0 2.5 6.3 14.0
    Erfind. Stahl 5 1.7 20.0 3.0 1.7 9.5
    Erfind. Stahl 6 2.0 10.0 2.5 9.0 16.4
    Erfind. Stahl 7 1.3 14.4 3.5 1.7 10.3
    Erfind. Stahl 8 1.5 12.0 5.0 0.8 12.7
    Erfind. Stahl 9 2.2 22.5 2.8 2.2 10.2
    Erfind. Stahl 10 2.5 16.7 4.5 2.0 13.7
    Erfind. Stahl 11 1.2 17.1 3.3 – 8.06
    Herkömml. Stahl 1 4.1 13.8 0.6 – 5.7
    Herkömml. Stahl 2 2.5 96.0 0.8 – 4.0
    Herkömml. Stahl 3 0.8 105.8 0.4 – 1.5
    Herkömml. Stahl 4 4.1 4.0 0.8 8.8 15.5
    Herkömml. Stahl 5 6.5 4.0 1.1 18.5 28.1
    Herkömml. Stahl 6 3.2 2.6 0.4 16.1 21.6
    Herkömml. Stahl 7 1.0 9.9 2.5 – 6.5
    Herkömml. Stahl 8 1.2 14.3 0.4 – 2.2
    Herkömml. Stahl 9 0.8 9.1 2.1 3.9 9.2
    Herkömml. Stahl 10 0.6 9.5 3.2 1.5 8.9
    Herkömml. Stahl 11 5.5 12.7 3.4 7.8 20.3
    Tabelle 3
    Heiz-Temp. (°C) Heiz-Dauer (min) Walz-Start Temp. (°C) Walz-End Dauer (°C) Walz-Reduktionsrate Abkühlrate (°C/min)
    Erfind. Stahl 1 Vorlieg. Bsp. 1 1,200 120 1,030 850 75 3
    Vorlieg. Bsp. 2 1,100 180 1,030 850 75 3
    Vorlieg. Bsp. 3 1,250 60 1,030 850 75 3
    Vergl.-Bsp. 3 1,000 60 1,030 850 75 3
    Vergl.-Bsp. 1 1,350 180 1,030 850 75 3
    Erfind. Stahl 2 Vorlieg. Bsp. 4 1,230 100 980 870 60 8
    Erfind. Stahl 3 Vorlieg. Bsp. 5 1,240 110 1,000 820 55 5
    Erfind. Stahl 4 Vorlieg. Bsp. 6 1,150 160 980 850 45 7
    Erfind. Stahl 5 Vorlieg. Bsp. 7 1,140 170 1,050 900 75 6
    Erfind. Stahl 6 Vorlieg. Bsp. 8 1,200 120 1,030 850 75 3
    Erfind. Stahl 7 Vorlieg. Bsp. 9 1,210 110 1,010 860 65 5
    Erfind. Stahl 8 Vorlieg. Bsp. 10 1,200 120 950 840 70 4
    Erfind. Stahl 9 Vorlieg. Bsp. 11 1,240 100 980 850 70 4
    Erfind. Stahl 10 Vorlieg. Bsp. 12 1,170 150 1,010 870 65 3
    Erfind. Stahl 11 Vorlieg. Bsp. 13 1,180 140 1,020 850 70 3
    Herkömml. Stahl 11 1,200 – Ar3 oder mehr 960 80 Freies Abkühlen
    Es gibt keine detaillierten Herstellungsbedingungen für die herkömmlichen Stähle 1 bis 10.
  • Prüfproben wurden aus den warmgewalzten Stahlprodukten entnommen. Die Probenentnahme erfolgte am zentralen Bereich eines jeden warmgewalzten Produkts in einer Dickenrichtung. Insbesondere wurden Proben für einen Zugtest in einer Walzrichtung genommen, während Testproben für einen Kerbschlagversuch nach Charpy in einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung genommen wurden.
  • Unter Verwendung von Stahlproben, die man wie oben beschrieben entnahm, wurden die Eigenschaften von Ausscheidungen in jedem Stahlprodukt (Matrix) sowie mechanische Eigenschaften des Stahlprodukts gemessen. Die gemessenen Ergebnisse sind in der Tabelle 4 beschrieben. Auch wurden das Mikrogefüge sowie die Schlagfestigkeit der Wärmeeinflusszone gemessen und in der Tabelle 5 beschrieben. Diese Messungen wurden wie folgt durchgeführt.
