DE112006003553B9

DE112006003553B9 - Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür

Info

Publication number: DE112006003553B9
Application number: DE112006003553.3T
Authority: DE
Inventors: Sang-Ho Kim; Jae-Gi Lee; In-Shik Suh; Choong-Jae Park
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2005-12-26
Filing date: 2006-12-19
Publication date: 2014-01-16
Anticipated expiration: 2026-12-20
Also published as: CN101346483B; JP2009521601A; WO2007074989A1; WO2007074989A9; DE112006003553T5; CN101346483A; JP5701483B2; DE112006003553B4; KR100660229B1

Abstract

In den vorliegenden Unterlagen ist eine dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion beschrieben, die ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich hat und geringe Eigenschaftsänderungen durch die Dicke zeigt. Die Stahlplatte weist auf: 0,05~0,10% C, 0,10~0,5% Si, 1,3~1,7% Mn, 0,0005~0,0025% B; 0,005~0,03% Ti, 0,010% oder weniger N, 0,005~0,03% Nb, 0,005~0,055% lösl.. Al, Rest Fe und weitere unvermeidbare Verunreinigen, ausgedrückt als Gew.-%, wobei ein Gehaltverhältnis von Ti/N 2,0 oder größer ist und ein durch Ausdruck 1 repräsentierter CP 40~50 ist. CP = 165 × %C + 6,8 × %Si + 10,2 × %Mn + 80,6 × %Nb + 9,5 × %Cu + 3,5 × %Ni + 12,5 × %Cr + 14,4 × %Mo ... (1).

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft eine dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion, die ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit der Dicke in einem Zentralbereich ihrer Dicke hat und geringe Eigenschaftsänderungen durch die Dicke zeigt, und ein Produktionsverfahren dafür. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Produktion einer hochfesten dicken Stahlplatte, die ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke hat und geringe Eigenschaftsänderungen durch die Dicke sowie Schweißbarkeit zeigt, was durch Minimieren einer Zugabe von Legierungselementen gewährleistet ist.
Stand der Technik
Herkömmlich wird eine hochfeste Stahlplatte derart produziert, dass die sogenannte Härtbarkeit von Stahl durch Zugabe einer großen Menge an Legierungselementen verbessert wird. Dabei werden viele Niedrigtemperaturgefüge wie etwa Martensit oder Bainit in dem Stahl durch Abkühlbehandlungen wie etwa Abschrecken und Anlassen gebildet, so dass die Festigkeit des Stahls gesteigert wird.
Bei der Produktion von Stahlplatten für Schiffe, maritime Konstruktionen, Gebäude usw. wird unvermeidlich ein Schweißvorgang ausgeführt. Wenn die Stahlplatte für die Schweißkonstruktion eine große Menge Legierungselemente enthält, kann dabei der Schweißvorgang bewirken, dass ein Schweißteil hinsichtlich der Niedrigtemperaturzähigkeit erheblich verschlechtert wird
Zur Lösung des oben beschriebenen Problems beschreibt die JP-Offenlegungsschrift Nr. (Sho) 62-0170459 eine Technik, welche die Festigkeit von Stahl durch Abschrecken des Stahls nach dem Walzen des Stahls gewährleistet, während gleichzeitig eine Vergröberung des Gefüges in einer Wärmeeinflusszone (HAZ) durch Beschränkung hinsichtlich eines Kohlenstoffäquivalents des Stahls gemeinsam mit der Verwendung von TiN-Einschlüssen verhindert wird.
Gleichermaßen beschreibt die JP-Offenlegungsschrift Nr. (Hei) 7-0268540 eine Technik, welche die Zähigkeit von Stahl dadurch steigert, dass eine Vergröberung des Gefüges beim Schweißen durch eine Beschränkung hinsichtlich einer Menge an Elementen wie etwa C, Si, Mn und dergleichen verhindert wird, während gleichzeitig der Gehalt an Ti, Al und dergleichen gesteuert wird, um eine große Menge an Ti-Al-basierten nichtmetallischen Einschlüssen in dem Stahl zu bilden.
Beide oben beschriebenen Techniken haben insofern ein gemeinsames Merkmal, als die Schweißbarkeit des Stahls zunächst durch weitestmögliches Unterdrücken des Gehalts an Legierungselementen in dem Stahl gesteigert und eine große Menge an nichtmetallischen Einschlüssen verteilt wird, die zu Umwandlungs-Ausscheidungskeimen des Gefüges werden, während gleichzeitig ein eine Vergröberung des Gefüges verhindernder Verankerungseffekt vermittelt wird, und dann wird die Festigkeit des Stahls dadurch gesteigert, dass eine große Menge an Niedrigtemperatur-Umwandlungsgefügen durch Abschrecken des Stahls gebildet wird. Anders ausgedrückt, nach den oben beschriebenen Techniken ist es möglich, sowohl die Festigkeit als auch die Schweißbarkeit des Stahls zu steigern, indem 1) die Bedingungen zur Steigerung der Schweißbarkeit des Stahls durch eine Beschränkung der Menge an Legierungselementen unter gleichzeitiger Verteilung der feinen Einschlüsse gewährleistet werden und 2) die Bedingungen zur Steigerung der Festigkeit des Stahls durch Erhöhen der Abkühlrate gewährleistet werden.
Es ist jedoch schwierig, diese Techniken bei einer dicken Stahlplatte anzuwenden, die eine Dicke von 50 mm oder mehr hat. Dies wird auf die Tatsache zurückgeführt, dass mit zunehmender Dicke der Stahlplatte die Differenz der Abkühlrate zwischen der Oberfläche und dem Inneren der Stahlplatte erheblich zunimmt, und dies bewirkt die Ausbildung von Niedrigtemperaturumwandlungs-Weichgefügen wie etwa polygonalem Ferrit oder Perlit hauptsächlich im Inneren des Stahls, insbesondere im Zentralbereich der Dicke der Stahlplatte, so dass trotz der Bildung einer großen Menge an Niedrigtemperatur-Umwandlungsgefügen an der Oberfläche des Stahls die Gesamtfestigkeit des Stahls im Vergleich mit einer dünnen Stahlplatte verringert wird.
Zur Lösung des oben angegebenen Problems beschreibt das KR-Patent Nr. 10-0266378 ein Verfahren, das eine Bainitstahlplatte durch Warmwalzen einer Stahlbramme produziert, die aufweist: 0,001~0,010 Gew.-% C in einem Bereich eines ultraniedrigen Kohlenstoffgehalts, 0,60 Gew.-% oder weniger Si, 0,20~3,00 Gew.-% Mn, 0,005~0,20 Gew.-% Ti, 0,01~0,20 Gew.-% Nb, 0,0003~0,0050 Gew.-% B und 0,100 Gew.-% Al, indem die Stahlbramme auf eine Temperatur von 1100~1350°C erwärmt, die Stahlbramme für 5 bis 300 s isothermisch gehalten oder die Stahlplatte mit einer Abkühlrate von 1°C/s zwischen Walzdurchgängen bei einer Temperatur von 1,100~900°C abgekühlt und das Walzen bei einer Temperatur von 800°C oder höher beendet wird, gefolgt von Abkühlen der Stahlplatte.
Bei dem obigen Verfahren ist die Stahlbramme der Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt, der 0,010 Gew.-% oder weniger Kohlenstoff enthält, und hat ein Bainitgefüge, das von dem eines typischen Bainitgefüges verschieden und typischerweise als Bainit mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt (ULCB) bekannt ist.
Das ULCB-Gefüge beobachtet man in Stahl hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, der gute Matrixzähigkeit und eine geringe Änderung der Eigenschaften hat, was aus der geringen Änderung der Härte durch die Dicke resultiert. Wie man jedoch aufgrund einer in der Veröffentlichung beschriebenen Ausführungsform versteht, hat ein solches ULCB-Gefüge eine Streckgrenze von 400 MPa an einem Punkt t/4. Angesichts dieser Streckgrenze kann abgeleitet werden, dass die Streckgrenze in dem Zentralbereich der Dicke des Stahls ungefähr 350 MPa ist, was immer noch weniger als 390 MPa, eine Ziel-Streckkgrenze der vorliegenden Erfindung, in dem Zentralbereich der Dicke des Stahls ist. Da außerdem die Zähigkeit des ULCB-basierten Stahls an einem Schweißteil herabgesetzt wird, ist seine Sicherungstemperatur (securing temperature) nur 0°C.
Zur Steigerung der Festigkeit des ULCB-basierten Stahls ist es erforderlich, komplizierte Prozesse durchzuführen, indem eines von Cu, Ni, Cr und Mo oder Kombinationen davon in einer großen Menge zugegeben werden oder eine große Menge an Cu zugegeben wird, eine Wärmebehandlung ausgeführt wird und dergleichen. Dabei kann es aufgrund der großen Menge an zugegebenen Legierungselementen sein, dass eventuell nicht nur die Produktionskosten steigen, sondern dass auch die Zähigkeit des Schweißteils erheblich verschlechtert wird.
