CH695315A5 - Extrem hochfeste Austenit-gealterte Staehle mit ausgezeichneter Tieftemperatur-Zaehigkeit. - Google Patents

Description

  Gebiet der Erfindung

[0001] Diese Erfindung betrifft extrem hochfeste, schweissbare, niedriglegierte Stahlbleche mit ausgezeichneter Tieftemperatur-Zähigkeit sowohl im Basisblech als auch in der Wärmeeinflusszone ("heat affected zone", HAZ), wenn sie geschweisst werden. Ausserdem betrifft diese Erfindung ein Verfahren zur Herstellung solcher Stahlbleche. 

Hintergrund der Erfindung

[0002] Verschiedene Begriffe werden in der folgenden Beschreibung definiert. Der Einfachheit halber wird ein Glossar der Begriffe direkt vor den Patentansprüchen bereitgestellt.

[0003] Es besteht häufig ein Bedarf, flüchtige Flüssigkeiten unter Druck bei tiefen Temperaturen, d.h. bei Temperaturen von weniger als ca. -40 deg. C (-40  F), zu lagern und zu transportieren.

   Z.B. besteht ein Bedarf an Behältern zur Lagerung und zum Transport von Flüssig-Erdgas unter Druck ("pressurized liquefied natural gas", PLNG) bei einem Druck im weiten Bereich von ca. 1035 kPa (150 psia) bis ca. 7590 kPa (1100 psia) und bei einer Temperatur im Bereich von ca. -123 deg. C (-190  F) bis ca. -62 deg. C (-80  F). Es besteht ebenfalls ein Bedarf an Behältern zur sicheren und wirtschaftlichen Lagerung und zum Transport anderer flüchtiger Flüssigkeiten mit hohem Dampfdruck, wie Methan, Ethan und Propan, bei tiefen Temperaturen.

   Um solche Behälter aus verschweisstem Stahl herzustellen, muss der Stahl eine geeignete Festigkeit aufweisen, um den Flüssigkeitsdruck auszuhalten, und eine geeignete Zähigkeit, um den Beginn eines Bruchs, d.h. eines Versagenseintritts, bei den Betriebsbedingungen sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ zu verhindern.

[0004] Die Risshaltetemperatur ("Ductile to Brittle Transition Temperature", DBTT) skizziert die zwei Bruchbereiche in Konstruktionsstählen. Bei Temperaturen unterhalb der DBTT tritt leicht ein Versagen im Stahl durch Niedrigenergie-Sprödbruch auf, während bei Temperaturen oberhalb der DBTT leicht ein Versagen im Stahl durch Hochenergie-Verformungsbruch auftritt.

   Die in der Herstellung von Lagerungs- und Transportbehältern für die zuvor genannten Tieftemperatur-Anwendungen und für andere lasttragende Tieftemperatur-Dienste verwendeten verschweissten Stähle müssen DBTTs deutlich unterhalb der Einsatztemperatur sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ aufweisen, um ein Versagen durch Niedrigenergie-Sprödbruch zu vermeiden.

[0005] Herkömmlich für Tieftemperatur-Konstruktionsanwendungen verwendete nickelhaltige Stähle, z.B. Stähle mit einem Nickel-Gehalt von mehr als ca. 3 Gew.-%, besitzen geringe DBTTs, aber weisen ebenfalls relativ geringe Zugfestigkeiten auf. Typischerweise besitzen handelsübliche Stähle mit 3,5 Gew.-% Nickel, 5,5 Gew.-% Nickel und 9 Gew.-% Nickel DBTTs von ca. -100 deg. C (-150  F), -155 deg. C (-250  F) bzw. -175 deg.

   C (-280  F) und Zugfestigkeiten von bis zu ca. 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) bzw. 830 MPa (120 ksi). Um diese Kombinationen aus Festigkeit und Zähigkeit zu erreichen, werden diese Stähle allgemein kostspieligen Verarbeitungen unterzogen, z.B. einer doppelten Glühbehandlung. Im Falle von Tieftemperatur-Anwendungen verwendet die Industrie derzeit diese kommerziellen nickelhaltigen Stähle wegen ihrer guten Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, aber muss sie wegen der relativ geringen Zugfestigkeit speziell entwickeln. Diese Entwicklungen erfordern allgemein besondere Stahldicken für lasttragende Tieftemperatur-Anwendungen.

   Daher ist die Verwendung dieser nickelhaltigen Stähle in lasttragenden Tieftemperatur-Anwendungen häufig kostspielig aufgrund der hohen Kosten des Stahls zusammen mit den erforderlichen Stahldicken.

[0006] Andererseits besitzen mehrere handelsübliche hochfeste, niedriglegierte ("high strength, low alloy", HSLA) Stähle mit geringem und mittlerem Kohlenstoff-Gehalt, z.B. AISI 4320- oder 4330-Stähle, das Potential, überlegene Zugfestigkeiten (z.B. mehr als ca. 830 MPa (120 ksi)) und geringe Kosten zu liefern, aber sie besitzen den Nachteil relativ hoher DBTTs im Allgemeinen und speziell in der geschweissten Wärmeeinflusszone (HAZ). Allgemein besteht bei diesen Stählen eine Tendenz, dass die Schweissbarkeit und Niedrigtemperatur-Zähigkeit abnimmt, wenn die Zugfestigkeit erhöht wird.

   Aus diesem Grund werden die derzeitigen handelsüblichen HSLA-Stähle des Standes der Technik allgemein nicht für Tieftemperatur-Anwendungen in Erwägung gezogen. Die hohe DBTT der HAZ in diesen Stählen besteht allgemein aufgrund der Bildung ungewünschter Mikrostrukturen, die aus den Schweiss-Thermozyklen in den grobkörnigen und interkritisch wiedererwärmten HAZs stammen, d.h. den HAZs, die auf eine Temperatur von etwa der Ac1-Umwandlungstemperatur bis etwa zur Ac3-Umwandlungstemperatur erwärmt wurden (siehe Glossar für die Definitionen der Ac1- und Ac3-Umwandlungstemperaturen). Die DBTT erhöht sich deutlich mit zunehmender Korngrösse und versprödenden Mikrostrukturbestandteilen wie Martensit-Austenit-(MA)-Inseln in der HAZ. Z.B. ist die DBTT für die HAZ in einem HSLA-Stahl des Standes der Technik, X100-Leitungsrohr für Öl- und Gasübertragung, höher als ca. -50 deg.

   C (-60  F). Es gibt bedeutende Anstösse in den Sektoren der Energiespeicherung und des Transports für die Entwicklung neuer Stähle, die die Niedrigtemperatur-Zähigkeitseigenschaften der oben genannten kommerziellen nickelhaltigen Stähle mit den Eigenschaften hoher Festigkeit und geringer Kosten der HSLA-Stähle verbinden, während sie ebenfalls ausgezeichnete Schweissbarkeit und die gewünschte Dickprofil-Fähigkeit bereitstellen, d.h. im Wesentlichen gleichförmige Mikrostruktur und Eigenschaften (z.B.

   Festigkeit und Zähigkeit) bei Dicken von mehr als ca. 2,5 cm (1 Zoll).

[0007] In Nicht-Tieftemperatur-Anwendungen sind die meisten handelsüblichen HSLA-Stähle des Standes der Technik mit geringem und mittlerem Kohlenstoff-Gehalt aufgrund ihrer relativ geringen Zähigkeit bei hohen Festigkeiten entweder auf einen Bruchteil ihrer Festigkeiten entwickelt oder alternativ auf geringere Festigkeiten zum Erhalt einer akzeptablen Zähigkeit verarbeitet. Bei Konstruktionsanwendungen führen diese Ansätze zu einer erhöhten Profildicke und damit höheren Komponentengewichten und letztlich höheren Kosten, als wenn das Hochfestigkeitspotential der HSLA-Stähle vollständig eingesetzt werden könnte.

   In einigen kritischen Anwendungen wie Hochleistungsgetrieben werden Stähle verwendet, die mehr als ca. 3 Gew.-% Ni enthalten (wie AISI 48XX, SAE 93XX etc.), um eine ausreichende Zähigkeit beizubehalten. Dieser Ansatz führt zu wesentlichen Kostensteigerungen, um die überlegene Festigkeit der HSLA-Stähle zu erreichen. Ein zusätzliches Problem, das bei der Verwendung von kommerziellen Standard-HSLA-Stählen angetroffen wird, ist die Wasserstoff-Rissbildung in der HAZ, insbesondere wenn Schweissen mit geringer Energiezufuhr verwendet wird.

[0008] Es gibt bedeutende wirtschaftliche Anstösse und einen unbedingten Konstruktionsbedarf für eine kostengünstige Steigerung der Zähigkeit bei hohen oder extrem hohen Festigkeiten in niedriglegierten Stählen.

   Insbesondere besteht ein Bedarf an einem Stahl bei vernünftigen Kosten, der eine extrem hohe Festigkeit, z.B. eine Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi), und ausgezeichnete Tieftemperatur-Zähigkeit, z.B. eine DBTT von weniger als ca. -73 deg. C (-100  F), sowohl im Basisblech als auch in der HAZ besitzt, zur Verwendung in kommerziellen Tieftemperatur-Anwendungen.

[0009] Entsprechend sind die Hauptaufgaben der vorliegenden Erfindung die Verbesserung der HSLA-Stahltechnologie des Standes der Technik zur Anwendbarkeit bei tiefen Temperaturen in drei Schlüsselgebieten: 
(i) :  Verringerung der DBTT auf weniger als ca. -73 deg. C (-100  F) im Basisblech und in der geschweissten HAZ, 
(ii) :  Erreichen einer Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi) und  
(iii) :  Bereitstellen einer überlegenen Schweissbarkeit.

   Andere Aufgaben der vorliegenden Erfindung sind das Erreichen der zuvor genannten HSLA-Stähle mit im Wesentlichen gleichförmigen Mikrostrukturen und Eigenschaften durch die Dicke bei Dicken von mehr als ca. 2,5 cm (1 Zoll) und ein solches Erreichen unter Verwendung von derzeit handelsüblichen Verarbeitungstechniken, so dass die Verwendung dieser Stähle in kommerziellen Tieftemperatur-Verfahren wirtschaftlich machbar ist.