  • Für Zugtestprüflinge wurden Prüflinge des KS-Standards Nr. 4 (KS B 0801) verwendet. Der Zugtest wurde bei einer Querwärmegeschwindigkeit von 5 mm/min durchgeführt. Anderseits wurden Schlagtestprüflinge auf der Grundlage des Prüflings des KS-Standards Nr. 3 (KS B 0809) vorbereitet. Für die Schlagtestprüflinge wurden Kerben an einer Seitenoberfläche (L-T) in einer Walzrichtung im Fall der Matrix maschinell bearbeitet, während eine maschinelle Bearbeitung in einer Schweißlinienrichtung im Fall des Schweißmaterials erfolgte. Um die Größe der Austenitkörner bei einer maximalen Heiztemperatur der Wärmeeinflusszone zu inspizieren, wurde jeder Prüfling auf eine maximale Heiztemperatur von 1200 bis 1400°C bei einer Heizgeschwindigkeit von 140°C/sec unter Verwendung eines reproduzierbaren Schweißsimulators erhitzt und dann unter Verwendung eines He-Gases abgeschreckt, nachdem er eine Sekunde lang gehalten worden war. Nachdem der abgeschreckte Prüfling poliert und erodiert worden war, wurde die Korngröße von Austenit in dem resultierenden Prüfling unter eine maximalen Heiztemperaturbedingung gemäß einem KS-Standard (KS D 0205) gemessen.
  • Das nach dem Abkühlungsprozess erhaltene Mikrogefüge sowie Korngröße, Dichte und Abstand von TiN-Ausscheidungen, die die Zähigkeit der Wärme einflusszone ernsthaft beeinflussen, wurden nach einem Punktzählschema unter Verwendung eines Bildanalysators und eines elektronischen Mikroskops gemessen. Die Messung erfolgte für einen Prüfbereich von 100 mm2.
  • Die Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone wurde in jedem Prüfling bewertet, indem dieser Schweißbedingungen unterworfen wurde, die Schweißwärmeeinträgen von etwa 80 kJ/cm, 150 kJ/cm und 250 kJ/cm entsprechen, d.h. Schweißzyklen, die ein Aufheizen bei einer maximalen Heiztemperatur von 1400°C umfassen sowie ein Abkühlen von 800°C auf 500°C während 60 Sekunden, 120 Sekunden bzw. 180 Sekunden, das Polieren der Prüflingsoberfläche, das maschinelle Bearbeiten des Prüflings für einen Schlagfestigkeitstest und dann die Durchführung eines Kerbschlagversuchs nach Charpy für den Prüfling bei einer Temperatur von –40°C.
  • Figure 00380001
  • Figure 00390001
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 4 ist zu erkennen, dass die Dichte von Ausscheidungen (TiN-Ausscheidungen) in jedem warmgewalzten und erfindungsgemäß hergestelltem Produkt 2,8 × 108/mm2 oder mehr beträgt, wohingegen die Dichte von Ausscheidungen in jedem konventionellem Produkt 11,1 × 103/mm2 oder weniger beträgt. Das heißt, dass das Produkt der vorliegenden Erfindung mit Ausscheidungen gebildet wird, die eine sehr kleine Korngröße haben, während sie bei einer beträchtlich erhöhten und gleichmäßigen Dichte dispergiert sind.
  • Figure 00410001
  • Figure 00420001
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 5 ist zu erkennen, dass die Größe der Austenitkörner in der Wärmeeinflusszone unter einer maximalen Heiztemperaturbedingung von 1400°C innerhalb eines Bereichs von 52 bis 65 μm im Fall der vorliegenden Erfindung liegt, während die Austenitkörner in den konventionellen Produkten (konventionelle Stähle 4 bis 6) eine Korngröße von etwa 180 μm haben. Damit zeigen die Stahlprodukte der vorliegenden Erfindung einen überlegenen Effekt bei der Unterdrückung des Wachstums von Austenitkörnen an der Wärmeeinflusszone.
  • Unter einer Schweißbedingung mit hohem Wärmeintrag, bei der die Zeit für das Abkühlen von 800°C auf 500°C 180 Sekunden dauert, zeigen die Produkte der vorliegenden Erfindung einen überlegenen Zähigkeitswert von etwa 280 J oder mehr als Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone, während etwa –60°C eine Übergangstemperatur darstellt.
  • Beispiel 2 – Steuerung der Desoxidation: Nitrogenisierungstemperatur
  • Jedes der Stahlprodukte mit den unterschiedlichen Stahlzusammensetzungen der Table 6 wurde in einem Konverter geschmolzen. Die resultierende Stahlschmelze wurde gegossen, nachdem sie Frischungs- und Desoxidationsbehandlungen unter den Bedingungen der Tabelle 7 unterworfen worden war, wodurch eine Stahlbramme gebildet wurde. Die Bramme wurde dann unter der Bedingung der Tabelle 9 warmgewalzt, wodurch eine warmgewalzte Platte hergestellt wurde. In der Tabelle 8 sind die Gehaltsverhältnisse von Legierungselementen in jedem Stahlprodukt beschrieben.