Offenbarung der Erfindung
Technisches Problem
Deshalb wurde die vorliegende Erfindung angesichts der obigen Probleme gemacht, und es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine dicke Stahlplatte mit einer großen Dicke von 50 mm oder mehr für eine niedriglegierte Schweißkonstruktion bereitzustellen, die eine Zugfestigkeit von 530 MPa oder höher, eine Streckgrenze von 390 MPa oder höher in einem Zentralbereich der Dicke der Stahlplatte, eine Dehnbarkeit-Sprödigkeit-Übergangstemperatur von –50°C oder niedriger und eine Härteänderung von 50 Hv oder weniger durch die Dicke zeigt.
Technische Lösung
Nach einem Aspekt der vorliegenden Erfindung können die obigen und weitere Aufgabe gelöst werden durch Bereitstellen einer dicken Stahlplatte, die Folgendes aufweist: 0,05~0,10% C; 0,10~0,5% Si; 1,3~1,7% Mn; 0,0005~0,0025% B; 0,005~0,03% Ti; 0,010% oder weniger N; 0,005~0,03% Nb; 0,005~0,055% lösl. Al; Rest Fe und weitere unvermeidbare Verunreinigungen, ausgedrückt als Gew.-%, wobei ein Gehaltverhältnis von Ti/N 2,0 oder größer ist und ein durch Ausdruck 1 repräsentierter Zusammensetzungsparameter (CP) im Bereich von 40~50 ist; CP = 165 × %C + 6,8 × %Si + 10,2 × %Mn + 80,6 × %Nb + 9,5 × %Cu + 3,5 × %Ni + 12,5 × %Cr + 14,4 × %Mo (1)
Bevorzugt weist die dicke Stahlplatte ferner mindestens eine Komponente auf, die aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus: 0,5% oder weniger Cu; 0,5% oder weniger Ni; 0,15% oder weniger Cr; und 0,15% oder weniger Mo, ausgedrückt als Gew.-%.
Bevorzugt werden von den unvermeidbaren Verunreinigungen Gehalte an P und S auf 0,012% oder weniger bzw. 0,005% oder weniger, ausgedrückt als Gew.-%, gesteuert.
Bevorzugt werden zur weiteren Verringerung des durch die Verunreinigungen verursachten negativen Einflusses die Gehalte an P und S auf 0,010% oder weniger bzw. 0,003% oder weniger, ausgedrückt als Gew.-%, gesteuert.
Bevorzugt ist ein Anteil an polygonalem Ferrit 10% oder weniger in dem Zentralbereich (im Bereich von t/4 bis 3t/4, wobei t eine Gesamtdicke der Stahlplatte bezeichnet) der Dicke, und ein Anteil an Martensit ist 10% oder weniger in einem Oberflächenbereich der Stahlplatte (im Bereich von einer Tiefe von 1 mm unter der Oberfläche bis t/4, wobei die entgegengesetzte Seite gleich ist).
Bevorzugt hat die Stahlplatte eine Härteänderung von 50 Hv oder weniger durch die Dicke.
Außerdem ist die vorliegende Erfindung für die Stahlplatte, die eine Dicke von 50~100 mm hat, effektiv.
Nach einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zur Produktion einer Stahlplatte bereitgestellt, das die folgenden Schritte aufweist: Endwalzen einer Stahlbramme mit einer Reduktionsrate von 30% oder mehr bei einer Temperatur von Ar3 ~ einer Austenitrekristallisationstemperatur nach Wiedererwärmen der Stahlbramme auf eine Temperatur von 1000~1250°C, wobei die Stahlbramme aufweist: 0,05~0,10% C; 0,10~0,5% Si; 1,3~1,7% Mn; 0,0005~0,0025% B; 0,005~0,03% Ti; 0,010% oder weniger N; 0,005~0,03% Nb; 0,005~0,055% lösl. Al;, Rest Fe und weitere unvermeidbare Verunreinigungen, ausgedrückt als Gew.-%, wobei ein Gehaltverhältnis von Ti/N 2,0 oder größer ist und ein durch Ausdruck 2 repräsentierter Zusammensetzungsparameter (CP) im Bereich von 40~50 ist; und Abkühlen der warmgewalzten Stahlplatte, indem mit dem Abkühlen mit einer Rate von 1,5°C/s oder höher im Hinblick auf einen Zentralbereich der Stahlplatte bei einer Temperatur von Ar3 oder höher begonnen und das Abkühlen bei einer Temperatur von 350~550°C beendet wird. CP = 165 × %C + 6,8 × %Si + 10,2 × %Mn + 80,6 × %Nb + 9,5 × %Cu + 3,5 × %Ni + 12,5 × %Cr + 14,4 × %Mo (2)
Bevorzugt weist die Strahlbramme ferner mindestens eine Komponente auf, die aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus: 0,5% oder weniger Cu; 0,5% oder weniger Ni; 0,15% oder weniger Cr; und 0,15% oder weniger Mo, ausgedrückt als Gew.-%.
Bevorzugt weist die Stahlbramme 0,012% P und 0,005% oder weniger S als die Verunreinigungen auf.
Bevorzugt weist die Stahlbramme 0,010% P und 0,003% oder weniger S auf.
Bevorzugt ist die vorliegende Erfindung für die Stahlplatte, die eine Dicke von 50~100 mm hat, effektiv.
Vorteilhafte Effekte
Wie aus der obigen Beschreibung ersichtlich ist, produziert das Verfahren nach der vorliegenden Erfindung eine dicke Stahlplatte mit einer Dicke von 50 mm oder mehr für eine Schweißkonstruktion, die ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringe Eigenschaftsänderungen durch die Dicke zeigt, wobei die Schweißbarkeit der Stahlplatte sichergestellt ist, und zwar durch Minimieren der Zugabe von Legierungselementen
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Die obigen und andere Aufgaben, Merkmale und weitere Vorteile der vorliegenden Erfindung ergeben sich im Einzelnen aus der nachstehenden genauen Beschreibung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen; diese zeigen in:
1 ein Diagramm, das einen Anteil an Martensit in einem Oberflächenbereich und einen Anteil an polygonalem Ferrit in einem Zentralbreich der Dicke in Relation zu CP zeigt; und
2 ein Diagramm, das eine Verteilung der Härteänderung durch die Dicke in Relation zu CP zeigt.
Beste Art, die Erfindung auszuführen
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend beschrieben.
Mikrogefüge der Stahlplatte
Die vorliegende Erfindung wird bevorzugt bei einer Stahlplatte angewandt, die Bainitgefüge oder Nadelferritgefüge hat, die im Wesentlichen keinen polygonalen Ferrit oder Martensit enthalten. Um die gewünschte Festigkeit und Zähigkeit der Stahlplatte nach der vorliegenden Erfindung zu erhalten, ist es dabei erforderlich, einen Anteil an polygonalem Ferrit auf 10% oder weniger in einem Zentralbereich der Dicke zu unterdrücken (wenn t eine Gesamtdicke der Stahlplatte bezeichnet, bezieht sich der Zentralbereich der Dicke auf den Bereich von t/4~3t/4, d. h. die Dickenmitte (t/2) ± t/4), und um eine Härteänderung durch die Dicke nach der vorliegenden Erfindung zu erhalten, ist es erforderlich, einen Anteil an Martensit auf 10% oder weniger in einem Oberflächenbereich der Stahlplatte zu unterdrücken (von einer Tiefe von 1 mm unter der Oberfläche bis zu t/4 der Dicke, wobei die entgegengesetzte Seite gleich ist).
Wenn dabei die Stahlplatte der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung genügt, hat die Stahlplatte die Gefüge, die Nadelferrit als ein Hauptgefüge und Bainit als ein Sekundärgefüge in dem gesamten Bereich der Stahlplatte in einer Dickenrichtung mit Ausnahme der Tiefe von 1 mm unter der Oberfläche und einem Entmischungsteil in dem Zentralbereich der Dicke aufweist.
Zusammensetzung der Stahlplatte
Nach der vorliegenden Erfindung weist die Stahlplatte auf: 0,05~0,10% C; 0,10~0,5% Si; 1,3~1,7% Mn; 0,012% oder weniger P; 0,005% oder weniger S; 0,0005~0,0025% B; 0,005~0,03% Ti; 0,005~0,03% Nb; 0,005~0,055% lösl. Al; 0,01% oder weniger N; Rest Fe und weitere unvermeidbare Verunreinigungen, ausgedrückt als Gew.-%. Außerdem ist ein Gehaltverhältnis von Ti/N 2,0 oder größer, und ein durch den folgenden Ausdruck 1 repräsentierter Zusammensetzungsparameter (CP) ist im Bereich von 40~50. CP = 165 × %C + 6,8 × %Si + 10,2 × %Mn + 80,6 × %Nb + 9,5 × %Cu + 3,5 × %Ni + 12,5 × %Cr + 14,4 × %Mo (1)
Nachstehend wird die Zusammensetzung der Stahlplatte nach der Erfindung im Einzelnen beschreiben.
