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Gebiet der Erfindung
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Diese
Erfindung betrifft extrem hochfeste, schweißbare, niedriglegierte Stahlbleche
mit ausgezeichneter Tieftemperatur-Zähigkeit sowohl im Basisblech
als auch in der Wärmeeinflußzone ("hegt affected zone", HAZ), wenn sie
geschweißt
werden. Außerdem
betrifft diese Erfindung ein Verfahren zur Herstellung solcher Stahlbleche.
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Hintergrund der Erfindung
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Verschiedene
Begriffe werden in der folgenden Beschreibung definiert. Der Einfachheit
halber wird ein Glossar der Begriffe direkt vor den Patentansprüchen bereitgestellt.
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Es
besteht häufig
ein Bedarf, flüchtige
Flüssigkeiten
unter Druck bei tiefen Temperaturen, d.h. bei Temperaturen von weniger
als ca. –40°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°C (–190°F) bis ca. –62°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.
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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.
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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°C (–150°F), –155°C (–250°F) bzw. –175°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.
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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°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).
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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.
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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°C (–100°F), sowohl
im Basisblech als auch in der HAZ besitzt, zur Verwendung in kommerziellen
Tieftemperatur-Anwendungen.
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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°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.
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Zusammenfassung der Erfindung
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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°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.
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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°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.
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Beschreibung der Abbildungen
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Die
Vorteile der vorliegenden Erfindung werden unter Bezugnahme auf
die folgende ausführliche
Beschreibung und die anliegenden Abbildungen besser verständlich,
worin gilt:
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1 ist
ein Diagramm der kontinuierlichen Abkühlungsumwandlung ("continuous cooling
transformation",
CCT), das zeigt, wie das Austenitalternde ("ausaging") Verfahren der vorliegenden Erfindung
eine Mikrolaminat-Mikrostruktur im erfindungsgemäßen Stahl erzeugt;
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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;
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2B ist
eine schematische Darstellung, die einen kurvigen Bruchverlauf aufgrund
der Gegenwart der Austenit-Phase in der Mikrolaminat-Mikrostruktur in
einem erfindungsgemäßen Stahl
zeigt;
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3A ist
eine schematische Darstellung der Austenit-Korngrenze in einer Stahlplatte
nach dem Wiedererwärmen
gemäß der vorliegenden
Erfindung;
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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
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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.
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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.
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Ausführliche Beschreibung der Erfindung
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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 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 μm.
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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
Stahl 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 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°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.
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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.
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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°C pro Sekunde
bis ca. 40°C pro
Sekunde (18°F/s
bis 72°F/s)
auf eine Abschreck-Stopptemperatur (QST) unterhalb etwa der MS-Umwandlungstemperatur plus 100°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°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).
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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.
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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
Legierungselement | Bereich
(Gew.-%) |
Kohlenstoff
(C) | 0,04-0,12,
besonders |
| bevorzugt
0,04-0,07 |
Mangan
(Mn) | 0,5-2,5,
bsonders |
| bevorzugt
1,0-1,8 |
Nickel
(Ni) | 1,0-3,0,
besonders |
| bevorzugt
1,5-2,5 |
Kupfer
(Cu) | 0,1-1,0,
besonders |
| bevorzugt
0,2-0,5 |
Molybdän (Mo) | 0,1-0,8,
besonders |
| bevorzugt
0,2-0,4 |
Niob
(Nb) | 0,02-0,1,
besonders |
| bevorzugt
0,02-0,05 |
Titan
(Ti) | 0,008-0,03,
besonders |
| bevorzugt
0,01-0,02 |
Aluminium
(Al) | 0,001-0,05,
besonders |
| bevorzugt
0,005-0,03 |
Stickstoff
(N) | 0,002-0,005,
besonders |
| bevorzugt
0,002-0,003 |
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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.-%.
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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.-%.
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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°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.
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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.-%.
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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.-%.
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Verarbeitung der Stahlplatte
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(1) Absenkung der DBTT
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Das
Erreichen einer niedrigen DBTT, z.B. geringer als ca. –73°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.
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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° 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.
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Der
Beitrag der TMCP zur Gesamtgrenzfläche der Großwinkel-Grenzen pro Einheitsvolumen,
Sν, wird durch
die folgende Gleichung definiert:
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.
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Es
ist wohlbekannt auf diesem Gebiet, daß die DBTT abnimmt, wenn das
Sν 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 Sν 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 3A wird
eine relativ niedrige Wiedererwärmungstemperatur,
bevorzugt zwischen ca. 955 und ca. 1065°C (1750°F-1950°F) verwendet, um anfänglich eine
mittlere Austenit-Korngröße D' von weniger als
ca. 120 μm
in der wiedererwärmten
Stahlplatte 32' 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°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 3B liefert dieses erfindungsgemäße Verarbeiten
eine mittlere Vor-Austenit-Korngröße D'' (d.h. d) von weniger als ca. 30 μm, bevorzugt
weniger als ca. 20 μm
und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 10 μm in der Stahlplatte 32'' 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 3C führt die erfindungsgemäße TMCP
zur Bildung einer gestreckten Pfannkuchenstruktur in Austenit in
einem fertiggewalzten Stahlblech 32''' mit sehr feiner
effektiver Korngröße D''' in
Richtung durch die Dicke, z.B. einer effektiven Korngröße D''' von
weniger als ca. 10 μm,
bevorzugt weniger als ca. 8 μm
und noch mehr bevorzugt weniger als ca. 5 μm, wodurch die Grenzfläche der
Großwinkelgrenzen
erhöht
wird, z.B. 33 je Einheitsvolumen in Stahlblech 32''',
wie für
den Fachmann selbstverständlich
ist.