    Figure 00440001
    Figure 00450001
    Tabelle 7
    Stahlprodukte Beispiel Primäre Deoxidations-Ordnung Gelöste Sauerstoff-Menge nach Zugabe von Al (ppm) Menge der Ti-Zugabe nach Deoxidation (%) Gieß-Geschwindigkeit (m/min) Sprühwassermenge (l/kg)
    PS*1 PS1 Mn->Si 19 0.015 1.04 0.33
    PS*2 PS2 Mn->Si 23 0.052 1.02 0.35
    PS*3 PS3 Mn->Si 21 0.016 1.10 0.33
    PS*4 PS4 Mn->Si 18 0.023 1.03 0.34
    PS*5 PS5 Mn->Si 17 0.054 1.07 0.34
    PS*6 PS6 Mn->Si 18 0.023 0.96 0.34
    PS*7 PS7 Mn->Si 21 0.016 0.96 0.34
    PS*8 PS8 Mn->Si 24 0.019 0.98 0.33
    PS*9 PS9 Mn->Si 19 0.022 0.95 0.33
    PS*10 PS10 Mn->Si 23 0.027 1.06 0.33
    PS*11 PS11 Mn->Si 24 0.018 1.08 0.32
    Es gibt keine detaillierten Herstellungsbedingungen für die herkömmlichen Stähle 1 bis 11. PS: Vorliegendes Beispiel PS*: Erfinderischer Stahl
    Tabelle 8
    Stahlprodukte Zusammensetzungverhältnisse von Legierungselementen
    Ti/N NB Al/N V/N (Ti + 2Al + 4B + V)/N
    Erfind. Stahl 1 1.2 17.1 3.3 0.8 8.9
    Erfind. Stahl 2 1.8 28.0 2.5 0.4 7.3
    Erfind. Stahl 3 1.4 36.7 5.5 1.8 14.2
    Erfind. Stahl 4 2.5 16.0 2.5 6.3 14.0
    Erfind. Stahl 5 1.7 20.0 3.0 1.7 9.5
    Erfind. Stahl 6 2.0 10.0 2.5 9.0 16.4
    Erfind. Stahl 7 1.3 14.4 3.5 1.7 10.3
    Erfind. Stahl 8 1.5 12.0 5.0 0.8 12.7
    Erfind. Stahl 9 2.2 22.5 2.8 2.2 10.2
    Erfind. Stahl 10 2.5 16.7 4.5 2.0 13.7
    Erfind. Stahl 11 1.3 14.4 3.9 – 9.4
    Herkömml. Stahl 1 4.1 13.8 0.6 – 5.7
    Herkömml. Stahl 2 2.5 96.0 0.8 – 4.0
    Herkömml. Stahl 3 0.8 105.8 0.4 – 1.5
    Herkömml. Stahl 4 4.1 4.0 0.8 8.8 15.5
    Herkömml. Stahl 5 6.5 4.0 1.1 18.5 28.1
    Herkömml. Stahl 6 3.2 2.6 0.4 16.1 21.6
    (Fortsetzung)
    Stahlprodukte Zusammensetzungverhältnisse von Legierungselementen
    Ti/N NB Al/N V/N (Ti + 2Al + 4B + V)/N
    Herkömml. Stahl 7 1.0 9.9 2.5 – 6.5
    Herkömml. Stahl 8 1.2 14.3 0.4 – 2.2
    Herkömml. Stahl 9 0.8 9.11 2.1 3.9 9.2
    Herkömml. Stahl 10 0.6 9.5 3.2 1.5 8.9
    Herkömml. Stahl 11 5.5 12.7 3.4 7.8 20.3
  • Figure 00480001
  • Proben wurden aus dicken Stahlplatten genommen, die wie oben beschrieben hergestellt worden waren. Die Probennahme erfolgte am zentralen Bereich eines jeden gewalzten Produktes in einer Dickenrichtung. Insbesondere wurden Proben für einen Zugtest in einer Walzrichtung genommen, während Proben für einen Kerbschlagversuch nach Charpy in einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung genommen wurden.