Kohlenstoff (C): 0,05~0,10 Gew.-%
C ist ein Element, das wirksam ist, um die Festigkeit der Stahlplatte zu steigern, indem es eine Mischkristallverfestigung unter gleichzeitiger Verbesserung der Härtbarkeit der Stahlplatte ermöglicht. Um eine gewünschte Zugfestigkeit in dem Zentralbereich der Dicke der Stahlplatte sicherzustellen, ist es erforderlich, dass Kohlenstoff in einer Menge von 0,05 Gew.-% oder mehr enthalten ist. Um ferner die Niedrigtemperatur-Zähigkeit an einem Schweißteil sicherzustellen, ist es erforderlich, dass Kohlenstoff in einer Menge von 0,05 Gew.-% oder mehr enthalten ist, so dass Weichgefüge wie etwa Nadelferrit dadurch gebildet werden können, dass die Bildung von Borcarbid nach dem Schweißen ermöglicht wird. Eine übermäßige Kohlenstoffmenge bewirkt jedoch, dass die Härte in dem Oberflächenbereich zunimmt, wodurch eine Härteänderung in der Dickenrichtung zunimmt. Ferner bewirkt der übermäßige Kohlenstoffgehalt auch eine Verschlechterung der Zähigkeit der Matrix und eine Zunahme des Anteils an Martensit-Austenit-Komponente (MA, Martensitinsel) an dem Schweißteil, wodurch die Zähigkeit des Schweißteils erheblich verschlechtert wird. Eine Obergrenze des Kohlenstoffgehalts ist also mit 0,1 Gew.-% vorgegeben.
Silicium (Si): 0,10~0,5 Gew.-%
Si ist ein Element, das Aluminium bei der Desoxidierung von Stahlschmelze unterstützt. Es ist also erforderlich, dass 0,10 Gew.-% oder mehr Si enthalten sind. Wenn der Siliciumgehalt jedoch zu viel wird, wird die in einer HAZ gebildete Martensitinsel nicht abgebaut, wodurch die Gefahr eines Sprödbruchs erheblich erhöht und gleichzeitig die Zähigkeit der Matrix verschlechtert wird. Es ist also von Nachteil, wenn mehr als 0,5 Gew.-% Si enthalten ist.
Mangan (Mn): 1,3~1,7 Gew.-%
Mangan ist ein Element, das dazu dient, die Festigkeit des Stahls unter gleichzeitiger Senkung seines Streckgrenzenverhältnisses zu steigern. Mn unterdrückt dabei einen Anteil an polygonalem Ferrit, wodurch die Härtbarkeit der Stahlplatte verbessert wird. Es ist also erforderlich, dass 1,3 Gew.-% Mn enthalten sind. Wenn der Mangangehalt jedoch zu hoch wird, wird zwar die Festigkeit der Stahlplatte gesteigert, die Zähigkeit wird jedoch verschlechtert, insbesondere die Zähigkeit an der Wärmeeinflusszone (HAZ). Es ist also erforderlich, den Gehalt an Mn auf 1,7 Gew.-% oder weniger zu unterdrücken.
Bor (B): 0,0005~0,0025 Gew.-%
B ist ein wesentliches Element der vorliegenden Erfindung und ermöglicht mit einer geringen Zugabe davon, dass die Härtbarkeit von Stahl verbessert wird. Um eine gewünschte Festigkeit in dem Zentralbereich der Dicke gemäß der vorliegenden Erfindung zu erhalten, während gleichzeitig ermöglicht wird, dass der Zentralbereich der Dicke das Nadelferritgefüge hat, das im Wesentlichen keinen polygonalen Ferrit enthält, ist es erforderlich, dass 0,0005 Gew.-% oder mehr B enthalten ist. Wenn jedoch zu viel Bor in einer Menge über 0,0025 Gew.-% enthalten ist, wird die Stahlplatte hinsichtlich der Härtbarkeit in dem Zentralbereich verschlechtert, wodurch die Festigkeit der Stahlplatte verschlechtert und gleichzeitig die Härteänderung in der Dickenrichtung vergrößert. Es ist also erforderlich, den Gehalt an B auf 0,0025 Gew.-% oder weniger zu unterdrücken.
Titan (Ti): 0,005~0,03 Gew.-%
Nach der vorliegenden Erfindung ist Ti zusammen mit B ein weiteres wesentliches Element. Um eine die Wirkung von B verbessernde Härtbarkeit zu erhalten, ist es erforderlich, dass Bor nach dem Walzvorgang in einem Atomzustand vorliegt. Wenn N, das eine große Affinität für B zeigt, während eines Wiedererwärmungs- oder Walzvorgangs als Mischkristall N in Stahl vorliegt, bilden N und B BN-Verbindungen, wodurch die die Härtbarkeit verbessernde Wirkung von B eliminiert wird. Also ist es erforderlich, die Bildung der BN-Verbindungen zu unterdrücken, indem vor der Bildung von BN durch Zugabe von Ti, das eine stärkere Affinität als B in Bezug auf N zeigt, TiN gebildet wird. Dazu ist es erforderlich, dass mindestens 0,005 Gew.-% Ti enthalten ist. Wenn der Ti-Gehalt jedoch 0,03 Gew.-% überschreitet, findet die Sättigung der durch die Zugabe von Ti erhaltenen Wirkung statt. Wenn ferner der Ti-Gehalt zu hoch wird, kann es zu Düsenverstopfung oder zu vielen vergröberten Einschlüssen während des Stranggießens kommen, wodurch die Zähigkeit von Stahl verschlechtert wird. Es ist also erforderlich, den Ti-Gehalt auf 0,03 Gew.-% oder weniger zu unterdrücken.
Stickstoff (N): 0,010 Gew.-% oder weniger
Obwohl N ein unvermeidbares Element in einem Strahlproduktionsverfahren ist, reagiert er mit Ti und/oder Al und bildet Nitride, wodurch er dazu dient, Feingefüge zu bilden. Um dem Stahl 0,010 Gew.-% oder mehr N zuzugeben, ist es dabei erforderlich, einen speziellen Prozess durchzuführen, wie etwa eine übermäßig große Menge an mangannitrid- oder cyanidhaltigen Verbindungen während des Stahlproduktionsverfahrens einzubringen, und in diesem Fall liegt N in einem Mischkristallzustand in dem Stahl vor, wodurch die die Härtbarkeit verbessernde Wirkung von B verschlechtert wird. Es ist also erforderlich, den N-Gehalt auf 0,010 Gew.-% oder weniger zu unterdrücken.
Stärker bevorzugt werden die N- und Ti-Gehalte in Bezug auf ein Gehaltsverhältnis zwischen ihnen gesteuert. Da es insbesondere möglich ist, den Mischkristall N mit Ti wirksam zu unterdrücken, indem ein Gewichtsverhältnis von Ti und N (ein Verhältnis von Ti/N) so gesteuert wird, dass es 2,0 oder größer wird, wird der Ti-Gehalt so gesteuert, dass er ein Ti/N-Gewichtsverhältnis von 2,0 oder größer hat.
Niob (Nb): 0,005~0,03 Gew.-%
Nb ist zusammen mit B und Ti noch ein weiteres wesentliches Element bei der vorliegenden Erfindung. Um die die Härtbarkeit verbessernde Wirkung von B ausreichend einzusetzen, ist es erforderlich, Nb gleichzeitig mit B und Ti zuzugeben. Nb dient dazu zu bewirken, dass Austenitstrukturen eine Feinkorngröße haben, und dazu, einen Nichtrekristallisationsbereich zu vergrößern, während es gleichzeitig zum Feinen und zur Festigkeitssteigerung von Endgefügen beiträgt. Dazu ist es erforderlich, dass 0,005 Gew.-% oder mehr Nb enthalten sind. Da Nb jedoch ein teures Element ist und der Nb-Gehalt, der 0,03 Gew.-% überschreitet, keine signifikante Steigerung seiner Wirkung gewährleistet, während gleichzeitig die Zähigkeit an dem Schweißteil verschlechtert wird, ist eine Obergrenze von Nb mit 0,03 Gew.-% vorgegeben.
Lösliches Aluminium (lösl. Al): 0,005~0,055 Gew.-%
Al wird im Allgemeinen als Desoxidationsmittel für den Stahl verwendet. Es ist also erforderlich, dass 0,005 Gew.-% oder mehr lösl. Al als eine wirksame Komponente enthalten ist. Wenn der Al-Gehalt jedoch 0,055 Gew.-% überschreitet, findet eine Sättigung der Desoxidationswirkung statt, und somit ist eine Obergrenze von lösl. Al mit 0,055 Gew.-% vorgegeben.
Die oben beschriebene Zusammensetzung der Stahlplatte ist vorteilhaft, um der Stahlplatte ausgezeichnete Eigenschaften wie etwa hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit zu verleihen, während gleichzeitig eine Änderung der Eigenschaften durch die Dicke reduziert wird. Zusätzlich zu dieser Zusammensetzung wird bevorzugt, dass die Stahlplatte ferner mindestens eine Komponente aufweist, die aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Cu, Ni, Cr und Mo besteht, um eine vorteilhaftere Wirkung zu erhalten.