   

Zusammenfassung der Erfindung

[0010] In Übereinstimmung mit den oben genannten Aufgaben der vorliegenden Erfindung wird eine Verarbeitungsmethodik bereitgestellt, worin eine niedriglegierte Stahlplatte der gewünschten Chemie auf eine entsprechende Temperatur wiedererwärmt, dann zur Bildung eines Stahlblechs warmgewalzt und am Ende des Warmwalzens durch Abschrecken mit einer geeigneten Flüssigkeit wie Wasser schnell auf eine geeignete Abschreck-Stopptemperatur ("Quench Stop Temperature", QST) abgekühlt wird, um eine Mikrolaminat-Mikrostruktur zu erzeugen, die bevorzugt ca. 2 bis ca. 10 Vol.-% Austenit-Filmschichten und ca. 90 bis ca. 98 Vol.-% Lath-Strukturen aus hauptsächlich feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit umfasst. In einer Ausführungsform dieser Erfindung wird das Stahlblech dann auf Umgebungstemperatur luftgekühlt.

   In einer anderen Ausführungsform wird das Stahlblech im Wesentlichen für bis zu ca. 5 min isotherm an der QST gehalten, gefolgt von Luftkühlen auf Umgebungstemperatur. In noch einer anderen Ausführungsform wird das Stahlblech mit einer Geschwindigkeit von weniger als ca. 1,0 deg. C pro Sekunde (1,8  F/s) für bis ca. 5 min langsam abgekühlt, gefolgt von Luftkühlen auf Umgebungstemperatur.

   Wie in der Beschreibung der vorliegenden Erfindung verwendet bezeichnet das Abschrecken die beschleunigte Abkühlung durch ein beliebiges Mittel, wobei eine nach ihrer Tendenz zur Erhöhung der Abkühlgeschwindigkeit des Stahls ausgewählte Flüssigkeit verwendet wird, im Gegensatz zum Luftkühlen des Stahl auf Umgebungstemperatur.

[0011] Ebenfalls übereinstimmend mit den oben genannten Aufgaben der vorliegenden Erfindung sind erfindungsgemäss verarbeitete Stähle besonders geeignet für viele Tieftemperatur-Anwendungen, indem die Stähle die folgenden Eigenschaften haben, bevorzugt für Stahlblech-Dicken von ca. 2,5 cm (1 Zoll) und mehr: (i) eine DBTT von weniger als ca. -73 deg.

   C (-100  F) im Basisstahl und in der geschweissten HAZ, (ii) eine Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi), bevorzugt mehr als ca. 860 MPa (125 ksi) und besonders bevorzugt mehr als ca. 900 MPa (130 ksi), (iii) überlegene Schweissbarkeit, (iv) im Wesentlichen gleichförmige Mikrostruktur und Eigenschaften durch die Dicke, und (v) verbesserte Zähigkeit gegenüber handelsüblichen HSLA-Standardstählen.

   Diese Stähle können eine Zugfestigkeit von mehr als ca. 930 MPa (135 ksi) oder mehr als ca. 965 MPa (140 ksi) oder mehr als ca. 1000 MPa (145 ksi) aufweisen. 

Beschreibung der Abbildungen

[0012] Die Vorteile der vorliegenden Erfindung werden unter Bezugnahme auf die folgende ausführliche Beschreibung und die anliegenden Abbildungen besser verständlich, worin gilt: 
Fig. 1 :  ist ein Diagramm der kontinuierlichen Abkühlungsumwandlung ("continuous cooling transformation", CCT), das zeigt, wie das Austenit-alternde ("ausaging") Verfahren der vorliegenden Erfindung eine Mikrolaminat-Mikrostruktur im erfindungsgemässen Stahl erzeugt; 
Fig. 2A :  (Stand der Technik) ist eine schematische Darstellung, die einen Sprödriss zeigt, der sich durch Lath-Grenzen in einer gemischten Mikrostruktur aus unterem Bainit und Martensit in einem herkömmlichen Stahl fortsetzt; 
Fig. 2B :

    ist eine schematische Darstellung, die einen kurvigen Bruchverlauf aufgrund der Gegenwart der Austenit-Phase in der Mikrolaminat-Mikrostruktur in einem erfindungsgemässen Stahl zeigt; 
Fig. 3A :  ist eine schematische Darstellung der Austenit-Korngrenze in einer Stahlplatte nach dem Wiedererwärmen gemäss der vorliegenden Erfindung; 
Fig. 3B :  ist eine schematische Darstellung der Vor-Austenit-Korngrösse (siehe Glossar) in einer Stahlplatte nach dem Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert, aber vor dem Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristallisiert, gemäss der vorliegenden Erfindung; und 
Fig. 3C :

    ist eine schematische Darstellung der ausgedehnten Pfannkuchen-Kornstruktur in Austenit mit einer sehr feinen effektiven Korngrösse in Richtung durch die Dicke eines Stahlblechs nach Beendigung der TMCP gemäss der vorliegenden Erfindung.

[0013] Obwohl die vorliegende Erfindung im Zusammenhang mit ihren bevorzugten Ausführungsformen beschrieben wird, ist es selbstverständlich, dass die Erfindung nicht darauf beschränkt ist. Im Gegenteil soll die Erfindung alle Alternativen, Modifikationen und Äquivalente abdecken, die im Geist und Umfang der Erfindung, wie sie durch die anliegenden Patentansprüche definiert ist, eingeschlossen sein können. 

Ausführliche Beschreibung der Erfindung

[0014] Die vorliegende Erfindung betrifft die Entwicklung neuer HSLA-Stähle, die die oben beschriebenen Herausforderungen erfüllen.

   Die Erfindung beruht auf einer neuen Kombination von Stahlchemie und Verarbeitung, um sowohl das intrinsische als auch das Mikrostruktur-Zähmachen zur Verringerung der DBTT sowie zur Erhöhung der Zähigkeit bei hohen Zugfestigkeiten bereitzustellen. Intrinsisches Zähmachen wird erreicht durch die umsichtige Balance der kritischen Legierungselemente im Stahl, wie ausführlich in dieser Beschreibung beschrieben. Das Mikrostruktur-Zähmachen resultiert aus dem Erreichen einer sehr feinen effektiven Korngrösse sowie der Unterstützung der Mikrolaminat-Mikrostruktur. Bezugnehmend auf Fig. 2B umfasst die Mikrolaminat-Mikrostruktur von erfindungsgemässen Stählen bevorzugt alternierend Lath-Strukturen 28 aus hauptsächlich entweder feinkörnigem unterem Bainit oder feinkörnigem Martensit und Austenit-Filmschichten 30.

   Bevorzugt ist die mittlere Dicke der Austenit-Filmschichten 30 kleiner als ca. 10% der mittleren Dicke der Lath-Strukturen 28. Noch mehr bevorzugt ist die mittlere Dicke der Austenit-Filmschichten 30 ca. 10 nm und die mittlere Dicke der Lath-Strukturen 28 ca. 0,2 Microm.

[0015] Austenit-Altern wird in der vorliegenden Erfindung verwendet, um die Bildung der Mikrolaminat-Mikrostruktur zu erleichtern, indem die Beibehaltung der gewünschten Austenit-Filmschichten bei Umgebungstemperaturen gefördert wird. Wie dem Fachmann bekannt ist, ist das Austenit-Altern ein Verfahren, worin das Altern von Austenit in einem erwärmten Stahl vor dem Abkühlen des Stahls auf den Temperaturbereich stattfindet, in dem sich Austenit typischerweise zu Bainit und/oder Martensit umwandelt. Es ist auf diesem Gebiet bekannt, dass Austenit-Altern die thermische Stabilisierung von Austenit fördert.

   Die einzigartige Kombination von Stahlchemie und Verarbeitung dieser Erfindung schafft eine ausreichende Verzögerungszeit zu Beginn der Bainit-Umwandlung nach dem Ende des Abschreckens, was ein geeignetes Altern des Austenits zur Bildung der Austenit-Filmschichten in der Mikrolaminat-Mikrostruktur erlaubt. Bezugnehmend auf Fig. 1 wird z.B. ein erfindungsgemäss verarbeiteter Stahl innerhalb der angegebenen Temperaturbereiche kontrolliert gewalzt 2 (wie nachfolgend detailliert beschrieben); dann wird der Stahl vom Abschreck-Startpunkt 6 bis zum Abschreck-Endpunkt (d.h. QST) 8 abgeschreckt (4).

   Nach dem Beenden des Abschreckens am Abschreck-Endpunkt (QST) 8 wird das Stahlblech in einer Ausführungsform (i) an der QST für einen Zeitraum im Wesentlichen isotherm gehalten, bevorzugt bis zu 5 min, und dann auf Umgebungstemperatur luftgekühlt, wie durch die gestrichelte Linie 12 erläutert, (ii) in einer anderen Ausführungsform wird das Stahlblech langsam von der QST mit einer Geschwindigkeit, die niedriger als ca. 1,0 deg. C pro Sekunde (1,8  F/s) ist, für bis zu ca. 5 min langsam abgekühlt, bevor man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftkühlen lässt, wie durch die strichpunktierte Linie 11 veranschaulicht, (iii) in noch einer anderen Ausführungsform kann man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftkühlen lassen, wie durch die punktierte Linie 10 veranschaulicht.

   In jeder der Ausführungsformen werden Austenit-Filmschichten nach der Bildung von unterem Bainit-Lath-Strukturen in der Unterbainit-Region 14 und von Martensit-Lath-Strukturen in der Martensit-Region 16 beibehalten. Die obere Bainit-Region 18 und die Ferrit/Pearlit-Region 19 werden vermieden. In den erfindungsgemässen Stählen tritt ein gesteigertes Austenit-Altern aufgrund der in dieser Beschreibung beschriebenen neuen Kombination von Stahlchemie und Verarbeitung auf.

[0016] Die Bainit- und Martensit-Bestandteile und die Austenit-Phase der Mikrolaminat-Mikrostruktur werden so geschaffen, um die überlegenen Festigkeitseigenschaften des feinkörnigen unteren Bainits und feinkörnigen Lath-Martensit und die überlegene Beständigkeit von Austenit gegen Sprödbruch auszunutzen.

   Die Mikrolaminat-Mikrostruktur ist optimiert, um im Wesentlichen die Kurvigkeit im Rissverlauf zu maximieren, wodurch die Beständigkeit gegen Rissfortschritt gesteigert wird, um ein deutliches mikrostrukturelles Zähmachen bereitzustellen.

[0017] Gemäss dem Vorhergehenden wird ein Verfahren zur Herstellung eines extrem hochfesten Stahlblechs mit einer Mikrolaminat-Mikrostruktur bereitgestellt, umfassend ca. 2 bis ca. 10 Vol.-% Austenit-Filmschichten und ca. 90 bis ca. 98 Vol.-% Lath-Strukturen aus hauptsächlich feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:

   (a) Erwärmen einer Stahlplatte auf eine ausreichend hohe Wiedererwärmungstemperatur, um (i) die Stahlplatte im Wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im Wesentlichen alle Carbide und Carbonitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzulösen, und (iii) feine Ausgangs-Austenitkörner in der Stahlplatte zu erhalten; (b) Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung eines Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert; (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der Tnr-Temperatur und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur; (d) Abschrecken des Stahlblechs bei einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 10 deg. C pro Sekunde bis ca. 40 deg.