  • Unter Verwendung von Stahlproben, die man wie oben beschrieben entnahm, wurden die Eigenschaften von Ausscheidungen in jedem Stahlprodukt (Matrix) sowie mechanische Eigenschaften des Stahlprodukts gemessen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 10 beschrieben. Auch wurden das Mikrogefüge sowie die Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone gemessen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 11 beschrieben. Diese Messungen wurden auf die gleiche Art und Weise wie im Beispiel 1 durchgeführt. Tabelle 10
    Beispiel Kennzeichen der Ausscheidungen Kennzeichen der Matrix-Struktur
    Dichte (Zahl/mm2) Mittlere Größe (μm) Abstand (μm) Dicke (mm) Effektive Festigkeit (MPa) Zug-Festigkeit (MPa) Elongation (%) Kerbschlag-Zähigkeit bei –40°C (J)
    PE1 2.8 × 108 0.018 0.25 25 352 474 43.4 354
    PE2 3.1 × 108 0.015 0.35 25 356 480 42.6 364
    PE3 2.9 × 108 0.010 0.35 25 356 483 42.2 365
    CE1 4.1 × 106 0.157 1.7 25 342 470 41.0 284
    CE2 5.7 × 106 0.158 1.5 25 365 492 40.5 274
    PE4 3.9 × 108 0.021 0.34 25 356 480 42.6 354
    PE5 2.4 × 108 0.017 0.32 25 356 481 39.7 348
    PE6 3.1 × 108 0.027 0.28 30 350 483 40.5 346
    PE7 4.8 × 108 0.021 0.26 30 340 465 38.9 352
    PE8 4.2 × 108 0.017 0.31 30 362 481 43.2 357
    PE9 5.4 × 108 0.018 0.30 30 381 506 42.4 348
    PE10 5.3 × 108 0.021 0.25 30 374 496 42.1 332
    PE11 3.8 × 108 0.019 0.27 40 370 489 41.4 362
    PE12 3.1 × 108 0.015 0.31 40 346 482 41.6 342
    PE13 2.5 × 108 0.018 0.32 35 348 485 41.5 339
    CS1 35 406 438 –
    CS2 35 405 441 –
    CS3 25 681 629 –
    CS4 Ausscheid. von MgO-TiN 3.03 × 106/mm2 40 472 609 32
    CS5 Ausscheid. von MgO-TiN 4.07 × 106/mm2 40 494 622 32
    CS6 Ausscheid. von MgO-TiN 2.80 × 106/mm2 50 812 912 28
    CS7 25 475 532 –
    CS8 50 504 601 –
    CS9 60 526 648 –
    CS10 60 760 829 –
    CS11 0.2 μm oder weniger 11.1 × 103 50 401 514 18.3
    PE: Beispiel gemäß vorliegender Erfindung CE: Vergleichsbeispiel CS: Herkömmlicher Stahl
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 10 ist zu erkennen, dass die Dichte von Ausscheidungen (Nitride auf Ti-Basis) in jedem warmgewalzten und erfindungsgemäß hergestelltem Produkt 2,8 × 108/mm2 oder mehr beträgt, wohingegen die Dichte von Ausscheidungen in den konventionellem Produkten (insbesondere konventioneller Stahl 11) 11,1 × 103/mm2 oder weniger beträgt. Das heißt, dass das Produkt der vorliegenden Erfindung mit Ausscheidungen gebildet wird, die eine sehr kleine Korngröße haben, während sie bei beträchtlich erhöhter und gleichmäßiger Dichte dispergiert sind.
  • Figure 00520001
  • Figure 00530001
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 11 ist zu erkennen, dass die Größe von Austenitkörnern in der Wärmeeinflusszone bei einer maximalen Heiztemperatur von 1400°C innerhalb eines Bereichs von 52 bis 65 μm bei der vorliegenden Erfindung liegt, während die Austenitkörner in den konventionellen Produkten (insbesondere die konventionellen Stähle 4 bis 6) eine Korngröße von etwa 180 μm haben. Damit zeigen die Stahlprodukte der vorliegenden Erfindung einen überlegenen Effekt bei der Unterdrückung des Wachstums von Austenitkörnen an der Wärmeeinflusszone.
  • Unter einer Schweißbedingung mit hohem Wärmeintrag, bei der die Zeit für das Abkühlen von 800°C auf 500°C 180 Sekunden dauert, zeigen die Produkte der vorliegenden Erfindung einen überlegenen Zähigkeitswert von etwa 280 J oder mehr als Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone, während etwa –60°C eine Übergangstemperatur darstellt.
  • Beispiel 3 – Nitrogenisierungstemperatur
  • Um Stahlbrammen mit verschiedenen, in der Tabelle 12 beschriebenen Zusammensetzungen zu erhalten, wurde Stähle der vorliegenden Erfindung, deren Elemente außer Ti innerhalb von erfindungsgemäßen Bereichen lagen, jeweils als Proben benutzt. Jede Probe wurde in einem Konverter geschmolzen. Die sich ergebende Stahlschmelze wurde unter Verwendung von Mn oder Si leicht desoxidiert und dann unter Verwendung von Al stark desoxidiert, wodurch die Menge an gelösten Sauerstoff reguliert wurde. Dann wurde Ti hinzugefügt, um die Konzentration von Ti zu regulieren, wie in der Tabelle 12 gezeigt. Die Stahlschmelze wurde danach einer Entgasungsbehandlung unterworfen und dann kontinuierlich mit einer regulierten Gießrate gegossen. Dadurch wurde eine Stahlbramme hergestellt. Dazu werden das Desoxidierungselement, die Desoxidierungsordnung, die Menge an gelöstem Sauerstoff, die Gießbedingung sowie die Menge an zugefügtem Ti nach Desoxidationsbeendigung in der Tabelle 13 beschrieben.