Kupfer (Cu): 0,5 Gew.-% oder weniger und Nickel (Ni): 0,5 Gew.-% oder weniger
Cu und Ni sind Elemente, die dazu dienen, die Härtbarkeit von Stahl zu verbessern, ohne die Zähigkeit an dem Schweißteil erheblich zu reduzieren, wodurch die Bildung des polygonalen Ferrits in dem Stahl unterdrückt wird, und die dienen dazu, die Festigkeit von Stahl durch Mischkristallverfestigung zu steigern. Da Cu und Ni jedoch teure Elemente sind und eine Zugabe von zu viel davon zu einer Sättigung ihrer Wirkungen führt, sind die Obergrenzen sowohl von Cu als auch Ni mit 0,5 Gew.-% vorgegeben.
Chrom (Cr): 0,15 Gew.-% oder weniger
Cr ist ein Element, das die Härtbarkeit von Stahl deutlich verbessern kann. Mit zunehmendem Cr-Gehalt in dem Stahl wird also die Bildung des polygonalen Ferrits in dem Stahl unterdrückt, wodurch die Festigkeit von Stahl gesteigert wird. Wenn der Cr-Gehalt in dem Stahl jedoch zu hoch ist, wird nicht nur der Stahl hinsichtlich seiner Schweißbarkeit verschlechtert, sondern es kann auch der Martensit darin gebildet werden. Außerdem ist Cr ein sehr teures Material. Es ist also erwünscht, dass der Cr-Gehalt 0,15 Gew.-% oder weniger ist.
Molybdän (Mo): 0,15 Gew.-% oder weniger
Mo bietet die gleiche Wirkung wie Cr. Obwohl Mo hinsichtlich der Unterdrückung von polygonalem Ferrit und der Festigkeitssteigerung wirksam ist, wird also dann, wenn der Mo-Gehalt in dem Stahl zu hoch ist, nicht nur der Stahl hinsichtlich seiner Schweißbarkeit verschlechtert, sondern es kann auch der Martensit darin gebildet werden. Außerdem ist Mo ein sehr teures Material. Es ist also erwünscht, dass der Mo-Gehalt 0,15 Gew.-% oder weniger ist.
Außerdem kann die Stahlplatte der vorliegenden Erfindung während des Stahlproduktionsverfahren P, S und dergleichen als unvermeidbare Elemente aufweisen. Stärker bevorzugt wird der Gehalt an diesen Elementen begrenzt, um den folgenden Bedingungen zu genügend, damit die Eigenschaften des Stahls weiter verbessert werden.
Phosphor (P): 0,012 Gew.-% oder weniger (bevorzugt 0,010 Gew.-% oder weniger)
P ist ein Element, das eine Korngrenzenentmischung bewirkt, was in einer Versprödung von Stahl resultiert. Es ist also bei dem Stahl, der den Nadelferrit und/oder Bainit als das Hauptgefüge aufweist, erforderlich, den P-Gehalt zu minimieren, um die Zähigkeit des Stahls zu steigern. Da jedoch mit der Minimierung des P-Gehalts auf einen extrem niedrigen Wert eine schwere Belastung des Produktionsverfahrens einhergeht und ein P-Gehalt von 0,012 Gew.-% oder weniger in dem Stahl durch die obigen Problemen nicht erheblich beeinflusst wird, ist eine Obergrenze von P mit 0,012 Gew.-% vorgegeben. Stärker bevorzugt ist der P-Gehalt mit 0,010 Gew.-% oder weniger vorgegeben, um den oben beschriebenen negativen Einfluss von P zu verhindern.
Schwefel (S): 0,005 Gew.-% oder weniger (bevorzugt 0,003 Gew.-% oder weniger)
S ist ein Element, das Warmsprödigkeit des Stahls bewirkt. Wie bei dem P-Gehalt ist unter Berücksichtigung der Belastung während des Stahlproduktionsverfahrens eine Obergrenze von S mit 0,005 Gew.-% oder weniger und bevorzugt 0,003 Gew.-% oder weniger vorgegeben.
Zusätzlich zu der Zusammensetzung der Stahlplatte hat die Stahlplatte der vorliegenden Erfindung einen Zusammensetzungsparameter (CP) im Bereich von 40~50, wie durch den nachstehenden Ausdruck 2 repräsentiert ist. Mit dem Zusammensetzungsparameter ist es möglich, gleichzeitig zu bestimmen, wie stark die Bildung des polygonalen Ferrits in dem Zentralbereich der dicken Stahlplatte unterdrückt wird und wie stark die Bildung des Martensits in deren Oberflächenbereich unterdrückt wird, wenn die dicke Stahlplatte mit Wasser abgekühlt wird. CP = 165 × %C + 6,8 × %Si + 10,2 × %Mn + 80,6 × %Nb + 9,5 × %Cu + 3,5 × %Ni + 12,5 × %Cr + 14,4 × %Mo (2)
Der Grund, weshalb der CP vorgeschlagen wird, wird nachstehend erläutert.
Angesichts der Untersuchungsergebnisse berichteten die Erfinder der vorliegenden Erfindung, dass bei Anwendung eines herkömmliche Abkühlverfahrens zum Abkühlen einer dicken Stahlplatte mit einer Dicke von 50 mm~100 mm als einer Zielstahlplatte der vorliegenden Erfindung eine maximale Abkühlrate in dem Zentralbereich der Dicke der dicken Stahlplatte ungefähr 3~6°C/s war, obwohl diese in Abhängigkeit von der Dicke der Stahlplatte und einer Abkühlmethode geändert werden konnte. Um die oben beschriebene maximale Abkühlrate in dem Zentralbereich zu erhalten, muss dabei eine Abkühlrate in einem Oberflächenbereich, der einer Tiefe von 1 mm unmittelbar unter der Oberfläche der Stahlplatte entspricht, 20~40°C/s sein. Es gibt also eine große Lücke hinsichtlich der Abkühlrate zwischen dem Zentralbereich der Dicke und dem Oberflächenbereich.
Bei einer typischen Stahlplatte tendiert also der Oberflächenbereich wegen seiner raschen Abkühlrate dazu, mit Martensit gebildet zu werden, wogegen der Zentralbereich wegen seiner langsamen Abkühlrate dazu tendiert, mit polygonalem Ferrit gebildet zu werden. Wenn eine solche Tendenz nicht unterdrückt wird, erhöht sich der Anteil an dem Martensit in dem Oberflächenbereich der Stahlplatte und der Anteil an dem polygonalen Ferrit erhöht sich in ihrem Zentralbereich. Der Martensit ist ein charakteristisches Hartgefüge, das die Festigkeit von Stahl steigert, während es gleichzeitig dessen Zähigkeit verschlechtert. Dagegen ist der polygonaler Ferrit ein charakteristisches Weichgefüge, das wirksam ist, um die Zähigkeit zu gewährleisten, aber ungeeignet ist, die Festigkeit von Stahl zu steigern. Wenn also der Stahl eine solche Gefügeänderung wie oben beschrieben hat, zeigt der Stahl eine schwerwiegende Änderung von Eigenschaften, was in verschlechterter Zähigkeit des Oberflächenbereichs und verringerter Festigkeit des Zentralbereichs resultiert. Außerdem wird angesichts der oben beschriebenen Gefügeänderung eine Härtedifferenz zwischen dem Zentralbereich und dem Oberflächenbereich signifikant, wodurch es schwierig wird, die Wirkung einer Verringerung der Härteänderung zu erhalten, was eines der Ziele der vorliegenden Erfindung ist.
Der CP ist ein Parameter, den die Erfinder der vorliegenden Erfindung durch Untersuchungen über einen langen Zeitraum abgeleitet haben, um die vorstehend beschriebenen Probleme zu lösen. Wenn der CP in einem vorbestimmten Bereich gehalten wird, kann die Tendenz zur Bildung des Martensits in dem Oberflächenbereich und zur Bildung des polygonalen Ferrits in dem Zentralbereich unterdrückt werden, wodurch die Änderung von Eigenschaften durch die Stahlplatte hindurch minimiert wird. Um das Ziel der vorliegenden Erfindung zu erreichen, ist es erforderlich, den Anteil sowohl an Martensit als auch an polygonalem Ferrit auf 10% oder weniger in dem gesamten Bereich der Stahlplatte mit Ausnahme von anomalen Bereichen zu unterdrücken. Die anomalen Bereiche der Stahlplatte betreffen einen in dem Zentralbereich der Stahlplatte gebildeten zentralen Entmischungsbereich und einen Bereich von der Oberfläche der Stahlplatte bis zu einer Tiefe von 1 mm unmittelbar unter der Oberfläche. Der zentrale Entmischungsbereich betrifft einen Bereich der Stahlplatte, in dem eine abnormal große Menge an Mischkristallelementen entmischt wird, wodurch es schwierig wird, die typischen Eigenschaften von Stahl zu gewährleisten, und der gebildet wird, da der Bereich von der Oberfläche der Stahlplatte bis zu der Tiefe von 1 mm unmittelbar unter der Oberfläche von der Abkühlrate stark beeinflusst wird.