   C pro Sekunde (18  F/s bis 72  F/s) auf eine Abschreck-Stopptemperatur (QST) unterhalb etwa der Ms-Umwandlungstemperatur plus 100 deg. C (180  F) und oberhalb etwa der MS-Umwandlungstemperatur; und (e) Beenden des Abschreckens. In einer Ausführungsform umfasst das Verfahren dieser Erfindung ausserdem den Schritt des Luftkühlens des Stahlblechs von der QST auf Umgebungstemperatur. In einer anderen Ausführungsform umfasst das Verfahren dieser Erfindung ausserdem den Schritt des Haltens des Stahlblechs im Wesentlichen isotherm an der QST für bis zu ca. 5 min vor dem Luftkühlen des Stahlblechs auf Umgebungstemperatur. In noch einer anderen Ausführungsform umfasst das Verfahren dieser Erfindung ausserdem den Schritt des langsamen Abkühlens des Stahlblechs von der QST mit einer Geschwindigkeit von weniger als ca. 1,0 deg.

   C pro Sekunde (1,8  F/s) für bis zu ca. 5 min, bevor man das Stahlblech auf Umgebungstemperatur luftkühlen lässt. Diese Verarbeitung erleichtert die Umwandlung der Mikrostruktur des Stahlblechs auf ca. 2 bis ca. 10 Vol.-% Austenit-Filmschichten und ca. 90 bis ca. 98 Vol.-% Lath-Strukturen aus hauptsächlich feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit. (Siehe Glossar für die Definition der Tnr-Temperatur und der Ar3- und MS-Umwandlungstemperaturen.)

[0018] Um Umgebungstemperatur- und Tieftemperatur-Zähigkeit sicherzustellen, umfassen die Lath-Strukturen in der Mikrolaminat-Mikrostruktur bevorzugt hauptsächlich unteren Bainit oder Martensit. Es ist bevorzugt, die Bildung von Versprödungsbestandteilen wie oberem Bainit, Zwillings-Martensit und MA im Wesentlichen zu minimieren.

   Der in der Beschreibung der vorliegenden Erfindung und in den Patentansprüchen verwendete Begriff "hauptsächlich" bedeutet wenigstens ca. 50 Vol.-%. Der Rest der Mikrostruktur kann zusätzlichen feinkörnigen unteren Bainit, zusätzlichen feinkörnigen Lath-Martensit oder Ferrit umfassen. Besonders bevorzugt umfasst die Mikrostruktur wenigstens ca. 60 bis ca. 80 Vol.-% unteren Bainit oder Lath-Martensit. Noch mehr bevorzugt umfasst die Mikrostruktur wenigstens ca. 90 Vol.-% unteren Bainit oder Lath-Martensit.

[0019] Eine erfindungsgemäss verarbeitete Stahlplatte wird in traditioneller Weise hergestellt und umfasst in einer Ausführungsform Eisen und die folgenden Legierungselemente, bevorzugt in den in der folgenden Tabelle I angegebenen Gewichtsbereichen: 

Tabelle I

[0020] 
<tb>Legierungselement<sep>Bereich (Gew.-%) 


  <tb>Kohlenstoff (C)<sep>0,04-0,12, besonders
bevorzugt 0,04-0,07


  <tb>Mangan (Mn)<sep>0,5-2,5, besonders
bevorzugt 1,0-1,8


  <tb>Nickel (Ni)<sep>1,0-3,0, besonders
bevorzugt 1,5-2,5


  <tb>Kupfer (Cu)<sep>0,1-1,0, besonders
bevorzugt 0,2-0,5


  <tb>Molybdän (Mo)<sep>0,1-0,8, besonders
bevorzugt 0,2-0,4


  <tb>Niob (Nb)<sep>0,02-0,1, besonders
bevorzugt 0,02-0,05 


  <tb>Titan (Ti)<sep>0,008-0,03, besonders
bevorzugt 0,01-0,02


  <tb>Aluminium (Al)<sep>0,001-0,05, besonders
bevorzugt 0,005-0,03


  <tb>Stickstoff (N)<sep>0,002-0,005, besonders
bevorzugt 0,002-0,003 

[0021] Chrom (Cr) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu ca. 1,0 Gew.-% und besonders bevorzugt ca. 0,2 bis ca. 0,6 Gew.-%.

[0022] Silicium (Si) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu ca. 0,5 Gew.-%, besonders bevorzugt ca. 0,01 bis 0,5 Gew.-% und noch mehr bevorzugt ca. 0,05 bis ca. 0,1 Gew.-%.

[0023] Der Stahl enthält bevorzugt wenigstens ca. 1 Gew.-% Nickel. Der Nickel-Gehalt des Stahls kann auf über ca. 3 Gew.-% erhöht werden, falls gewünscht, um die Eigenschaften nach dem Schweissen zu verbessern. Von jeder Zugabe von Nickel von 1 Gew.-% wird erwartet, dass sie die DBTT des Stahls um ca. 10 deg. C (18  F) absenkt. Der Nickel-Gehalt ist bevorzugt weniger als 9 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als ca. 6 Gew.-%.

   Der Nickel-Gehalt wird bevorzugt minimiert, um die Kosten des Stahls zu minimieren. Falls der Nickel-Gehalt auf über ca. 3 Gew.-% erhöht wird, kann der Mangan-Gehalt auf unter ca. 0,5 Gew.-% bis herab zu 0,0 Gew.-% verringert werden.

[0024] Bor (B) wird manchmal zum Stahl hinzugegeben, bevorzugt bis zu ca. 0,0020 Gew.-% und besonders bevorzugt ca. 0,0006 bis ca. 0,0010 Gew.-%.

[0025] Zusätzlich werden Reste im Stahl bevorzugt im Wesentlichen minimiert. Der Gehalt an Phosphor (P) ist bevorzugt weniger als ca. 0,01 Gew.-%. Der Gehalt an Schwefel (S) ist bevorzugt weniger als ca. 0,004 Gew.-%. Der Gehalt an Sauerstoff (O) ist bevorzugt weniger als ca. 0,002 Gew.-%. 

Verarbeitung der Stahlplatte 

(1) Absenkung der DBTT

[0026] Das Erreichen einer niedrigen DBTT, z.B. geringer als ca. -73 deg.

   C (-100  F), ist eine Schlüsselherausforderung in der Entwicklung neuer HSLA-Stähle für Tieftemperatur-Anwendungen. Die technische Herausforderung liegt darin, die Festigkeit in der bestehenden HSLA-Technologie beizubehalten/zu erhöhen, während die DBTT verringert wird, speziell in der HAZ. Die vorliegende Erfindung gebraucht eine Kombination aus Legieren und Verarbeiten, um sowohl die intrinsischen als auch die mikrostrukturellen Beiträge zur Bruchbeständigkeit auf eine Weise zu verändern, dass ein niedriglegierter Stahl mit ausgezeichneten Tieftemperatur-Eigenschaften im Basisblech und in der HAZ wie nachfolgend beschrieben erzeugt wird.

[0027] In dieser Erfindung wird das mikrostrukturelle Zähmachen zur Verringerung der DBTT des Basisstahls ausgenutzt.

   Dieses mikrostrukturelle Zähmachen besteht aus dem Verfeinern der Vor-Austenit-Korngrösse, Modifizieren der Korn-Morphologie durch thermomechanisch kontrollierte Walzverarbeitung ("thermo-mechanical controlled rolling processing", TMCP) und Erzeugen einer Mikrolaminat-Mikrostruktur innerhalb der feinen Körner, was alles auf eine Steigerung der Grenzfläche der Grosswinkel-Grenzen pro Einheitsvolumen im Stahlblech abzielt. Wie für die Fachleute bekannt, bedeutet "Korn" wie hier verwendet einen individuellen Kristall in einem polykristallinen Material, und "Korngrenze" wie hier verwendet meint eine enge Zone in einem Metall, entsprechend dem Übergang von einer kristallographischen Orientierung zu einer anderen, wodurch ein Korn von einem anderen getrennt wird.

   Wie hier verwendet, ist eine "Grosswinkel-Korngrenze" eine Korngrenze, die zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische Orientierungen sich um mehr als ca. 8 deg. unterscheiden. Ebenfalls ist eine "Grosswinkel-Grenze oder -Grenzfläche" wie hier verwendet eine Grenze oder Grenzfläche, die sich effektiv als Grosswinkel-Korngrenze verhält, d.h. dazu neigt, einen sich ausbreitenden Riss oder Bruch abzulenken, und somit Kurvigkeit im Bruchverlauf induziert.

[0028] Der Beitrag der TMCP zur Gesamtgrenzfläche der Grosswinkel-Grenzen pro Einheitsvolumen, S ¸, wird durch die folgende Gleichung definiert:
 
 <EMI ID=2.0> 
 
mit: 
d :  ist die mittlere Austenit-Korngrösse in einem warmgewalzten Stahlblech vor dem Walzen im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristallisiert (Vor-Austenit-Korngrösse); 
R :

    ist das Abnahmeverhältnis (ursprüngliche Stahlplattendicke/Stahlblech-Enddicke; und 
r :  ist prozentuale Dickenabnahme des Stahls aufgrund des Warmwalzens im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristallisiert.

[0029] Es ist wohlbekannt auf diesem Gebiet, dass die DBTT abnimmt, wenn das S ¸ eines Stahls zunimmt, aufgrund der Rissablenkung und der begleitenden Kurvigkeit im Bruchverlauf bei den Grosswinkelgrenzen. In der kommerziellen TMCP-Praxis ist der Wert für R für eine gegebene Blechdicke fixiert, und die obere Grenze für den Wert für r ist typischerweise 75. Bei gegebenen festen Werten für R und r kann S ¸ nur wesentlich erhöht werden, indem d verringert wird, wie aus der obigen Gleichung ersichtlich ist. Um d in erfindungsgemässen Stählen zu verringern, wird ein Ti-Nb-Mikrolegieren in Kombination mit einer optimierten TMCP-Praxis verwendet.