  • Jede Stahlbramme, die man wie oben beschrieben erhielt, wurde nitrogenisiert, während sie in einem Heizofen unter den Bedingungen der Tabelle 14 erhitzt wurde. Die sich ergebende Stahlbramme wurde bei einer Walzreduktionsrate von 70% oder mehr warmgewalzt, wodurch eine dicke Stahlplatte mit einer Dicke von 25 bis 40 mm erhalten wurde. Die Tabelle 16 beschreibt Gehaltsverhältnisse von Legierungselementen in jedem Stahlprodukt, das einer Nitrogenisierungsbehandlung unterworfen wurde.
    Figure 00560001
    Figure 00570001
    Tabelle 13
    Stahlprodukt Beispiel Primäre Deoxidations-Ordnung Gelöste Sauerstoffmenge nach Zugabe von Al während 2. Deoxidat. (ppm) Menge der Ti-Zugabe nach Deoxidation (%) Haltezeit der Stahlschmelze nach dem Entgasen (min) Gießgeschwindigkeit (m/min)
    Erfind. Stahl 1 Vorlieg. Bsp. 1 Mn->Si 24 0.016 24 0.9
    Vorlieg. Bsp. 2 Mn->Si 25 0.016 25 1.0
    Vorlieg. Bsp. 3 Mn->Si 28 0.016 23 1.2
    Erfind. Stahl 2 Vorlieg. Bsp. 4 Mn->Si 27 0.05 23 1.1
    Erfind. Stahl 3 Vorlieg. Bsp. 5 Mn->Si 25 0.015 22 1.0
    Erfind. Stahl 4 Vorlieg. Bsp. 6 Mn->Si 26 0.032 25 1.1
    Erfind. Stahl 5 Vorlieg. Bsp. 7 Mn->Si 24 0.053 26 1.2
    Erfind. Stahl 6 Vorlieg. Bsp. 8 Mn->Si 23 0.02 31 0.9
    Erfind. Stahl 7 Vorlieg. Bsp. 9 Mn->Si 25 0.017 32 0.95
    Erfind. Stahl 8 Vorlieg. Bsp. 10 Mn->Si 25 0.019 35 1.05
    Erfind. Stahl 9 Vorlieg. Bsp. 11 Mn->Si 26 0.021 28 1.1
    Erfind. Stahl 10 Vorlieg. Bsp. 12 Mn->Si 25 0.026 26 1.06
    Erfind. Stahl 11 Vorlieg. Bsp. 13 Mn->Si 26 0.016 24 1.05
    Tabelle 14
    Stahl-Produkt Beispiel Heiz-Temp. (°C) Fluss-Rate von Stickstoff in den Heizofen (l/min) Heizdauer (min) Walz-Start Temp. (°C) Walz-Endtemp. (°C) Abkühl-Rate (°C/min) Stickstoff-Gehalt der Matrix (ppm)
    PS1 PE1 1,200 600 130 1,010 830 5 120
    PS2 PE2 1,200 310 160 1,020 850 6 90
    PE3 1,200 600 120 1,020 850 5 120
    PE4 1,200 780 110 1,020 850 5 125
    CE1 1,100 200 110 1,020 850 5 60
    CE2 1,200 950 110 1,020 850 5 350
    PS3 PE5 1,190 720 125 1,020 840 6 110
    PS4 PE6 1,230 780 120 1,040 840 6 270
    PS5 PE7 1,130 650 160 1,030 860 4 110
    PS6 PE8 1,210 660 120 1,010 850 105
    PS7 PE9 1,240 780 100 1,020 830 6 300
    PS8 PE10 1,190 640 120 1,000 820 5 95
    PS9 PE11 1,200 650 110 1,010 880 4 100
    PS10 PE12 1,180 630 140 1,020 860 6 120
    PS11 PE13 1,120 660 160 1,030 820 5 90
    PS12 PE14 1,250 380 170 1,000 840 4 130
    PS13 PE15 1,225 580 150 1,020 860 6 120
    CS11 CE11 1,200 – – Ar3ormore 960 Freies Abkühlen
    * Die herkömmlichen Stähle 1 bis 11 sind warmgewalzte Platten, die mittels Heißwalzen von Stahlbrammen gemäß Tabelle 1 ohne Stickstoff-Behandlung hergestellt wurden. Es gibt keine detaillierten Herstellungsbedingungen für die herkömmlichen Stähle 1 bis 11. * Das Abkühlen von jedem der vorliegenden Beispiele wird unter kontrollierten Bedingungen ausgeführt, bis die Temperatur des Beispiel 500°C weniger als die Ferrit-Umwandlungs-Abschlusstemperatur erreicht. Anschließend an diese Temperatur wird das jeweilige Beispiel in Luft abgekühlt. * Der Heizwalz-Prozess wird unter der Bedingung ausgeführt, dass die Walz-Reduktions-Rate in der Rekristallisationszone im Bereich zwischen 45 und 50% liegt. PS: Beispiel gemäß vorliegender Erfindung; PE: Vorliegendes Beispiel; CS: Herkömml. Stahl; und CE: Herkömml. Bsp.