Wie oben beschrieben, gibt die vorliegende Erfindung selbstverständlich die Ober- und Untergrenzen der jeweiligen Komponenten streng vor, um die Festigkeit, Zähigkeit und Schweißbarkeit des Stahls sicherzustellen, die bei der vorliegenden Erfindung erhalten werden sollen, und es ist möglich, das Ziel der vorliegenden Erfindung zu erreichen, wenn die Stahlplatten den Ober- und Untergrenzen der jeweiligen Komponenten genügen. Nach den Tests wurde jedoch das Ziel der vorliegenden Erfindung in einigen Fällen nicht erreicht, selbst wenn die Stahlplatte der Zusammensetzung nach der vorliegenden Erfindung genügte. Die Erfinder der vorliegenden Erfindung verglichen also den Fall, in dem das Ziel der vorliegenden Erfindung erreicht wurde, mit dem Fall, in dem das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wurde, wenn die Stahlplatte der Zusammensetzung nach der vorliegenden Erfindung genügte und schlussfolgerten, dass der Grund für das Nichterreichen des Ziels der vorliegenden Erfindung unter Anwendung des oben beschriebenen CP erklärt werden konnte und dass unter der Bedingung, dass die Stahlplatte der Zusammensetzung nach der vorliegenden Erfindung genügt, das Ziel der vorliegenden Erfindung durch Steuerung des CP auf einen vorbestimmten Bereich erreicht werden konnte.
Ein Ergebnis von Experimenten ist in 1 gezeigt, wonach Anteile an polygonalem Ferrit und Martensit in dem gesamten Bereich der Stahlplatte mit Ausnahme der anomalen Bereiche gemäß dem in Tabelle 1 angegebenen CP mittels eines Punktzählverfahrens berechnet werden. In 1 wurde ein Anteil an polygonalem Ferrit bei einer Abkühlrate von 1,5°C/s gemessen, d. h. 50% der maximalen Abkühlrate von 3°C/s, die typischerweise in dem Zentralbereich der Stahlplatte mit einer Dicke von 50~100 mm erhalten werden kann, wenn eine solche Stahlplatte einer beschleunigten Abkühlung unterzogen wird. Außerdem wurde ein Anteil an Martensit bei einer Abkühlrate von 40°C gemessen, die typischerweise in einer Tiefe von 1 mm unmittelbar unter der Oberfläche der Stahlplatte mit einer Dicke von 50~100 mm erhalten werden kann, wenn die Stahlplatte einer beschleunigten Abkühlung unterzogen wird.
Wie aus 1 ersichtlich ist, ist dann, wenn der durch Ausdruck 1 repräsentierte CP 40 oder größer ist, der Anteil an polygonalem Ferrit 10% oder weniger, was bedeutet, dass dann, wenn der CP 40 oder größer ist, der Anteil an polygonalem Ferrit selbst bei einer Abkühlrate von 1,5°C/s (unter 3°C/s, was die typische Abkühlrate in dem Zentralbereich der Stahlplatte mit der Dicke von 50~100 mm ist) auf 10% oder weniger gehalten werden kann. Wenn der CP 50 oder weniger ist, ist der Anteil an Martensit 10% oder weniger, was bedeutet, dass dann, wenn der CP 50 oder größer ist, der Anteil an Martensit selbst bei einer Abkühlrate von 40°C/s, einer typischen Abkühlrate in der Tiefe von 1 mm unmittelbar unter der Oberfläche der Stahlplatte mit der Dicke von 50~100 mm, auf 10% oder weniger gehalten werden kann.
2 zeigt die Differenz zwischen einem Maximalwert und einem Minimalwert der Vickershärte, gemessen in Abständen von 2 mm in der Dickenrichtung für Stahlplatten, die jeweils eine Dicke von 100 mm und einen voneinander verschiedenen CP haben. Wie aus 2 ersichtlich ist, kann dann, wenn der CP wie oben beschrieben im Bereich von 40~50 gemäß der vorliegenden Erfindung ist, die Härtedifferenz zwischen dem Maximalwert und dem Minimalwert auf 50 Hv oder weniger gesteuert werden. Wie oben erläutert, wird dies dadurch bewirkt, dass man den Anteil an Martensit und den Anteil an polygonalem Ferrit auf 10% oder weniger in dem Oberflächenbereich bzw. in dem Zentralbereich der Dicke begrenzt.
Außerdem hat die dicke Stahlplatte, die sämtlichen oben beschriebenen Bedingungen der vorliegenden Erfindung genügt, die Dicke von 50~100 mm und eine Härteänderung von 50 Hv oder weniger in der Dickenrichtung.
Bevorzugt wird eine solche dicke Stahlplatte, welche den oben beschriebenen Bedingungen genügt, nach den folgenden Produktionsbedingungen produziert
(Walz- und Abkühlbedingungen)
Nach der vorliegenden Erfindung kann die Wirkung der vorliegenden Erfindung im Wesentlichen erreicht werden, indem man die Zusammensetzung und das Gefüge der Stahlplatte wie oben beschrieben selbst bei gesteuertem Walzen und beschleunigtem Abkühlen, die im Stand der Technik bekannt sind, steuert. Um die Wirkung der vorliegenden Erfindung jedoch weiter zu verbessern, ist es erforderlich, die Walz- und Abkühlbedingungen genauer als bei dem herkömmlichen Verfahren zu steuern.
Wiedererwärmungstemperatur: 1000~1250°C
Beim Warmwalzen einer Stahlbramme, welche die oben beschriebenen Komponenten aufweist, ist es erforderlich, die Stahlbramme auf eine vorbestimmte Temperatur zu erwärmen. Um das Ziel der vorliegenden Erfindung zu erreichen, ist es erforderlich zuzulassen, dass B nach dem Warmwalzen in einem Atomzustand in einer Stahlplatte vorliegt. Dazu ist es erforderlich zu verhindern, dass BN in der Stahlplatte während des Abkühlens nach dem Walzen ausgeschieden wird, und zwar derart, dass ein Gehalt an Mischkristall N in der Stahlplatte reduziert wird, indem B in einem Mischkristallzustand gehalten wird, während gleichzeitig zugelassen wird, dass N als TiN darin ausgeschieden wird. Um diese Wirkung sicherzustellen, wird die Stahlbramme auf 1000°C oder höher erwärmt, wodurch bewirkt wird, dass BN, das während der Verfestigung von Stahlschmelze gebildet wurde, gelöst wird und als Mischkristall in dem Stahl vorliegt. Wenn dabei die Stahlbramme auf eine Temperatur von 1250°C oder höher erwärmt wird, werden TiN-Ausscheidungen in dem Stahl gelöst, wodurch ermöglicht wird, dass eine große Menge an Mischkristall N in dem Stahl enthalten ist.
Es ist also erforderlich, die Wiederwärmungstemperatur der Bramme auf 1000 ≤ T_{Wiedererwärmung} ≤ 1250°C zu steuern.
Walzendtemperatur: Ar₃ ~ Austenitrekristallisationstemperatur
Eine Walzendtemperatur ist eine von wesentlichen Komponenten zum Erreichen des Ziels der Erfindung. Wenn das Endwalzen bei einer Ferritumwandlungstemperatur von Ar₃ oder darunter ausgeführt wird, wird polygonaler Ferrit gebildet, wodurch es schwierig wird, einen Anteil an polygonalem Ferrit auf 10% oder weniger zu halten, was der Bedingung der vorliegenden Erfindung genügt. Es ist also erforderlich, das Endwalzen bei einer Temperatur von Ar₃ oder höher auszuführen. Wenn das Endwalzen bei einer signifikant hohen Temperatur über der Austenitrekristallisationstemperatur ausgeführt wird, kann ein Anteil an Martensit auf 10% oder höher zunehmen, und Rekristallisationskörner können vergröbert werden, wodurch nicht nur die Zähigkeit der Stahlplatte verschlechtert, sondern auch die Härtbarkeit in dem Oberflächenbereich der Stahlplatte erheblich erhöht wird. Es wird also bevorzugt, eine Obergrenze der Walzendtemperatur mit der Austenitrekristallisationstemperatur oder niedriger vorzugeben.
Als solche ist die Walzendtemperatur bevorzugt im Bereich von Ar₃ ≤ T_Endwalzen ≤ Austenitrekristallisationstemperatur.
Reduktionsrate zum Endwalzen: 30% oder mehr
Um beim Endwalzen eine ausreichende Austenitkornverfeinerungswirkung zu erhalten, ist die Reduktionsrate zum Endwalzen bevorzugt 30% oder höher, stärker bevorzugt 45% oder höher. Wenn die Reduktionsrate während des Endwalzens niedriger als 30% ist, ist die Wirkung der Austenitkornverfeinerung nicht zufriedenstellend, was die Zähigkeit der Stahlplatte reduziert, während gleichzeitig die Festigkeit der Stahlplatte ungenügend gesteigert wird.