   Bei gleichem Gesamtausmass der Abnahme während des Warmwalzens/Umformung wird ein Stahl mit einer anfänglich feineren mittleren Austenit-Korngrösse in einer feineren fertigen mittleren Austenit-Korngrösse resultieren. Daher werden in dieser Erfindung die Mengen von Ti-Nb-Zugaben für die Wiedererwärmungspraxis optimiert, während die gewünschte Austenit-Kornwachstumshemmung während der TMCP erzeugt wird. Bezugnehmend auf Fig. 3A wird eine relativ niedrige Wiedererwärmungstemperatur, bevorzugt zwischen ca. 955 und ca. 1065 deg. C (1750  F-1950  F) verwendet, um anfänglich eine mittlere Austenit-Korngrösse D ¾ von weniger als ca. 120 Microm in der wiedererwärmten Stahlplatte 32 ¾ vor der Warmumformung zu erhalten.

   Diese erfindungsgemässe Verarbeitung vermeidet das übermässige Austenit-Kornwachstum, das aus der Verwendung höherer Wiedererwärmungstemperaturen, d.h. mehr als ca. 1095 deg. C (2000  F), in der herkömmlichen TMCP resultiert. Um die durch dynamische Rekristallisation induzierte Kornverfeinerung zu fördern, werden hohe Abnahmen je Stich von mehr als ca. 10% während des Warmwalzens im Temperaturbereich eingesetzt, in dem Austenit rekristallisiert.

   Bezugnehmend auf Fig. 3B liefert dieses erfindungsgemässe Verarbeiten eine mittlere Vor-Austenit-Korngrösse D ¾ ¾ (d.h. d) von weniger als ca. 30 Microm, bevorzugt weniger als ca. 20 Microm und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 10 Microm in der Stahlplatte 32 ¾ ¾ nach dem Warmwalzen (Umformung) im Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert, aber vor dem Warmwalzen im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristallisiert. Zusätzlich werden zur Erzeugung einer wirksamen Korngrössenabnahme in Richtung durch die Dicke starke Abnahmen, bevorzugt von mehr als 70% kumulativ, im Temperaturbereich unterhalb etwa der Tnr-Temperatur, aber oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur durchgeführt.

   Bezugnehmend auf Fig. 3C führt die erfindungsgemässe TMCP zur Bildung einer gestreckten Pfannkuchenstruktur in Austenit in einem fertiggewalzten Stahlblech 32 ¾ ¾ ¾ mit sehr feiner effektiver Korngrösse D ¾ ¾ ¾ in Richtung durch die Dicke, z.B. einer effektiven Korngrösse D ¾ ¾ ¾ von weniger als ca. 10 Microm, bevorzugt weniger als ca. 8 Microm und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 5 Microm, wodurch die Grenzfläche der Grosswinkelgrenzen erhöht wird, z.B. 33 je Einheitsvolumen in Stahlblech 32 ¾ ¾ ¾, wie für den Fachmann selbstverständlich ist.

[0030] In einem etwas genaueren Detail wird ein erfindungsgemässer Stahl hergestellt durch Bilden einer Platte der gewünschten Zusammensetzung wie hier beschrieben; Erwärmen der Platte auf eine Temperatur von ca. 955 bis ca. 1065 deg.

   C (1750  F-1950  F); Warmwalzen der Platte zur Bildung eines Stahlblechs in einem oder mehreren Stichen, die eine Abnahme von ca. 30 bis ca. 70% liefern, in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert, d.h. oberhalb etwa der Tnr-Temperatur, und zusätzlich Warmwalzen des Stahlblechs in einem oder mehreren Stichen, die eine Abnahme von ca. 40 bis ca. 80% liefern, in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb etwa der Tnr-Temperatur und oberhalb etwa der Ar3-Umwandlungstemperatur. Das warmgewalzte Stahlblech wird dann bei einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 10 deg. C pro Sekunde bis ca. 40 deg. C pro Sekunde (18  F/s-72  F/s) auf eine geeignete QST unterhalb etwa der MS-Umwandlungstemperatur plus 100 deg. C (180  F) und oberhalb etwa der MS-Umwandlungstemperatur abgeschreckt, wobei zu diesem Zeitpunkt das Abschrecken beendet wird.

   In einer Ausführungsform dieser Erfindung wird das Stahlblech nach Beendigung des Abschreckens auf Umgebungstemperatur von der QST abkühlen gelassen, wie es durch die punktierte Linie 10 der Fig. 1 veranschaulicht wird. In einer anderen Ausführungsform dieser Erfindung wird das Stahlblech nach Beendigung des Abschreckens auf der QST im Wesentlichen isotherm für einen Zeitraum gehalten, bevorzugt bis zu ca. 5 min, und dann auf Umgebungstemperatur luftgekühlt, wie durch die gestrichelte Linie 12 der Fig.1 veranschaulicht wird. In noch einer anderen Ausführungsform, wie durch die strichpunktierte Linie 11 der Fig. 1 veranschaulicht, wird das Stahlblech langsam von der QST mit einer langsameren Geschwindigkeit als die des Luftkühlens abgekühlt, d.h. mit einer Geschwindigkeit von weniger als ca. 1 deg. C pro Sekunde (1,8  F/s), bevorzugt für bis zu ca. 5 min.

   In wenigstens einer Ausführungsform dieser Erfindung ist die MS-Umwandlungstemperatur ca. 350 deg. C (662  F), und daher ist die MS-Umwandlungstemperatur plus 100 deg. C (180  F) ca. 450 deg. C (842  F).

[0031] Das Stahlblech kann auf der QST durch jedes geeignete Mittel im Wesentlichen isotherm gehalten werden, wie es den Fachleuten bekannt ist, wie durch Legen einer Wärmedämmungsmatte über das Stahlblech. Das Stahlblech kann nach Beendigung des Abschreckens durch jedes geeignete Mittel langsam abgekühlt werden, wie es den Fachleuten bekannt ist, wie durch Legen einer Isolationsmatte über das Stahlblech.

[0032] Wie es für die Fachleute selbstverständlich ist, bezeichnet die hier verwendete prozentuale Abnahme in der Dicke die prozentuale Abnahme in der Dicke der Stahlplatte oder des Stahlblechs vor der in Bezug genommenen Abnahme.

   Für Erläuterungszwecke allein, ohne dadurch diese Erfindung zu beschränken, kann eine Stahlplatte von ca. 25,4 cm (10 Zoll) Dicke in einem ersten Temperaturbereich ca. 50% reduziert werden (eine 50%ige Abnahme) auf eine Dicke von 12,7 cm (5 Zoll) und dann in einem zweiten Temperaturbereich ca. 80% reduziert werden (eine 80%ige Abnahme) auf eine Dicke von ca. 2,5 cm (1 Zoll). Wie hier verwendet bedeutet "Platte" ein Stück Stahl mit beliebigen Abmessungen.

[0033] Die Stahlplatte wird bevorzugt durch ein geeignetes Mittel zur Erhöhung der Temperatur der im Wesentlichen gesamten Platte erwärmt, bevorzugt der gesamten Platte, auf die gewünschte Wiedererwärmungstemperatur, z.B. indem die Platte in einen Ofen für einen Zeitraum gegeben wird.

   Die spezifische Wiedererwärmungstemperatur, die für jede Stahlzusammensetzung im Umfang der vorliegenden Erfindung verwendet werden sollte, kann leicht durch den Fachmann bestimmt werden, entweder durch ein Experiment oder durch Berechnung unter Verwendung geeigneter Modelle. Zusätzlich können die Ofentemperatur und Wiedererwärmungszeit, die notwendig sind, um die Temperatur im Wesentlichen der gesamten Platte, bevorzugt der gesamten Platte, auf die gewünschte Wiedererwärmungstemperatur zu erhöhen, leicht durch den Fachmann unter Bezugnahme auf Standard-Industrieveröffentlichungen bestimmt werden.

[0034] Ausgenommen die Wiedererwärmungstemperatur, die im Wesentlichen die gesamte Platte betrifft, sind die anschliessenden Temperaturen, auf die sich in der Beschreibung des Verarbeitungsverfahrens dieser Erfindung bezogen wird,

   an der Oberfläche des Stahls gemessene Temperaturen. Die Oberflächentemperatur von Stahl kann z.B. durch Verwendung eines optischen Pyrometers gemessen werden oder durch jede andere Vorrichtung, die zur Messung der Oberflächentemperatur von Stahl geeignet ist. Die hier genannten Abkühlgeschwindigkeiten sind diejenigen im Zentrum oder im Wesentlichen im Zentrum der Blechdicke; und die Abschreck-Stopptemperatur (QST) ist die höchste oder im Wesentlichen die höchste Temperatur, die an der Oberfläche des Blechs nach Beendigung des Abschreckens erreicht wird, weil von der Mitte der Dicke des Blechs Wärme übertragen wird.

   Z.B. wird während der Verarbeitung der experimentellen Wärmen einer erfindungsgemässen Stahlzusammensetzung ein Thermoelement im Zentrum oder im Wesentlichen im Zentrum der Stahlblechdicke für eine zentrale Temperaturmessung platziert, während die Oberflächentemperatur durch Verwendung eines optischen Pyrometers gemessen wird. Eine Korrelation zwischen der zentralen Temperatur und der Oberflächentemperatur wird zur Verwendung während der anschliessenden Verarbeitung der gleichen oder im Wesentlichen der gleichen Stahlzusammensetzung entwickelt, so dass die zentrale Temperatur über eine direkte Messung der Oberflächentemperatur bestimmt werden kann.

   Ebenfalls können die erforderliche Temperatur und Fliessgeschwindigkeit der Abschreckflüssigkeit zum Erreichen der gewünschten beschleunigten Abkühlgeschwindigkeit durch den Fachmann unter Bezugnahme auf Standardindustrieveröffentlichungen bestimmt werden.

[0035] Für jede Stahlzusammensetzung innerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung hängt die Temperatur, die die Grenze zwischen dem Rekristallisationsbereich und dem Nicht-Rekristallisationsbereich definiert, die Tnr-Temperatur, von der Chemie des Stahls ab, insbesondere der Kohlenstoff-Konzentration und der Niob-Konzentration, von der Wiedererwärmungstemperatur vor dem Walzen und vom Ausmass der gegebenen Abnahme in den Walzstichen. Fachleute können diese Temperatur für einen besonderen erfindungsgemässen Stahl entweder durch ein Experiment oder durch Modellberechnung bestimmen.

   In ähnlicher Weise können die hier genannten Ar3- und MS-Umwandlungstemperaturen durch die Fachleute für jeden erfindungsgemässen Stahl entweder durch ein Experiment oder durch Modellberechnung bestimmt werden.