    Tabelle 15
    Stahlprodukt Verhältnis der Legierungselemente nach der Nitridierungs-Behandlung
    Ti/N N/B Al/N V/N (Ti + 2Al + 4B+V)/N
    Vorlieg. Bsp. 1 1.25 13.3 4.2 0.83 10.7
    Vorlieg. Bsp. 2 1.67 10 5.6 1.1 14.3
    Vorlieg. Bsp. 3 1.25 13.3 4.17 0.83 10.7
    Vorlieg. Bsp. 4 1.2 13.9 4.0 0.8 10.3
    Vergl.-Bsp. 1 2.5 6.7 8.3 1.7 21.4
    Vergl.-Bsp. 2 0.43 38.9 1.43 0.28 3.7
    Vorlieg. Bsp. 5 1.36 12.2 4.5 0.9 11.7
    Vorlieg. Bsp. 6 1.67 24.5 2.96 0.37 16.25
    Vorlieg. Bsp. 7 1.27 36.7 5.4 1.8 15.4
    Vorlieg. Bsp. 8 2.9 21 2.8 4.8 13.5
    Vorlieg. Bsp. 9 1.67 20 3.0 1.67 11.3
    Vorlieg. Bsp. 10 2.0 11.1 2.5 8.0 15.4
    Vorlieg. Bsp. 11 1.6 12.5 4.0 2.0 11.9
    Vorlieg. Bsp. 12 1.5 12 5.0 0.83 12.7
    Vorlieg. Bsp. 13 2.2 18 2.77 2.22 10.22
    Vorlieg. Bsp. 14 1.92 13 3.46 1.54 10.69
    Vorlieg. Bsp. 15 1.25 10 4.17 – 10.0
    Herkömml. Bsp. 1 4.1 13.8 0.64 – 5.7
    Herkömml. Bsp. 2 2.5 96 0.75 – 4.0
    Herkömml. Bsp. 3 0.79 105.8 0.35 – 1.5
    Herkömml. Bsp. 4 4.1 4 0.85 8.8 15.5
    Herkömml. Bsp. 5 6.5 4 1.1 18.5 28.1
    Herkömml. Bsp. 6 3.2 2.6 0.36 16.1 21.6
    Herkömml. Bsp. 7 1.0 9.9 2.53 – 6.5
    Herkömml. Bsp. 8 1.22 14.3 0.35 – 2.2
    Herkömml. Bsp. 9 0.79 9.1 2.1 3.85 9.3
    Herkömml. Bsp. 10 0.56 9.5 3.2 1.48 8.9
    Herkömml. Bsp. 11 5.51 12.7 3.4 7.8 20.3
    Bei den herkömmlichen Beispielen 1 bis 11 wird keine Nitridierungsbehandlung ausgeführt.
  • Proben wurden aus dicken Stahlplatten genommen, die wie oben beschrieben hergestellt worden waren. Die Probennahme erfolgte am zentralen Bereich eines jeden gewalzten Produktes in einer Dickenrichtung. Insbesondere wurden Proben für einen Zugtest in einer Walzrichtung genommen, während Proben für einen Kerbschlagversuch nach Charpy in einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung genommen wurden.
  • Unter Verwendung von Stahlproben, die man wie oben beschrieben entnahm, wurden die Eigenschaften von Ausscheidungen in jedem Stahlprodukt (Matrix) sowie mechanische Eigenschaften des Stahlprodukts gemessen. Die gemessenen Ergebnisse sind in der Tabelle 16 beschrieben. Auch wurden das Mikrogefüge sowie die Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone gemessen. Die gemessenen Ergebnisse sind in der Tabelle 11 beschrieben.
  • Diese Messungen wurden auf die gleiche Art und Weise wie im Beispiel 1 durchgeführt.