Anfängliche Abkühltemperatur: Ar₃ oder höher
Obwohl das Endwalzen bei einer Temperatur von Ar₃ oder höher beendet wird, wird dann, wenn die Wasserkühlung nicht bei der Temperatur von Ar₃ oder höher begonnen wird, während Luftkühlung grober polygonaler Ferrit in der Stahlplatte gebildet. In diesem Fall wird das Gefüge der Stahlplatte, die bei der vorliegenden Erfindung gebildet werden soll, nicht erhalten, und die Festigkeit und Zähigkeit der Stahlplatte werden ebenfalls verschlechtert. Um das Ziel der vorliegenden Erfindung zu erreichen, ist es also erforderlich, mit dem Abkühlvorgang zu beginnen, bevor die Temperatur der Stahlplatte eine Ferritbildungstemperatur, d. h. Ar₃, erreicht.
Abkühlrate: 1,5°C/s oder höher
Wenn beschleunigtes Abkühlen nach einem typischen Verfahren ausgeführt wird, kann das Ziel der vorliegenden Erfindung erreicht werden, wenn die Stahlplatte die oben beschriebene Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung hat. Wenn die Abkühlrate der Stahlplatte jedoch sehr langsam ist, beispielsweise wenn die Stahlplatte nach dem Walzen an Luft abgekühlt wird, wird eine große Menge an polygonalem Ferrit innerhalb des gesamten Bereichs der Stahlplatte gebildet, so dass das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wird. Um das Ziel der vorliegenden Erfindung effektiv zu erreichen, ist es also erforderlich, das Abkühlen der Stahlplatte derart auszuführen, dass unterdrückt wird, dass der polygonale Ferrit in dem Zentralbereich der Dicke der Stahlplatte gebildet wird.
Dazu muss die Abkühlrate in dem Zentralbereich der Stahlplatte 1,5°C/s oder höher sein.
Abkühlendtemperatur: 350~550°C
Wenn das Abkühlen der Stahlplatte bei einer Temperatur von 550°C oder höher beendet wird, ist es wahrscheinlich, dass der polygonale Ferrit in dem Zentralbereich der Dicke gebildet wird und die Bildung von Nadelferrit, der gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet werden soll, stört. Wenn außerdem das Abkühlen der Stahlplatte bei einer Temperatur von weniger als 350° gestoppt wird, erhöht sich ein Anteil an Niedrigtemperaturgefügen wie etwa Bainit oder Martensit. Die Niedrigtemperaturgefüge wie etwa Bainit oder Martensit bewirken ein sogenanntes kontinuierliches Strecken, wobei sich keine Streckgrenze in der Spannungs-Dehnungs-Kurve eines Materials zeigt, so dass mit Zunahme des Anteil der Niedrigtemperaturgefüge auf einen vorbestimmten Wert die Streckgrenze sinkt.
Im Fall einer dicken Stahlplatte, bei der es schwierig ist, ein Niedrigtemperaturgefüge über die gesamte Dicke der Stahlplatte wie bei der vorliegenden Erfindung zu haben, kann die Streckgrenze effektiv verbessert werden, indem verhindert wird, dass der Anteil der Niedrigtemperaturgefüge zunimmt. In dieser Hinsicht ist die Abkühlendtemperatur bevorzugt im Bereich von 350~550°C.
Ausführung der Erfindung
Beispiel 1
Zur Bestätigung von Eigenschaften von nach der vorliegenden Erfindung produzierten Stahlplatten wurde, nachdem jede der Stahlbrammen mit Zusammensetzungen entsprechend der nachstehenden Tabelle 1 einem Anlasswalzen unterzogen worden war, Warmwalzen mit einer akkumulierten Reduktionsrate von 40% oder mehr bei einer Temperatur zwischen der Nichtrekristallisationstemperatur und Ar3, bezogen auf die jeweiligen Zusammensetzungen, ausgeführt, wobei die Stahlplatten eine Dicke von 50 mm oder 100 mm hatten. Nach dem Walzen wurde mit dem Abkühlen der Stahlplatte bei einer Temperatur von Ar₃ + 10°C oder höher begonnen, während gleichzeitig eine Abkühlrate auf 3°C/s in einem Zentralbereich jeder Stahlplatte gesteuert wurde. Tabelle 1

IS: erfinderischer Stahl, CS: Vergleichsstahl
In Tabelle 1 ist der Gehalt an den jeweiligen Elementen in Gew.-% angeführt, und obwohl dies in Tabelle 1 nicht gezeigt ist, wird den Stahlbrammen lösl. Al in einer Menge zugegeben, die dem Gehalt (0,005~0,055 Gew.-%) nach der vorliegenden Erfindung genügt.
Unter den oben beschriebenen Bedingungen wurden Stahlplatten mit einer Dicke von 50 mm oder 100 mm produziert. Feingefüge und Härtedifferenzen wurden nur für die Stahlplatten mit einer Dicke von 100 mm gemessen. Mechanische Eigenschaften wurden für die Stahlplatten mit einer Dicke von 100 mm oder 50 mm unter Verwendung von aus Zentralbereichen der jeweiligen Stahlplatten geschnittenen Proben gemessen (bei jeder Probe war die Mitte der Probe mit der Mitte der Stahlplatte in der Dickenrichtung koaxial). Außerdem wurde die Schlagzähigkeit an einer Schmelzlinie eines Schweißteils gemessen, wo während des Schweißens eine Wärmezufuhr von 300 kJ/cm erfolgte. Ergebnisse dieser Tests sind in Tabelle 2 gezeigt.
In Tabelle 2 steht VF für einen Anteil an polygonalem Ferrit, der mit dem Punktzählverfahren für 0,01 mm² eines Zentralbereichs jeder Stahlplatte in der Dickenrichtung gemessen wurde (d. h., wenn t eine Gesamtdicke der Stahlplatte bezeichnet, bezieht sich der Zentralbereich auf den Bereich von t/4~3t/4 ausgehend von der Oberfläche der Stahlplatte), und VM steht für einen Anteil an Martensit, der in dem Bereich von einer Tiefe von 2 mm unter der Oberfläche bis zu t/4 der Dicke mit dem gleichen Verfahren wie im Fall von VF gemessen wurde. Eine Härtedifferenz ist eine Differenz zwischen der Maximalhärte und der Minimalhärte für die Vickershärte, die in dem gesamten Bereich mit Ausnahme der Tiefe von 2 mm unter der Oberfläche der Stahlplatte und eines Entmischungsteils in dem Zentralbereich der Dicke gemessen wurden. DBTT einer Matrix und des Schweißteils ist eine Dehnbarkeit-Sprödigkeit-Übergangstemperatur, die in Intervallen von 20°C von Raumtemperatur (20°C) bis zu –140°C mit einem Charpy Kerbschlagest gemessen wurde, und zeigte einen Wert von 200 J. Tabelle 2

IS: erfinderischer Stahl, CS: Vergleichsstahl
In Tabelle 2 haben die nach der vorliegenden Erfindung produzierten Stahlplatten den polygonalen Ferrit, dessen Gehalt in dem Zentralbereich jeder Stahlplatte mit einer Dicke von 100 mm auf 10% oder weniger unterdrückt ist, und den Martensit, dessen Gehalt an dem Oberflächenbereich auf 10% oder weniger unterdrückt ist, so dass die Härtedifferenz in der Dickenrichtung auf 50 Hv oder weniger gesteuert ist. Außerdem hat bei den Stahlplatten mit einer Dicke von 50 mm oder 100 mm der Zentralbereich jeder Stahlplatte eine Streckgrenze von 399 MPa oder höher, eine Zugfestigkeit von 536 MPa oder höher und eine DBTT von –52°C oder weniger. Aus den in Tabelle 2 gezeigten Ergebnissen ist ersichtlich, dass das Ziel der vorliegenden Erfindung erreicht wird. Bei einem Ergebnis der Messung der Zähigkeit des Schweißteils zeigen dabei Phasen der mit der vorliegenden Erfindung produzierten Stahlplatten eine ausgezeichnete Schlagzähigkeit von 132 J oder mehr bei –20°C und eine ausgezeichnete DBTT von –35 oder weniger.
Dagegen sind bei dem Vergleichsstahl 1, der eine Zusammensetzung nach einer in dem KR-Patent Nr. 10-0266378 B1 beschriebenen Erfindung aufweist, Anteile an Gefügen und eine Härteänderung in der Dickenrichtung denen der vorliegenden Erfindung ähnlich. Bei Anwendung bei einer Stahlplatte mit einer Dicke von 100 mm sind jedoch die Festigkeit des Zentralbereichs und die Schweißbarkeit des Schweißteils aufgrund ihres zu niedrigen C-Gehalts ebenfalls erheblich verringert.