[0036] Die so beschriebene TMCP-Praxis führt zu einem hohen Wert für S ¸. Wieder bezugnehmend auf Fig. 2B erhöht die während des Austenit-Alterns erzeugte Mikrolaminat-Mikrostruktur ausserdem weiter die Grenzfläche, indem zahlreiche Grosswinkel-Grenzflächen 29 zwischen den Lath-Strukturen 28 aus hauptsächlich unterem Bainit oder Martensit und den Austenit-Filmschichten 30 bereitgestellt werden. Diese Mikrolaminat-Konfiguration, wie sie schematisch in Fig. 2B veranschaulicht wird, kann mit der herkömmlichen Bainit/Martensit-Lath-Struktur ohne die Interlath-Austenit-Filmschichten verglichen werden, wie sie in Fig. 2A veranschaulicht wird.

   Die in Fig. 2A schematisch dargestellte herkömmliche Struktur ist durch Flachwinkel-Grenzen 20 gekennzeichnet (d.h. Grenzen, die sich effektiv als Flachwinkel-Korngrenzen verhalten (siehe Glossar)), z.B. zwischen Lath-Strukturen 22 aus hauptsächlich unterem Bainit und Martensit; und somit kann ein Sprödriss 24, sobald er eingeleitet wurde, durch die Lath-Grenzen 20 bei wenig Richtungsänderung fortschreiten. Im Gegensatz führt die Mikrolaminat-Mikrostruktur in den erfindungsgemässen Stählen wie in Fig. 2B dargestellt zu einer deutlichen Kurvigkeit im Rissverlauf.

   Dies liegt daran, dass ein Riss 26, der in einer Lath-Struktur 28 eingeleitet wird, z.B. aus unterem Bainit oder Martensit, z.B. dazu neigt, die Ebenen zu wechseln, d.h. die Richtungen zu wechseln, bei jeder Grosswinkel-Grenzfläche 29 mit Austenit-Filmschichten 30 aufgrund der unterschiedlichen Orientierung der Spaltungs- und Gleitebenen in den Bainit- und Martensit-Bestandteilen und der Austenit-Phase. Zusätzlich liefern die Austenit-Filmschichten 30 ein Abstumpfen eines fortschreitenden Risses 26, was in einer weiteren Energieabsorption resultiert, bevor der Riss 26 durch die Austenit-Filmschichten 30 fortschreitet. Das Abstumpfen tritt aus verschiedenen Gründen auf. Erstens weist der FCC- (wie hier definiert) Austenit kein DBTT-Verhalten auf, und Scherprozesse bleiben der einzige Rissausdehnungsmechanismus.

   Zweitens kann der metastabile Austenit, wenn die Belastung/Spannung einen bestimmten höheren Wert an der Rissspitze überschreitet, eine spannungs- oder schubinduzierte Umformung zu Martensit erfahren, was zu Umformungs-induzierter Plastizität ("Transformation Induced Plasticity", TRIP) führt. TRIP kann zu deutlicher Energieabsorption führen und die Spannungsintensität an der Rissspitze verringern. Schliesslich wird der Lath-Martensit, der sich aus den TRIP-Prozessen bildet, eine andere Orientierung der Spaltungs- und Gleitebene als die zuvor existierenden Bainit- oder Lath-Martensit-Bestandteile aufweisen, was den Rissverlauf kurviger macht.

   Wie in Fig. 2B dargestellt ist das Endergebnis, dass die Beständigkeit gegen Rissfortschreiten in der Mikrolaminat-Mikrostruktur deutlich erhöht ist.

[0037] Die Bainit/Austenit- oder Martensit/Austenit-Grenzflächen der erfindungsgemässen Stähle besitzen ausgezeichnete Grenzflächen-Haftfestigkeiten, und dies erzwingt eher eine Rissablenkung als eine Grenzflächen-Umbindung. Der feinkörnige Lath-Martensit und der feinkörnige untere Bainit treten als Pakete mit Grosswinkel-Grenzen zwischen den Paketen auf. Mehrere Pakete werden innerhalb eines Pfannkuchens gebildet. Dies liefert einen weiteren Grad der strukturellen Verfeinerung, was zu erhöhter Kurvigkeit für das Rissfortschreiten durch diese Pakete innerhalb des Pfannkuchens führt.

   Dies führt zu einer deutlichen Abnahme in S ¸ und entsprechend einer Erniedrigung der DBTT.

[0038] Obwohl die oben beschriebenen Mikrostrukturansätze brauchbar zur Verringerung der DBTT im Basisstahlblech sind, sind sie nicht vollständig effektiv, um eine ausreichend niedrige DBTT in den grobkörnigen Regionen der geschweissten HAZ beizubehalten. Daher stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren bereit, um eine ausreichend niedrige DBTT in den grobkörnigen Regionen der geschweissten HAZ beizubehalten, indem von den intrinsischen Effekten der Legierungselemente Gebrauch gemacht wird, wie nachfolgend beschrieben wird.

[0039] Führende ferritische Tieftemperatur-Stähle beruhen allgemein auf einem kubisch-raumzentrierten (BCC) Kristallgitter.

   Obwohl dieses Kristallsystem das Potential zur Bereitstellung hoher Festigkeiten bei geringen Kosten bietet, leidet es an einem steilen Übergang vom Verformungs- zum Sprödbruchverhalten, wenn die Temperatur verringert wird. Dies kann fundamental der grossen Empfindlichkeit der kritischen Schubspannung ("critical resolved shear stress", CRSS) (hier definiert) auf die Temperatur in BCC-Systemen zugeschrieben werden, worin die CRSS steil mit einer Abnahme der Temperatur ansteigt, wodurch die Schubprozesse und entsprechend der Verformungsbruch schwieriger wird. Andererseits ist die kritische Spannung für Sprödbruchprozesse wie eine Spaltung weniger empfindlich für die Temperatur. Wenn daher die Temperatur abgesenkt wird, wird die Spaltung der bevorzugte Bruchmodus, was zum Einsetzen eines Sprödbruchs mit geringer Energie führt.

   Die CRSS ist eine intrinsische Eigenschaft des Stahls und empfindlich auf die Leichtigkeit, mit der Versetzungen bei einer Deformation quergleiten können; d.h., ein Stahl, in dem ein Quergleiten leichter ist, wird ebenfalls eine niedrigere CRSS und damit eine niedrigere DBTT besitzen. Einige kubisch-flächenzentrierte (FCC) Stabilisatoren wie Ni sind dafür bekannt, dass sie das Quergleiten fördern, wohingegen BCC-stabilisierende Legierungselemente wie Si, Al, Mo, Nb und V das Quergleiten verhindern.

   In der vorliegenden Erfindung wird der Gehalt von FCC-stabilisierenden Legierungselementen wie Ni und Cu bevorzugt optimiert, wobei Kostenerwägungen und die günstige Wirkung für die Verringerung der DBTT berücksichtigt werden, wobei bevorzugt mit Ni mit wenigstens ca. 1,0 Gew.-% und besonders bevorzugt mit wenigstens ca. 1,5 Gew.-% legiert wird; und der Gehalt der BCC-stabilisierenden Legierungselemente im Stahl wird im Wesentlichen minimiert.

[0040] Als ein Ergebnis des intrinsischen und Mikrostruktur-Zähmachens, das aus der besonderen Kombination von Chemie und Verarbeitung für erfindungsgemässe Stähle resultiert, besitzen die Stähle eine ausgezeichnete Tieftemperatur-Zähigkeit sowohl im Basisblech als auch in der HAZ nach dem Schweissen. Die DBTTs sowohl im Basisblech als auch in der HAZ nach dem Schweissen dieser Stähle sind niedriger als ca. -73 deg.

   C (-100  F) und können niedriger als ca. -107 deg. C (-160  F) sein. 

(2) Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi) und Gleichförmigkeit von Mikrostruktur und Eigenschaften durch die Dicke

[0041] Die Festigkeit der Mikrolaminat-Struktur wird hauptsächlich durch den Kohlenstoff-Gehalt des Lath-Martensit und unteren Bainits bestimmt. In den niedriglegierten Stählen der vorliegenden Erfindung wird das Austenit-Altern durchgeführt, um einen Austenit-Gehalt im Stahlblech von bevorzugt ca. 2 bis ca. 10 Vol.-% zu erzeugen, besonders bevorzugt bei wenigstens ca. 5 Vol.-%. Ni- und Mn-Zugaben von ca. 1,0 bis ca. 3,0 Gew.-% bzw. ca. 0,5 bis ca. 2,5 Gew.-% sind besonders bevorzugt, um den gewünschten Volumenbruch von Austenit und die Verzögerung im Bainit-Beginn für das Austenit-Altern bereitzustellen.

   Kupfer-Zugaben von bevorzugt ca. 0,1 bis ca. 1,0 Gew.-% tragen ebenfalls zur Stabilisierung des Austenits während des Austenit-Alterns bei.

[0042] In der vorliegenden Erfindung wird die gewünschte Festigkeit bei einem relativ geringen Kohlenstoff-Gehalt mit den begleitenden Vorteilen in der Schweissbarkeit und ausgezeichneter Zähigkeit sowohl im Basisstahl als auch in der HAZ erhalten.

   Ein Minimum von ca. 0,04 Gew.-% C ist in der Gesamtlegierung bevorzugt, um eine Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi) zu erhalten.

[0043] Obwohl andere Legierungselemente als C in erfindungsgemässen Stählen im Wesentlichen inkonsequent bezüglich der maximal erreichbaren Festigkeit im Stahl sind, sind diese Elemente wünschenswert, um die erforderliche Gleichförmigkeit der Mikrostruktur und Festigkeit durch die Dicke für eine Blechdicke von mehr als ca. 2,5 cm (1 Zoll) und für einen Bereich von Abkühlgeschwindigkeiten, die zur Verarbeitungsflexibilität erwünscht sind, bereitzustellen. Dies ist wichtig, da die tatsächliche Abkühlgeschwindigkeit im mittleren Abschnitt eines dicken Blechs geringer ist als an der Oberfläche.

   Die Mikrostruktur der Oberfläche und des Zentrums kann somit sehr unterschiedlich sein, wenn der Stahl nicht dazu entworfen wird, seine Empfindlichkeit auf den Unterschied in der Abkühlgeschwindigkeit zwischen der Oberfläche und dem Zentrum des Blechs zu eliminieren. In dieser Hinsicht sind Mn- und Mo-Legierungszugaben und speziell die kombinierten Zugaben von Mo und B besonders wirksam. In der vorliegenden Erfindung werden diese Zugaben für die Härtbarkeit, Schweissbarkeit, für eine niedrige DBTT und aus Kostenerwägungen optimiert. Wie zuvor in dieser Beschreibung angegeben ist es vom Gesichtspunkt der Verringerung der DBTT wesentlich, dass die gesamten BCC-Legierungszugaben auf einem Minimum gehalten werden.