  • Figure 00620001
  • Figure 00630001
  • Figure 00640001
  • Wie in der Tabelle 16 beschrieben, ist jedes erfindungsgemäße Stahlprodukt mit Ausscheidungen (Nitride auf Ti-Basis) mit einer sehr kleinen Korngröße ausgebildet, während es im Vergleich zu konventionellen Stahlprodukten eine beträchtlich erhöhte Dichte aufweist. Tabelle 17
    Beispiel Korngröße von Austenit abhängig von der Heiz-Temp. bei reproduzierb. Schweißstelle (μm) Kerbschlagzähigkeit bei –40°C in der wärme-behandelten Zone reproduzierbar bei 1.400°C (J)
    1,200°C 1,300°C 1.400°C 60 sec 180 sec Übergangs-Temp. (C) (180 sec)
    Vorlieg. Bsp. 1 21 38 58 372 320 –68
    Vorlieg. Bsp. 2 22 37 55 385 324 –72
    Vorlieg. Bsp. 3 22 37 56 380 354 –69
    Vorlieg. Bsp. 4 23 36 58 365 323 –69
    Vergl.-Bsp. 1 39 72 168 156 85 –48
    Vergl.-Bsp. 2 42 82 175 128 64 –42
    Vorlieg. Bsp. 5 28 38 61 362 312 –68
    Vorlieg. Bsp. 6 28 38 62 364 315 –71
    Vorlieg. Bsp. 7 26 36 60 358 310 –69
    Vorlieg. Bsp. 8 27 34 58 367 324 –68
    Vorlieg. Bsp. 9 25 39 57 354 330 –65
    Vorlieg. Bsp. 10 29 40 60 368 324 –64
    Vorlieg. Bsp. 11 30 36 58 354 313 –67
    Vorlieg. Bsp. 12 28 38 54 368 310 –63
    Vorlieg. Bsp. 13 25 37 64 365 305 –64
    Vorlieg. Bsp. 14 24 35 58 384 308 –67
    Vorlieg. Bsp. 15 23 34 56 365 312 –65
    Herkömml. Bsp. 1
    Herkömml. Bsp. 2
    Beispiel Korngröße von Austenit abhängig von der Heiz-Temp. bei reproduzierb. Schweißstelle (μm) Kerbschlagzähigkeit bei –40°C in der wärme-behandelten Zone reproduzierbar bei 1.400°C (J)
    1,200°C 1,300°C 1.400°C 60 sec 180 sec Übergangs-Temp. (C) (180 sec)
    Herkömml. Bsp. 3
    Herkömml. Bsp. 4 230 132 (0°C)
    Herkömml. Bsp. 5 180 129 (0°C)
    Herkömml. Bsp. 6 250 60 (0°C)
    Herkömml. Bsp. 7
    Herkömml. Bsp. 8
    Herkömml. Bsp. 9 –61
    Herkömml. Bsp. 10 –48
    Herkömml. Bsp. 11 1 –42
    FGS: Korngröße von Ferrit
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 17 ist zu erkennen, dass die Größe von Austenitkörnern in der Wärmeeinflusszone bei einer maximalen Heiztemperatur von 1400°C innerhalb eines Bereichs von etwa 54 bis 64 μm im Fall der vorliegenden Erfindung liegt, während die Austenitkörner in den konventionellem Produkten (konventionelle Stähle 4 bis 6) eine Korngröße von etwa 180 μm oder mehr haben. Damit zeigen die Stahlprodukte der vorliegenden Erfindung einen überlegenen Effekt bei der Unterdrückung des Wachstums von Austenitkörnen an der Wärmeeinflusszone.
  • Bei einem Schweißzyklus mit hohem Wärmeeintrag, bei dem die Zeit für das Abkühlen von 800°C auf 500°C 180 Sekunden dauert, zeigen die Produkte der vorliegenden Erfindung einen überlegenen Zähigkeitswert von etwa 300 J oder mehr als Schlagzähigkeit an der Wärmeeinflusszone bei –40°C, während etwa –60°C eine Übergangstemperatur darstellt. Das heißt, dass die erfindungsgemäßen Produkte eine überlegene Schlagzähigkeit an der Wärmeeinflusszone aufweisen.
  • Unter derselben Schweißbedingung mit hohem Wärmeeintrag zeigen die konventionellen Stahlprodukte eine sehr kleinen Zähigkeitswert von etwa 60 bis 132 J als Schlagzähigkeit an der Wärmeeinflusszone bei 0°C. Somit zeigen die Produkte der vorliegenden Erfindung eine deutliche Verbesserung bei der Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone sowie eine beachtliche Verbesserung bei der Übergangstemperatur im Vergleich zu konventionellen Stahlprodukten.

Claims (11)

  1. Schweißkonstruktionsstahlprodukt, aufweisend eine überragende Wärmeeinflusszonenzähigkeit, umfassend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,008 bis 0,030% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,005% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 1,2 < Ti/N < 2,5, 10 < N/B < 40, 2,5 < Al/N < 7 und 6,5 < (Ti + 2Al + 4B)/N < 14, und aufweisend eine Mikrostruktur, die im Wesentlichen aus einer komplexen Struktur aus Ferrit und Perlit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger besteht, wobei das Schweißkonstruktionsstahlprodukt wahlweise ferner Folgendes umfasst: 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 < V/N < 9 und 7 < (Ti + 2Al + 4B + V)/N < 17; eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%.
  2. Schweißkonstruktionsstahlprodukt nach Anspruch 1, wobei TiN-Ausfällungen eine Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm aufweisen und mit einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 oder mehr und einem Abstand von 0,5 μm oder weniger verteilt sind.