Bei dem Vergleichsstahl 2, der einen zu hohen C-Gehalt hat, ist die Festigkeit signifikant hoch, die Härtedifferenz ist jedoch 50 Hv oder mehr aufgrund eines erhöhten Anteils an Martensit und einer erhöhten Mischkristallverfestigungswirkung von C in dem Oberflächenbereich. Insbesondere ist die DBTT der Matrix über –50°C, und die Zähigkeit des Schweißteils erreicht das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht.
Bei dem Vergleichsstahl 3, der einen Si-Gehalt über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung hat, erreichen die Festigkeit und die Härtedifferenz das Ziel der vorliegenden Erfindung, die Zähigkeit des Schweißteils und der Matrix ist jedoch signifikant gering.
Bei dem Vergleichsstahl 4, der einen Mn-Gehalt unter der Untergrenze der vorliegenden Erfindung hat, erreichen die Anteile an Gefügen und die Härteänderungen in der Dickenrichtung bei der Stahlplatte mit einer Dicke von 100 mm das Ziel der vorliegenden Erfindung wegen niedriger Härtbarkeit nicht. Dagegen ist bei dem Vergleichsstahl 5, der einen Mn-Gehalt über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung hat, die Schlagzähigkeit der Matrix und des Schweißteils aufgrund niedriger Härtbarkeit signifikant gering, so dass das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wird.
Bei dem Vergleichsstahl 6, der einen P-Gehalt über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung hat, ist die Schlagzähigkeit der Matrix und des Schweißteils signifikant gering, so dass das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wird.
Bei dem Vergleichsstahl 7, der kein B enthält, ist der Anteil an polygonalem Ferrit in dem Zentralbereich der Dicke 10% oder mehr, was ein höherer Wert als der der vorliegenden Erfindung ist, und resultiert in einer Verschlechterung der Festigkeit in dem Zentralbereich der Dicke bei den Stahlplatten mit einer Dicke von 100 mm, so dass das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wird. Dagegen ist bei dem Vergleichsstahl 8, der zu viel B enthält, die Wirkung von B aufgrund der Ausscheidung von Bornitrid und dergleichen geschwächt, was eine Härtedifferenz von 50 Hv oder mehr bewirkt, während gleichzeitig die Festigkeit und Zähigkeit des Zentralbereichs der Dicke bei den Stahlplatten mit einer Dicke von 100 mm in einem Maß verschlechtert wird, durch welches das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wird.
Bei dem Vergleichsstahl 9, der kein Ti enthält, und bei dem Vergleichsstahl 10, der ein Ti/N-Verhältnis von 2 oder weniger hat, wird BN gebildet, da der Gehalt an Mischkristall N nicht ausreichend verringert wird. Der Anteil an polygonalem Ferrit ist also 10% oder mehr, und die Härtedifferenz ist 50 Hv oder mehr in dem Zentralbereich der Dicke. Außerdem erreicht die Zugfestigkeit des Zentralbereichs das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht.
Bei dem Vergleichsstahl 11, der kein Nb enthält, ist der die Härtbarkeit verbessernde Effekt von B nicht realisiert, wodurch bewirkt wird, dass der Anteil an polygonalem Ferrit in dem Zentralbereich der Dicke 10% überschreitet, während sich gleichzeitig die Härtedifferenz von 50 Hv oder mehr zeigt. Außerdem erreicht die Festigkeit des Zentralbereichs der Dicke bei den Stahlplatten mit einer Dicke von 100 mm das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht.
Die Vergleichsstähle 12 und 13 haben die Zusammensetzungen der vorliegenden Erfindung und einen anderen CP als die vorliegende Erfindung. Bei dem Vergleichsstahl 12, der einen CP unter der Untergrenze der vorliegenden Erfindung hat, überschreitet der Anteil an polygonalem Ferrit in dem Zentralbereich der Dicke 10%, und die Härtedifferenz darin überschreitet 50 Hv. Außerdem erreicht die Festigkeit des Zentralbereichs der Dicke bei den Stahlplatten mit einer Dicke von 100 mm und 50 mm das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht. Bei dem Vergleichsstahl 13, der einen CP über der Obergrenze der vorliegenden Erfindung hat, überschreitet der Anteil an Martensit in dem Oberflächenbereich 10%, und die Härtedifferenz darin überschreitet 50 Hv. Außerdem ist bei dem Vergleichsstahl 13 die Schlagzähigkeit der Matrix und des Schweißteils aufgrund der zu großen Zunahme an Festigkeit signifikant niedriger, so dass das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wird.
Angesichts der oben beschriebenen Ergebnisse kann bestätigt werden, dass die Stahlplatte nach der vorliegenden Erfindung vorteilhafte Wirkungen hat.
Beispiel 2
Nach dem Anlasswalzen von Stahlbrammen mit Zusammensetzungen der erfinderischen Stähle 1 bis 11 entsprechend der Tabelle 1 wurden das Walzen und Abkühlen unter den in der nachstehenden Tabelle 3 angeführten Bedingungen ausgeführt, wodurch dicke Stahlplatten gebildet wurden, die jeweils eine Dicke von 100 mm hatten. Tabelle 3

IM: erfinderisches Material, CM Vergleichsmaterial, IS: erfinderischer Stahl
In Tabelle 3 bezeichnet Tnr eine Austenitrekristallisationstemperatur, und Ar3 bezeichnet eine anfängliche Umwandlungstemperatur von Austenit zu Ferrit. Außerdem bezeichnen T4 und T5 eine Anfangstemperatur des Endwalzens bzw. eine Endtemperatur des Endwalzens.
Nach Erhalt von Proben aus den Stahlplatten, die unter den Bedingungen von Tabelle 3 auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 produziert wurden, wurden mechanische Eigenschaften der Proben gemessen, wobei die Ergebnisse in Tabelle 4 gezeigt sind. Tabelle 4

IM: erfinderisches Material, CM: Vergleichsmaterial
In Tabelle 4 steht DBTT für eine Dehnbarkeit-Sprödigkeit-Übergangstemperatur.
Bei den erfinderischen Materialen 1 bis 25, die entsprechend Walz- und Abkühlbedingungen der vorliegenden Erfindung gemäß der vorstehenden Beschreibung produziert wurden, ist ein Anteil an polygonalem Ferrit in einem Zentralbereich der Dicke 10% oder weniger, ein Anteil an Martensit in einem Bereich mit Ausnahme von Bereichen, die einer Tiefe von 2 mm unter der Oberfläche der Stahlplatte entsprechen, ist 10% oder weniger, so dass sich eine Härtedifferenz von 50 Hv oder weniger ergibt, womit das Ziel der vorliegenden Erfindung erreicht ist. Außerdem hat der Zentralbereich jeder Stahlplatte eine Streckgrenze von 395 MPa oder höher, eine Zugfestigkeit von 532 MPa oder höher und eine DBTT von –52°C oder weniger, was in einer ausgezeichneten Niedrigtemperaturzähigkeit resultiert.
Bei dem Vergleichsmaterial 1 wurde das Wiedererwärmen bei einer Temperatur ausgeführt, die nicht im Bereich der vorliegenden Erfindung liegt. In diesem Fall liegt eine große Menge an Mischkristall N in dem Material vor und bewirkt einen unzureichenden Härtbarkeitverbesserungseffekt von B, so dass ein zu großer Anteil an polygonalem Ferrit in dem Zentralbereich der Dicke gebildet wird und in einer Härtedifferenz über 50 Hv resultiert Außerdem sind sowohl die Streckgrenze als auch die Zugfestigkeit in dem Zentralbereich der Dicke erheblich niedriger als Zielwerte.
Bei dem Vergleichsmaterial 2 wurde das Wiedererwärmen bei einer Temperatur ausgeführt, die sehr viel höher als die der vorliegenden Erfindung war. Obwohl in diesem Fall die Härtedifferenz und die Festigkeit das Ziel der vorliegenden Erfindung erreichen, sind Austenitkörner übermäßig vergröbert, wodurch sich eine zu hohe DBTT in dem Zentralbereich der Dicke ergibt, so dass das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreicht wird.
Bei dem Vergleichsmaterial 3 wurde das Endwalzen bei einer Temperatur der Austenitrekristallisationstemperatur oder höher ausgeführt. In diesem Fall wird eine große Menge an Martensit in dem Oberflächenbereich gebildet und bewirkt, dass die Härtbarkeit des Oberflächenbereichs zu stark erhöht wird, wodurch sich eine große Härtedifferenz ergibt. Außerdem ist aufgrund von im Wesentlichen Nicht-Kornverfeinerung, die durch das Walzen bewirkt wird, die DBTT –32°C, was erheblich niedriger als die der erfinderischen Materialien ist.
Bei dem Vergleichsmaterial 5 wurde das Endwalzen bei einer Temperatur von Ar3 oder niedriger ausgeführt, was die Ferritumwandlung bewirkte. Dadurch wird eine große Menge an polygonalem Ferrit in dem Oberflächenbereich und dem Zentralbereich gebildet, wodurch sich eine Härtedifferenz von mehr als 50 Hv, eine Zugfestigkeit von 486 MPa in dem Zentralbereich der Dicke und eine DBTT von –39°C ergibt, die niedriger als diejenigen der erfinderischen Materialien sind.