   Die bevorzugten Chemieziele und Bereiche werden so gesetzt, dass diese und die anderen Erfordernisse dieser Erfindung eingehalten werden. 

(3) Überlegene Schweissbarkeit für Schweissen mit geringer Energiezufuhr

[0044] Die Stähle dieser Erfindung werden für eine überlegene Schweissbarkeit geschaffen. Die wichtigste Überlegung, speziell bei Schweissen mit geringer Energiezufuhr, ist die Kaltrissbildung oder Wasserstoffrissbildung in der grobkörnigen HAZ. Es wurde gefunden, dass für erfindungsgemässe Stähle die Kaltriss-Empfänglichkeit in kritischer Weise durch den Kohlenstoff-Gehalt und die Art der HAZ-Mikrostruktur beeinflusst wird, nicht aber durch die Härte und das Kohlenstoff-Äquivalent, welche auf diesem Gebiet als die kritischen Parameter betrachtet wurden.

   Um die Kaltrissbildung zu vermeiden, wenn der Stahl unter Schweissbedingungen mit keiner oder geringer Vorerwärmung (weniger als ca. 100 deg. C (212  F)) geschweisst werden soll, ist die bevorzugte Obergrenze für die Kohlenstoffzugabe ca. 0,1 Gew.-%. Ohne Beschränkung dieser Erfindung unter einem beliebigen Aspekt meint "Schweissen mit geringer Energiezufuhr" wie hier verwendet das Schweissen mit Lichtbogenenergien von bis zu ca. 2,5 kJ/mm (7,6 kJ/Zoll).

[0045] Untere Bainitmikrostrukturen oder selbstgetemperte Lath-Martensit-Mikrostrukturen bieten eine überlegene Beständigkeit gegen Kaltrissbildung.

   Andere Legierungselemente in den Stählen dieser Erfindung werden sorgfältig ausbalanciert, vergleichbar mit den Härtbarkeits- und Festigkeitserfordernissen, um die Bildung dieser wünschenswerten Mikrostrukturen in der grobkörnigen HAZ sicherzustellen. 

Rolle der Legierungselemente in der Stahlplatte

[0046] Die Rolle der unterschiedlichen Legierungselemente und die bevorzugten Grenzen ihrer Konzentrationen für die vorliegende Erfindung werden nachfolgend angegeben:

[0047] Kohlenstoff (C) ist eines der wirksamsten Verfestigungselemente in Stahl. Er verbindet sich ebenfalls mit starken Carbid-Bildnern im Stahl wie Ti, Nb und V, um eine Kornwachstumshemmung und Ausscheidungsverfestigung zu liefern. Kohlenstoff steigert ebenfalls die Härtbarkeit, d.h. die Fähigkeit zur Bildung härterer und festerer Mikrostrukturen im Stahl während des Abkühlens.

   Falls der Kohlenstoff-Gehalt geringer als ca. 0,04 Gew.-% ist, ist dies allgemein nicht ausreichend, um die gewünschte Verfestigung, d.h. eine Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi), im Stahl zu induzieren. Falls der Kohlenstoff-Gehalt grösser als ca. 0,12 Gew.-% ist, ist der Stahl allgemein anfällig für Kaltrissbildung während des Schweissens, und die Zähigkeit im Stahlblech und seiner HAZ beim Schweissen ist reduziert. Ein Kohlenstoff-Gehalt im Bereich von ca. 0,04 bis ca. 0,12 Gew.-% ist bevorzugt, um die gewünschten HAZ-Mikrostrukturen zu erzeugen, d.h. selbstgetemperten Lath-Martensit und unteren Bainit. Noch mehr bevorzugt ist die obere Grenze für den Kohlenstoff-Gehalt ca. 0,07 Gew.-%.

[0048] Mangan (Mn) ist ein Matrix-Verstärker in Stählen und trägt ebenfalls sehr zur Härtbarkeit bei.

   Eine Mn-Zugabe ist nützlich zum Erhalt der gewünschten Bainit-Umformungsverzögerungszeit, die zum Austenit-Altern erforderlich ist. Eine minimale Menge von 0,5 Gew.-% Mn ist bevorzugt, um die gewünschte hohe Festigkeit in einer Blechdicke von mehr als ca. 2,5 cm (1 Zoll) zu erreichen, und eine minimale Menge von wenigstens ca. 1,0 Gew.-% Mn ist noch mehr bevorzugt. Zu viel Mn kann jedoch schädlich für die Zähigkeit sein, so dass eine obere Grenze von ca. 2,5 Gew.-% Mn in der vorliegenden Erfindung bevorzugt ist. Diese obere Grenze ist ebenfalls bevorzugt, um die Mittellinienentmischung, die bei vollkontinuierlich stranggegossenen Stählen und mit hohem Mn-Gehalt aufzutreten neigt, und die begleitende Nicht-Gleichförmigkeit durch die Dicke in Mikrostruktur und Eigenschaften im Wesentlichen zu minimieren.

   Besonders bevorzugt ist die obere Grenze für den Mn-Gehalt ca. 1,8 Gew.-%. Falls der Nickel-Gehalt auf über ca. 3 Gew.-% erhöht wird, kann die gewünschte hohe Festigkeit ohne Zugabe von Mangan erreicht werden. Daher ist in einem allgemeinen Sinn bis zu ca. 2,5 Gew.-% Mangan bevorzugt.

[0049] Silicium (Si) wird zum Stahl für Desoxidationszwecke hinzugegeben, und eine minimale Menge von ca. 0,01 Gew.-% ist für diesen Zweck bevorzugt. Jedoch ist Si ein starker BCC-Stabilisator und erhöht somit die DBTT und besitzt ebenfalls eine nachteilige Wirkung auf die Zähigkeit. Aus diesen Gründen ist eine obere Grenze von ca. 0,5 Gew.-% Si bevorzugt, wenn Si hinzugegeben wird. Besonders bevorzugt ist die obere Grenze für den Si-Gehalt ca. 0,1 Gew.-%.

   Silicium ist nicht immer für die Desoxidation notwendig, da Aluminium oder Titan die gleiche Funktion erfüllen können.

[0050] Niob (Nb) wird zur Förderung der Kornverfeinerung der gewalzten Mikrostruktur des Stahls hinzugegeben, was sowohl die Festigkeit als auch die Zähigkeit verbessert. Eine Niobcarbid-Ausscheidung während des Warmwalzens dient zur Verzögerung der Rekristallisation und zur Hemmung des Kornwachstums, wodurch ein Mittel zur Austenit-Kornverfeinerung bereitgestellt wird. Aus diesen Gründen ist bevorzugt wenigstens ca. 0,02 Gew.-% Nb bevorzugt. Nb ist jedoch ein starker BCC-Stabilisator und erhöht somit die DBTT. Zu viel Nb kann schädlich für die Schweissbarkeit und HAZ-Zähigkeit sein, so dass ein Maximum von ca. 0,1 Gew.-% bevorzugt ist.

   Besonders bevorzugt ist die obere Grenze für den Nb-Gehalt ca. 0,05 Gew.-%.

[0051] Titan (Ti) ist wirksam bei der Bildung von feinen Titannitrid-(TiN)-Teilchen, wenn es in einer geringen Menge hinzugegeben wird, die die Korngrösse sowohl in der gewalzten Struktur als auch in der HAZ des Stahls verfeinern. Somit wird die Zähigkeit des Stahls verbessert. Ti wird in einer solchen Menge hinzugegeben, dass das Gewichtsverhältnis von Ti/N bevorzugt ca. 3,4 ist. Ti ist ein starker BCC-Stabilisator und erhöht somit die DBTT. Übermässiges Ti neigt dazu, die Zähigkeit des Stahls zu verschlechtern, indem gröbere TiN- oder Titancarbid-(TiC)-Teilchen gebildet werden.

   Ein Ti-Gehalt unterhalb ca. 0,008 Gew.-% kann allgemein keine ausreichend feine Korngrösse liefern oder das N im Stahl als TiN binden, während mehr als ca. 0,03 Gew.-% eine Verschlechterung in der Zähigkeit verursachen kann. Besonders bevorzugt enthält der Stahl wenigstens ca. 0,01 Gew.-% Ti und nicht mehr als ca. 0,02 Gew.-% Ti.

[0052] Aluminium (Al) wird zu den Stählen dieser Erfindung für den Zweck der Desoxidation hinzugegeben. Wenigstens ca. 0,001 Gew.-% Al ist für diesen Zweck bevorzugt, und wenigstens ca. 0,005 Gew.-% Al ist noch mehr bevorzugt. Al bindet in der HAZ aufgelösten Stickstoff. Jedoch ist Al ein starker BCC-Stabilisator und erhöht daher die DBTT.

   Falls der Al-Gehalt zu hoch ist, d.h. oberhalb ca. 0,05 Gew.-%, besteht eine Tendenz zur Bildung von Einschlüssen vom Aluminiumoxid-(AI2O3)-Typ, die dazu neigen, schädlich für die Zähigkeit des Stahls und seiner HAZ zu sein. Noch mehr bevorzugt ist die obere Grenze für den Al-Gehalt ca. 0,03 Gew.-%.

[0053] Molybdän (Mo) erhöht die Härtbarkeit des Stahls bei direktem Abschrecken, speziell in Kombination mit Bor und Niob. Mo ist ebenfalls wünschenswert zu Förderung des Austenit-Alterns. Aus diesen Gründen ist wenigstens ca. 0,1 Gew.-% Mo bevorzugt, und wenigstens ca. 0,2 Gew.-% Mo ist noch mehr bevorzugt.

   Jedoch ist Mo ein starker BCC-Stabilisator und erhöht daher die DBTT. Übermässiges Mo hilft dabei, die Kaltrissbildung beim Schweissen zu verursachen, und neigt ebenfalls dazu, die Zähigkeit des Stahls und der HAZ zu verschlechtern, so dass ein Maximum von 0,8 Gew.-% Mo bevorzugt ist und ein Maximum von ca. 0,4 Gew.-% Mo noch mehr bevorzugt ist.

[0054] Chrom (Cr) neigt dazu, die Härtbarkeit des Stahls beim direkten Abschrecken zu erhöhen. In kleinen Zugaben führt Cr zur Stabilisierung von Austenit.

   Cr verbessert ebenfalls die Korrosionsbeständigkeit und Beständigkeit gegen Wasserstoffinduzierte Rissbildung ("hydrogen induced cracking", HIC). Ähnlich wie Mo neigt übermässiges Cr dazu, Kaltrissbildung in Schweisskonstruktionen zu verursachen, und neigt dazu, die Zähigkeit des Stahls und seiner HAZ zu verschlechtern, so dass bei Zugabe von Cr ein Maximum von ca. 1,0 Gew.-% Cr bevorzugt ist. Besonders bevorzugt ist der Cr-Gehalt bei Cr-Zugabe ca. 0,2 bis ca. 0,6 Gew.-%.