  3. Schweißkonstruktionsstahlprodukt nach Anspruch 1, wobei ein Zähigkeitsunterschied zwischen einer Matrix und einer Wärmebehandlungszone in einem Bereich von ±30 J liegt, wenn das Stahlprodukt auf eine Temperatur von 1400°C oder mehr erwärmt und dann innerhalb von 60 Sekunden über einen Kühlbereich von 800 bis 500°C abgekühlt wird; in einem Bereich von ±70 J liegt, wenn das Stahlprodukt auf eine Temperatur von 1400°C oder mehr erwärmt und dann innerhalb von 60 bis 120 Sekunden über einen Kühlbe reich von 800 bis 500°C abgekühlt wird; und in einem Bereich von 0 bis 100 J liegt, wenn das Stahlprodukt auf eine Temperatur von 1400°C oder mehr erwärmt und dann innerhalb von 120 bis 180 Sekunden über einen Kühlbereich von 800 bis 500°C abgekühlt wird.
  4. Verfahren zur Fertigung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts, umfassend die Schritte des Herstellens einer Stahlbramme, enthaltend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,008 bis 0,030% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,005% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 1,2 < Ti/N < 2,5, 10 < N/B < 40, 2,5 < Al/N < 7 und 6,5 < (Ti + 2Al + 4B)/N < 14, und wahlweise 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 < V/N < 9 und 7 < (Ti + 2Al + 4B + V)/N < 17; eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%; Erhitzen der Stahlbramme bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C für eine Dauer von 60 bis 180 Minuten; Heißwalzen der erhitzten Stahlbramme in einem Austenitumkristallisationsbereich bei einer Walzreduzierungsrate von 40% oder mehr; und Abkühlen der warmgewalzten Stahlbramme mit einer Rate von 1°C/Min. oder mehr auf eine Temperatur, entsprechend ±10°C von einer Ferrit-Umwandlungsendtemperatur.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei der Schritt des Herstellens der Bramme Folgendes umfasst: Zusetzen eines deoxidierenden Elements mit einer höheren deoxidierenden Wirkung als diejenige von Ti zu dem geschmolzenen Stahl derart, dass eine gelöste Sauerstoffmenge von 30 ppm oder weniger eingestellt wird, Zusetzen von Ti zu dem geschmolzenen Stahl innerhalb von 10 Minuten derart, dass der Ti-Gehalt auf 0,005 bis 0,2% eingestellt wird, und Gießen der resultierenden Bramme.
  6. Verfahren nach Anspruch 5, wobei die Deoxidation in der Reihenfolge Mn, Si und Al durchgeführt wird.
  7. Verfahren nach Anspruch 5, wobei der geschmolzene Stahl mit einer Geschwindigkeit von 0,9 bis 1,1 m/Min, gemäß einem kontinuierlichen Gussverfahren gegossen wird, während er in einer zweiten Kühlzone mit einer Wassersprühmenge von 0,3 bis 0,35 l/kg leicht abgekühlt wird.
  8. Verfahren zur Fertigung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts, umfassend die Schritte des Herstellens einer Stahlbramme, enthaltend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, höchstens 0,005% N; 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,005% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, Erhitzen der Stahlbramme bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C für eine Dauer von 60 bis 180 Minuten, während die Stahlbramme nitrogenisiert wird, um den N-Gehalt der Stahlbramme auf 0,008 bis 0,03% einzustellen und die folgenden Bedingungen zu erfüllen: 1,2 < Ti/N < 2,5, 10 < N/B < 40, 2,5 < Al/N < 7 und 6,5 < (Ti + 2Al + 4B)/N < 14, und wahlweise 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 < V/N < 9 und 7 < (Ti + 2Al + 4B + V)/N < 17; eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%; Heißwalzen der nitrogenisierten Stahlbramme in einem Austenitumkristallisationsbereich bei einer Walzreduzierungsrate von 40% oder mehr; und Abkühlen der warmgewalzten Stahlbramme mit einer Rate von 1°C/Min. oder mehr auf eine Tem peratur, entsprechend ±10°C von einer Ferritumwandlungsendtemperatur.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, wobei der Schritt des Herstellens der Bramme Folgendes umfasst: Zusetzen eines deoxidierenden Elements mit einer höheren deoxidierenden Wirkung als diejenige von Ti zu dem geschmolzenen Stahl derart, dass eine gelöste Sauerstoffmenge von 30 ppm oder weniger eingestellt wird, Zusetzen von Ti zu dem geschmolzenen Stahl innerhalb von 10 Minuten derart, dass der Ti-Gehalt auf 0,005 bis 0,2% eingestellt wird, und Gießen der resultierenden Bramme.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, wobei die Deoxidation in der Reihenfolge Mn, Si und Al durchgeführt wird.
  11. Geschweißte Konstruktion mit einer überragenden Wärmeeinflusszonenzähigkeit, die unter Verwendung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts nach einem der Ansprüche 1 bis 3 hergestellt ist.
DE60130500T 2001-11-16 2001-11-16 Stahlplatte mit überlegener zähigkeit in der von der schweisshitze beeinflussten zone und verfahren zu ihrer herstellung; schweisskonstruktion unter verwendung davon Expired - Lifetime DE60130500T2 (de)

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