Bei dem Vergleichsmaterial 6 wurde das Endwalzen bei einer Temperatur von Ar₃ oder höher ausgeführt, und das Abkühlen wurde bei einer Temperatur von Ar₃ oder niedriger ausgeführt. Dadurch überschreitet ein Anteil an polygonalem Ferrit 10% in dem Gesamtbereich des Materials wie bei dem Vergleichsmaterial 5 und resultiert in geringer Festigkeit.
Bei dem Vergleichsmaterial 4 wurde das Endwalzen mit einer Reduktionsrate von 20% ausgeführt, was niedriger als die der erfinderischen Materialien ist und einen unzureichenden Kornverfeinerungseffekt bewirkt, während gleichzeitig die Niedrigtemperaturzähigkeit verschlechtert wird. Dadurch hat es eine DBTT von –33°C und eine Streckgrenze von 387 MPa, was niedriger als die der erfinderischen Materialien ist.
Bei dem Vergleichsmaterial 7 wurde das Walzen unter den Bedingungen nach der vorliegenden Erfindung ausgeführt, mit der Ausnahme, dass das Abkühlen mit einer Rate nahe Luftkühlung erfolgte. Der Anteil an polygonalem Ferrit überschreitet wie in dem Vergleichsbeispiel 5 10% über den gesamten Dickenbereich des Materials aufgrund der langsamen Abkühlrate, wodurch sich im Vergleich mit dem erfinderischen Material unzureichende Festigkeits- und DBTT-Eigenschaften zeigen.
Bei dem Vergleichsmaterial 8 wurde die Endabkühlung zwar bei einer Temperatur von Ar3 oder höher ausgeführt, das Abkühlen erfolgte jedoch bei einer Temperatur von 279°C, was niedriger als die Abkühlendtemperatur der vorliegenden Erfindung ist. Dadurch wird eine zu große Menge an Niedrigtemperaturgefüge, beispielsweise ein Anteil an Martensit von mehr als 10%, in dem Zentralbereich der Dicke gebildet und bewirkt, dass beim Zugversuch kontinuierliches Strecken auftritt, wodurch die Streckgrenze herabgesetzt wird.
Bei dem Vergleichsmaterial 9 wurde das Abkühlen bei einer Temperatur von 626°C beendet, was höher ist als die Temperatur der vorliegenden Erfindung. In diesem Fall trat die Umwandlung von polygonalem Ferrit in dem Material übermäßig auf, wodurch sich eine Härtedifferenz von mehr als 50 Hv ergab, während sich gleichzeitig die Streckgrenze in dem Zentralbereich der Dicke verschlechterte. Aus diesen Ergebnissen ist ersichtlich, dass die mechanischen Eigenschaften des Vergleichsmaterials 9 das Ziel der vorliegenden Erfindung nicht erreichen.
Mit den oben beschriebenen Beispielen konnte bestätigt werden, dass das Ziel der vorliegenden Erfindung erreicht wurde, indem die Zusammensetzung und das Mikrogefüge nach der vorliegenden Erfindung gesteuert wurden und im Wesentlichen indem gesteuerte Walz- und Abkühlbedingungen einer typischen dicken Stahlplatte angewandt wurden. Dabei konnte ferner bestätigt werden, dass dann, wenn den Bedingungen der vorliegenden Erfindung, d. h. den von den die Stahlplatte bildenden Zusammensetzungen bestimmten Produktionsbedingungen einer Stahlplatte, genügt wurde, die dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion verbesserte Mikrogefüge und eine verbesserte Härtedifferenz durch die Dicke sowie verbesserte Festigkeit und Zähigkeit des Zentralbereichs hatte.
Obwohl die bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung zur Erläuterung beschrieben sind, versteht es sich für den Fachmann, dass verschiedene Modifikationen, Ergänzungen und Substitutionen möglich sind, ohne vom Umfang der in den beigefügten Patentansprüchen beschriebenen Erfindung abzuweichen.

Claims

Dicke Stahlplatte, die ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich ihrer Dicke hat und geringe Eigenschaftsänderungen durch die Dicke zeigt, wobei die Stahlplatte Folgendes aufweist: 0,05~0,10% C; 0,10~0,5% Si; 1,3~1,7% Mn; 0,0005~0,0025% B; 0,005~0,03% Ti; 0,010% oder weniger N; 0,005~0,03% Nb; 0,005~0,055% lösl. Al; Rest Fe und weitere unvermeidbare Verunreinigungen, ausgedrückt als Gew.-%, wobei ein Gehaltverhältnis von Ti/N 2,0 oder größer ist und ein durch Ausdruck (1) repräsentierter Zusammensetzungsparameter (CP) im Bereich von 40~50 ist. CP = 165 × %C + 6,8 × %Si + 10,2 × %Mn + 80,6 × %Nb + 9,5 × %Cu + 3,5 × %Ni + 12,5 × %Cr + 14,4 × %Mo (1)
Dicke Stahlplatte nach Anspruch 1, die ferner Folgendes aufweist: mindestens eine Komponente, die aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus: 0,5% oder weniger Cu; 0,5% oder weniger Ni; 0,15% oder weniger Cr; und 0,15% oder weniger Mo, ausgedrückt als Gew.-%.
Dicke Stahlplatte nach Anspruch 1, wobei von den unvermeidbaren Verunreinigungen Gehalte an P und S auf 0,012% oder weniger bzw. 0,005% oder weniger, ausgedrückt als Gew.-%, gesteuert werden,.
Dicke Stahlplatte nach Anspruch 3, wobei die Gehalte an P und S auf 0,010% oder weniger bzw. 0,003% oder weniger, ausgedrückt als Gew.-%, gesteuert werden.
Dicke Stahlplatte nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei ein Anteil an polygonalem Ferrit 10% oder weniger in dem Zentralbereich (im Bereich von t/4 bis 3t/4, wobei t eine Gesamtdicke der Stahlplatte bezeichnet) der Dicke ist, und ein Anteil an Martensit 10% oder weniger in einem Oberflächenbereich der Stahlplatte ist (im Bereich von einer Tiefe von 1 mm unter der Oberfläche bis t/4, wobei die entgegengesetzte Seite gleich ist).
Dicke Stahlplatte nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Stahlplatte eine Härteänderung von 50 Hv oder weniger durch die Dicke hat.
Dicke Stahlplatte nach einem der Anspruch 6, wobei die Stahlplatte eine Dicke von 50~100 mm hat.
Verfahren zum Produzieren einer Stahlplatte, die ausgezeichnete Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich ihrer Dicke hat und geringe Eigenschaftsänderung durch die Dicke zeigt, wobei das Verfahren die folgenden Schritte aufweist: Endwalzen einer Stahlbramme mit einer Reduktionsrate von 30% oder mehr bei einer Temperatur von Ar₃ ~ einer Austenitrekristallisationstemperatur nach Wiedererwärmen der Stahlbramme auf eine Temperatur von 1000~1250°C, wobei die Stahlbramme aufweist: 0,05~0,10% C; 0,10~0,5% Si; 1,3~1,7% Mn; 0,0005~0,0025% B; 0,005~0,03% Ti; 0,010% oder weniger N; 0,005~0,03% Nb; 0,005~0,055% lösl. Al; Rest Fe und weitere unvermeidbare Verunreinigungen, ausgedrückt als Gew.-%, wobei ein Gehaltverhältnis von Ti/N 2,0 oder größer ist und ein durch Ausdruck (2) repräsentierter Zusammensetzungsparameter (CP) im Bereich von 40~50 ist; und Abkühlen der warmgewalzten Stahlplatte, indem mit dem Abkühlen mit einer Rate von 1,5°C/s oder höher im Hinblick auf einen Zentralbereich der Stahlplatte bei einer Temperatur von Ar₃ oder höher begonnen wird und das Abkühlen bei einer Temperatur von 350~550°C beendet wird. CP = 165 × %C + 6,8 × %Si + 10,2 × %Mn + 80,6 × %Nb + 9,5 × %Cu + 3,5 × %Ni + 12,5 × %Cr + 14,4 × %Mo (2)
Verfahren nach Anspruch 8, wobei die Strahlbramme ferner mindestens eine Komponente aufweist, die aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus: 0,5% oder weniger Cu; 0,5% oder weniger Ni; 0,15% oder weniger Cr; und 0,15% oder weniger Mo, ausgedrückt als Gew.-%.
Verfahren nach Anspruch 8, wobei von den unvermeidbaren Verunreinigungen Gehalte an P und S auf 0,012% oder weniger bzw. 0,005% oder weniger, ausgedrückt als Gew.-%, gesteuert werden,.
Verfahren nach Anspruch 10, wobei die Gehalte an P und S auf 0,010% oder weniger bzw. 0,003% oder weniger, ausgedrückt als Gew.-%, gesteuert werden.
Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 11, wobei die Stahlplatte eine Dicke von 50~100 mm hat.