[0055] Nickel (Ni) ist eine wichtige Legierungszugabe zu den erfindungsgemässen Stählen, um die gewünschte DBTT zu erhalten, speziell in der HAZ. Es ist einer der stärksten FCC-Stabilisatoren in Stahl. Eine Ni-Zugabe zum Stahl steigert das Quergleiten und verringert dadurch die DBTT.

   Obwohl nicht in gleichem Masse wie Mn- und Mo-Zugaben, fördert die Ni-Zugabe zum Stahl ebenfalls die Härtbarkeit und deshalb die Gleichförmigkeit durch die Dicke in der Mikrostruktur und den Eigenschaften wie Festigkeit und Zähigkeit in dicken Profilen. Die Ni-Zugabe ist ebenfalls nützlich zum Erhalt der gewünschten Bainit-Umwandlungsverzögerungszeit, die zum Austenit-Altern erforderlich ist. Um die gewünschte DBTT in der geschweissten HAZ zu erreichen, ist der minimale Ni-Gehalt bevorzugt ca. 1,0 Gew.-%, besonders bevorzugt ca. 1,5 Gew.-%.

   Da Ni ein kostspieliges Legierungs-Element ist, ist der Ni-Gehalt des Stahls bevorzugt weniger als 3,0 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 2,5 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als ca. 2,0 Gew.-% und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 1,8 Gew.-%, um die Kosten des Stahls im Wesentlichen zu minimieren.

[0056] Kupfer (Cu) ist eine wünschenswerte Legierungszugabe, um den Austenit zu stabilisieren, so dass die Mikrolaminat-Mikrostruktur erzeugt wird. Bevorzugt wird für diesen Zweck wenigstens ca. 0,1 Gew.-%, besonders bevorzugt wenigstens ca. 0,2 Gew.-% Cu hinzugegeben. Cu ist ebenfalls ein FCC-Stabilisator in Stahl und kann zur Verringerung der DBTT in geringen Mengen beitragen. Cu ist ebenfalls vorteilhaft für die Korrosions- und HIC-Beständigkeit. In höheren Mengen induziert Cu eine übermässige Ausscheidungshärtung über epsilon-Kupfer-Ausscheidungen.

   Diese Ausscheidung, falls sie nicht geeignet kontrolliert wird, kann die Zähigkeit verringern und die DBTT erhöhen, sowohl im Basisblech als auch in der HAZ. Höhere Cu-Mengen können ebenfalls eine Versprödung während des Plattengiessens und Warmwalzens verursachen, was zusätzliche Zugaben von Ni zur Abschwächung erfordert. Aus den obigen Gründen ist eine obere Grenze von ca. 1,0 Gew.-% Cu bevorzugt, und eine obere Grenze von ca. 0,5 Gew.-% ist noch mehr bevorzugt.

[0057] Bor (B) in kleinen Mengen kann sehr die Härtbarkeit des Stahls erhöhen und die Bildung von Stahl-Mikrostrukturen aus Lath-Martensit, unterem Bainit und Ferrit fördern, indem die Bildung von oberem Bainit sowohl im Basisblech als auch in der grobkörnigen HAZ unterdrückt wird. Allgemein wird wenigstens ca. 0,0004 Gew.-% B für diesen Zweck benötigt.

   Wenn Bor zu den Stählen dieser Erfindung hinzugegeben wird, ist ca. 0,0006 bis ca. 0,0020 Gew.-% bevorzugt, und eine obere Grenze von ca. 0,0010 Gew.-% ist noch mehr bevorzugt. Jedoch braucht Bor keine erforderliche Zugabe sein, falls andere Legierungselemente im Stahl eine angemessene Härtbarkeit und die gewünschte Mikrostruktur liefern. 

(4) Bevorzugte Stahlzusammensetzung, wenn eine Wärmebehandlung nach dem Schweissen "Post Weld Heat Treatment", PWHT) erforderlich ist

[0058] Eine PWHT wird normalerweise bei hohen Temperaturen durchgeführt, z.B. bei mehr als ca. 540 deg. C (1000  F). Die thermische Einwirkung aus der PWHT kann zu einem Festigkeitsverlust im Basisblech ebenso wie in der geschweissten HAZ aufgrund einer Erweichung der Mikrostruktur führen, die mit der Rückbildung der Substruktur (d.h.

   Verlust der Verarbeitungsvorteile) und Vergröberung von Cementit-Teilchen verbunden ist. Um dieses auszuräumen, wird die Basisstahlchemie, wie sie oben beschrieben wird, bevorzugt durch Zugabe einer geringen Menge Vanadium modifiziert. Vanadium wird zugegeben, um eine Ausscheidungsverfestigung zu ergeben, indem feine Vanadiumcarbid-(VC)-Teilchen im Basisstahl und der HAZ bei der PWHT gebildet werden. Diese Verfestigung wird geschaffen, um im Wesentlichen den Festigkeitsverlust bei der PWHT auszugleichen. Jedoch ist eine übermässige VC-Verfestigung zu vermeiden, da sie die Zähigkeit verringern und die DBTT sowohl in der Basisplatte als auch in ihrer HAZ erhöhen kann. In der vorliegenden Erfindung ist eine obere Grenze von ca. 0,1 Gew.-% für V aus diesen Gründen bevorzugt. Die untere Grenze ist bevorzugt ca. 0,02 Gew.-%.

   Besonders bevorzugt wird ca. 0,03 bis ca. 0,05 Gew.-% V zum Stahl hinzugegeben.

[0059] Diese abschreitende Kombination von Eigenschaften in den Stählen der vorliegenden Erfindung liefert eine niedrige Kosten ermöglichende Technologie für bestimmte Tieftemperatur-Anwendungen, z.B. Lagerung und Transport von Erdgas bei tiefen Temperaturen. Diese neuen Stähle können deutliche Materialkostenersparnisse für Tieftemperatur-Anwendungen gegenüber den derzeitigen kommerziellen Stählen des Standes der Technik liefern, die allgemeine weit höhere Nickel-Gehalte (bis zu ca. 9 Gew.-%) erfordern und viel geringere Festigkeiten (weniger als ca. 830 MPa (120 ksi)) besitzen. Chemie und Mikrostruktur-Aufbau werden verwendet, um die DBTT zu verringern und gleichförmige mechanische Eigenschaften durch die Dicke für Profildicken von mehr als 2,5 cm (1 Zoll) bereitzustellen.

   Diese neuen Stähle besitzen bevorzugt Nickel-Gehalte von weniger als ca. 3 Gew.-%, eine Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa (120 ksi), bevorzugt mehr als ca. 860 MPa (125 ksi) und besonders bevorzugt mehr als ca. 900 MPa (130 ksi), Risshaltetemperaturen (DBTTs) unterhalb ca. -73 deg. C (-100  F), und bieten ausgezeichnete Zähigkeit bei der DBTT. Diese neuen Stähle können eine Zugfestigkeit von mehr als ca. 930 MPa (135 ksi) besitzen oder mehr als ca. 965 MPa (140 ksi) oder mehr als ca. 1000 MPa (145 ksi). Der Nickel-Gehalt dieser Stähle kann auf über ca. 3 Gew.-% erhöht werden, falls dies zur Steigerung der Eigenschaften nach dem Schweissen erwünscht ist. Es wird erwartet, dass jede Zugabe von Nickel von 1 Gew.-% die DBTT des Stahls um ca. 10 deg. C (18  F) verringert. Der Nickel-Gehalt ist bevorzugt weniger als 9 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als ca. 6 Gew.-%.

   Der Nickel-Gehalt wird bevorzugt minimiert, um die Kosten des Stahls zu minimieren.

[0060] Obwohl die vorhergehende Erfindung in Bezug auf eine oder mehrere bevorzugte Ausführungsformen beschrieben wurde, ist es selbstverständlich, dass andere Modifikationen ohne Abweichung vom Umfang der Erfindung vorgenommen werden können, der in den anschliessenden Patentansprüchen aufgeführt ist. 

Begriffs-Glossar

[0061] 
<tb>Ac1-Umwandlungstemperatur:<sep>Die Temperatur, an der sich während des Erwärmens Austenit zu bilden beginnt;


  <tb>Ac3-Umwandlungstemperatur:<sep>Die Temperatur, an der die Umwandlung von Ferrit zu Austenit während des Erwärmens beendet ist;


  <tb>Al2O3:<sep>Aluminiumoxid;


  <tb>Ar3-Umwandlungstemperatur:<sep>Die Temperatur, an der sich Austenit während des Abkühlens zu Ferrit umzuwandeln beginnt;


  <tb>BCC:<sep>Kubisch raumzentriert ("body-centered cubic");


  <tb>Abkühlgeschwindigkeit:<sep>Abkühlgeschwindigkeit im Zentrum oder im Wesentlichen im Zentrum der Blechdicke;


  <tb>CRSS ("critical resolved shear stress", kritische Schubspannung):<sep>Eine intrinsische Eigenschaft eines Stahls, die empfindlich für die Leichtigkeit ist, mit der Versetzungen bei einer Umformung quergleiten können, d.h. ein Stahl, in dem ein Quergleiten leichter ist, wird ebenfalls eine niedrigere CRSS und damit eine niedrigere DBTT besitzen;


  <tb>Tieftemperatur:<sep>Jede Temperatur, die kleiner als ca.-40 deg. C (-40  F) ist;


  <tb>DBTT ("Ductile to Brittle Transition Temperature", Risshaltetemperatur):<sep>Stellt die zwei Bruchbereiche in Strukturstählen dar; bei Temperaturen unterhalb der DBTT tritt ein Versagen leicht durch Niedrigenergie-Sprödbruch auf, während bei Temperaturen oberhalb der DBTT ein Versagen leicht durch Hochenergie-Verformungsbruch auftritt;


  <tb>FCC:<sep>Kubisch-flächenzentriert ("face-centered cubic");


  <tb>Korn:<sep>Ein individueller Kristall in einem polykristallinen Material;


  <tb>Korngrenze:<sep>Eine enge Zone in einem Metall, die dem Übergang von einer kristallographischen Orientierung zu einer anderen entspricht und somit ein Korn von einem anderen trennt;


  <tb>HAZ:<sep>Wärmeeinflusszone ("heat affected zone");


  <tb>HIC:<sep>Wasserstoff-induzierte Rissbildung ("hydrogen induced cracking");


  <tb>Grosswinkel-Grenze oder -Grenzfläche:<sep>Grenze oder Grenzfläche, die sich effektiv als Grosswinkel-Korngrenze verhält, d.h. dazu neigt, einen fortschreitenden Riss oder Bruch abzulenken, und daher eine Kurvigkeit im Bruchverlauf induziert;


  <tb>Grosswinkel-Korngrenze:<sep>Eine Korngrenze, die zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische Orientierungen sich um mehr als ca. 8 deg. unterscheiden;


  <tb>HSLA:<sep>Hochfest, niedriglegiert ("high strength, low alloy");


  <tb>Interkritisch wiedererwärmt:<sep>Erwärmt (oder wiedererwärmt) auf eine Temperatur von etwa der Ac1-Umwandlungstemperatur bis etwa zur AC3- Umwandlungstemperatur;


  <tb>Niedriglegierter Stahl:<sep>Ein Stahl, der Eisen und weniger als ca. 10 Gew.-% Gesamtlegierungszusätze enthält;


  <tb>Kleinwinkel-Korngrenze:<sep>Eine Korngrenze, die zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische Orientierungen sich um weniger als ca. 8 deg. unterscheiden;


  <tb>Schweissen mit geringer Energiezufuhr:<sep>Schweissen mit einer Lichtbogenenergie von bis zu ca. 2,5 kJ/mm (7,6 kJ/Zoll);


  <tb>MA:<sep>Martensit-Austenit;


  <tb>MS-Umwandlungstemperatur:<sep>Die Temperatur, an der die Umwandlung von Austenit zu Martensit während des Abkühlens beginnt;


  <tb>Hauptsächlich:<sep>Wie hier in der vorliegenden Erfindung beschrieben, meint es wenigstens ca. 50 Vol.-%;


  <tb>Vor-Austenit-Korngrösse:<sep>Mittlere Austenit-Korngrösse in einem warmgewalzten Stahlblech vor dem Walzen im Temperaturbereich, in dem Austenit nicht rekristallisiert;


  <tb>Abschrecken:<sep>Wie in der vorliegenden Erfindung verwendet, beschleunigtes Abkühlen durch ein beliebiges Mittel, wobei eine Flüssigkeit, die nach ihrer Tendenz ausgewählt ist, die Abkühlgeschwindigkeit des Stahls zu erhöhen, verwendet wird, im Gegensatz zum Luftkühlen;


  <tb>Abschreck-Stopptemperatur ("Quench Stop Temperature", QST):<sep>Die höchste oder die im Wesentlichen höchste Temperatur, die an der Oberfläche des Bleches erreicht wird, nachdem das Abschrecken beendet ist, wegen der von der mittleren Dicke des Blechs übertragenen Wärme;


  <tb>Platte:<sep>Ein Stück Stahl mit beliebigen Abmessungen;


  <tb>S ¸:<sep>Gesamtgrenzfläche der Grosswinkel-Grenzen je Einheitsvolumen im Stahlblech;


  <tb>Zugfestigkeit:<sep>Im Zugversuch das Verhältnis von maximaler Belastung zur ursprünglichen Querschnittsfläche;


  <tb>TiC:<sep>Titancarbid;


  <tb>TiN:<sep>Titannitrid;


  <tb>Tnr-Temperatur:<sep>Die Temperatur, unterhalb der Austenit nicht rekristallisiert; und


  <tb>TMCP:<sep>Thermomechanisch kontrollierte Walzverarbeitung.

Claims (22)

1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlblechs mit einer Mikrolaminat-Mikrostruktur, umfassen 2 bis 10 Vol.-% Austenit-Filmschichten und 90 bis 98 Vol.-% Lath-Strukturen aus hauptsächlich feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: (a) Erwärmen einer Stahlplatte auf eine ausreichend hohe Wiedererwärmungstemperatur, um (i) die Stahlplatte im Wesentlichen zu homogenisieren, (ii) im Wesentlichen alle Carbide und Carbonitride von Niob und Vanadium in der Stahlplatte aufzulösen;

und (iii) feine Ausgangs-Austenit-Körner in der Stahlplatte zu erhalten; (b) Reduzieren der Stahlplatte zur Bildung von Stahlblech in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem ersten Temperaturbereich, in dem Austenit rekristallisiert; (c) weiteres Reduzieren des Stahlblechs in einem oder mehreren Warmwalzstichen in einem zweiten Temperaturbereich unterhalb der Tnr-Temperatur und oberhalb der Ar3-Umwandlungstemperatur; (d) Abschrecken des Stahlblechs mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 deg. C pro Sekunde bis 40 deg. C pro Sekunde auf eine Abschreck-Stopptemperatur unterhalb der MS-Umwandlungstemperatur plus 100 deg.

C und oberhalb der MS-Umwandlungstemperatur; und (e) Beenden des Abschreckens, um die Umwandlung des Stahlblechs zu einer Mikrolaminat-Mikrostruktur aus 2 bis 10 Vol.-% Austenit-Filmschichten und 90 bis 98 Vol.-% Lath-Strukturen aus hauptsächlich feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit zu erleichtern.

2. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die Wiedererwärmungstemperatur in Schritt (a) zwischen 955 und 1065 deg. C ist.

3. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die feinen Ausgangs-Austenit-Körner in Schritt (a) eine Korngrösse von weniger als 120 Microm besitzen.

4. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin eine Abnahme in der Dicke der Stahlplatte von 30 bis 70% in Schritt (b) auftritt.

5. Verfahren gemäss, Anspruch 1, worin eine Abnahme in der Dicke des Stahlblechs von 40 bis 80% in Schritt (c) auftritt.

6. Verfahren gemäss Anspruch 1, das zusätzlich den Schritt umfasst, worin das Stahlblech auf Umgebungstemperatur von der Abschreck-Stopptemperatur luftgekühlt wird.

7. Verfahren gemäss Anspruch 1, das zusätzlich den Schritt umfasst, worin das Stahlblech im Wesentlichen isotherm bei der Abschreck-Stopptemperatur für bis zu 5 min gehalten wird.

8. Verfahren gemäss Anspruch 1, das zusätzlich den Schritt umfasst, worin das Stahlblech bei der Abschreck-Stopptemperatur mit einer Geschwindigkeit von weniger als 1,0 deg. C pro Sekunde für bis zu 5 min langsam gekühlt wird.

9. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die Stahlplatte in Schritt (a) Eisen und die folgenden Legierungselemente in den angegebenen Gew.-%en umfasst: 0,04% bis 0,12% C, wenigstens 1% Ni, 0,1% bis 1,0% Cu, 0,1% bis 0,8% Mo, 0,02% bis 0,1% Nb, 0,008% bis 0,03% Ti, 0,001% bis 0,05% Al und 0,002% bis 0,005% N.

10. Verfahren gemäss Anspruch 9, worin die Stahlplatte weniger als 6 Gew.-% Ni umfasst.

11. Verfahren gemäss Anspruch 9, worin die Stahlplatte weniger als 3 Gew.-% Ni und zusätzlich 0,5 bis 2,5 Gew.-% Mn umfasst.

12. Verfahren gemäss Anspruch 9, worin die Stahlplatte ausserdem wenigstens ein Additiv umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus (i) bis zu 1,0 Gew.-% Cr, (ii) bis zu 0,5 Gew.-% Si, (iii) 0,02 bis 0,10 Gew.-% V und (iv) bis 2,5 Gew.-% Mn besteht.

13. Verfahren gemäss Anspruch 9, worin die Stahlplatte ausserdem 0,0004 bis 0,0020 Gew.-% B umfasst.

14. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin das Stahlblech nach Schritt (e) eine DBTT von weniger als -73 deg. C sowohl im Basisblech als auch in seiner HAZ hat und eine Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa besitzt.

15. Stahlblech mit einer Mikrolaminat-Mikrostruktur, umfassend 2 bis 10 Vol.-% Austenit-Filmschichten und 90 bis 98 Vol.-% Lath-Strukturen aus feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit, mit einer Zugfestigkeit von mehr als 830 MPa und mit einer DBTT von weniger als -73 deg. C sowohl im Stahlblech als auch in seiner HAZ, worin das Stahlblech aus einer wiedererwärmten Stahlplatte hergestellt wird, umfassend Eisen und die folgenden Legierungsbestandteile in den angegebenen Gew.-%en: 0,04% bis 0,12% C, wenigstens 1% Ni, 0,1% bis 1,0% Cu, 0,1% bis 0,8% Mo, 0,02% bis 0,1% Nb, 0,008% bis 0,03% Ti, 0,001% bis 0,05% Al und 0,002% bis 0,005% N.

16. Stahlblech gemäss Anspruch 15, worin die Stahlplatte weniger als 6 Gew.-% Ni umfasst.

17. Stahlblech gemäss Anspruch 15, worin die Stahlplatte weniger als 3 Gew.-% Ni und zusätzlich 0,5 bis 2,5 Gew.-% Mn umfasst.

18. Stahlblech gemäss Anspruch 15, das ausserdem wenigstens ein Additiv umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus (i) bis zu 1,0 Gew.-% Cr, (ii) bis zu 0,5 Gew.-% Si, (iii) 0,02 bis 0,10 Gew.-% V und (iv) bis zu 2,5 Gew.-% Mn besteht.

19. Stahlblech gemäss Anspruch 15, das ausserdem 0,0004 bis 0,0020 Gew.-% B umfasst.

20. Stahlblech gemäss Anspruch 15, worin die Mikrolaminat-Mikrostruktur optimiert ist, um die Rissverlauf-Kurvigkeit durch thermomechanisch kontrollierte Walzverarbeitung im Wesentlichen zu maximieren, die eine Anzahl von Grosswinkel-Grenzflächen zwischen den Lath-Strukturen aus feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit und den Austenit-Filmschichten liefert.

21. Verfahren gemäss Anspruch 1, worin die Schritte (a) bis (e) durchgeführt werden zur Maximierung der Rissverlauf-Kurvigkeit des Stahlblechs durch Bilden einer Vielzahl von Grosswinkel-Grenzflächen zwischen den Austenit-Filmschichten und den Lath-Strukturen aus überwiegend feinkörnigem Martensit und feinkörnigem unterem Bainit.

22. Verfahren gemäss Anspruch 21, worin die Stahlplatte im Schritt (a) mindestens 1,0 Gew.-% Ni und mindestens 0,1 Gew.-% Cu aufweist und worin die Zugabe von BCC-stabilisierenden Elementen zu dem Stahl im Wesentlichen minimiert worden ist, wodurch eine gesteigerte Beständigkeit gegen Rissfortschreiten in dem Stahlblech und in dessen HAZ nach dem Schweissen bereitgestellt wird.