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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°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°C pro Sekunde
bis ca. 40°C
pro Sekunde (18°F/s-72°F/s) auf
eine geeignete QST unterhalb etwa der MS-Umwandlungstemperatur plus
100°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 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 1 veranschaulicht
wird. In noch einer anderen Ausführungsform,
wie durch die strichpunktierte Linie 11 der 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°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°C (662°F), und daher
ist die MS-Umwandlungstemperatur plus 100°C (180°F) ca. 450°C (842°F).
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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.
-
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.
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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.
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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 plaziert, 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.
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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.
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Die
so beschriebene TMCP-Praxis führt
zu einem hohen Wert für
Sν. Wieder
bezugnehmend auf 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 2B veranschaulicht
wird, kann mit der herkömmlichen
Bainit/Martensit-Lath-Struktur ohne die Interlath-Austenit-Filmschichten
verglichen werden, sie sie in 2A veranschaulicht
wird. Die in 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 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 2B dargestellt ist das Endergebnis,
das die Beständigkeit
gegen Rißfortschreiten
in der Mikrolaminat-Mikrostruktur deutlich erhöht ist.
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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 Sν und
entsprechend einer Erniedrigung der DBTT.
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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.
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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.
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Als
ein Ergebnis des intrinsischen und Mikrostruktur-Zähmachens,
das aus der besonderen Kombination von Chemie und Verarbeitung für erfindungs gemäße 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°C (–100°F) und können niedriger
als ca. –107°C (–160°F) sein.
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(2) Zugfestigkeit von
mehr als 830 MPa (120 ksi) und Gleichförmigkeit von Mikrostruktur
und Eigenschaften durch die Dicke
-
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.
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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.
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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.
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(3) Überlegene Schweißbarkeit
für Schweißen mit
geringer Energiezufuhr
-
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°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).
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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.
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Rolle der Legierungselemente
in der Stahlplatte
-
Die
Rolle der unterschiedlichen Legierungselemente und die bevorzugten
Grenzen ihrer Konzentrationen für
die vorliegende Erfindung werden nachfolgend angegeben:
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.-%.
-
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.
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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.
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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. Zuviel 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.-%.
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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.
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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-(Al2O3)-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.-%.
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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.
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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 Wasserstoff-induzierte 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.-%.
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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.
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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 ε-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.
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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.
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(4) Bevorzugte Stahlzusammensetzung,
wenn eine Wärmebehandlung
nach dem Schweißen
("Post Weld Heat
Treatment", PWHT)
erforderlich ist.
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Eine
PWHT wird normalerweise bei hohen Temperatur durchgeführt, z.B.
bei mehr als ca. 540°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.
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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°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°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.
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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
Ac1-Umwandlungstemperatur: | Die
Temperatur, an der sich während
des Erwärmens Austenit
zu bilden beginnt; |
Ac3-Umwandlungstemperatur: | Die
Temperatur, an der die Umwandlung von Ferrit zu Austenit während des
Erwärmens
beendet ist; |
Al2O3: | Aluminiumoxid; |
Ar3-Umwandlungstemperatur: | Die
Temperatur, an der sich Austenit während des Abkühlens zur
Ferrit umzuwandeln beginnt; |
BCC: | Kubisch
raumzentriert ("body-centered
cubic"); |
Abkühlgeschwindigkeit: | Abkühlgeschwindigkeit
im Zentrum oder im wesentlichen im Zentrum der Blechdicke; |
CRSS
("critical resolved
shear stress", kritische Schubspannung): | 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; |
Tieftemperatur: | Jede
Temperatur, die kleiner als ca. –40°C (–40°F) ist; |
DBTT
("Ductile to Brittle
Transition Temperature",
Rißhaltetemperatur): | 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; |
FCC: | Kubisch-flächenzentriert
("face-centered
cubic"); |
Korn: | Ein
individueller Kristall in einem polykristallinen Material; |
Korngrenze: | 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; |
HAZ: | Wärmeeinflußzone ("hegt affected zone"); |
HIC: | Wasserstoff-induzierte
Rißbildung
("hydrogen induced
cracking"); |
Großwinkel-Grenze
oder -Grenzfläche: | 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; |
Großwinkel-Korngrenze: | Eine
Korngrenze, die zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische
Orientierungen sich um mehr als ca. 8° unterscheiden; |
HSLA: | Hochfest,
niedriglegiert ("high
strength, low alloy"); |
Interkritisch
wiedererwärmt: | Erwärmt (oder
wiedererwärmt)
auf eine Temperatur von etwa der Ac1-Umwandlungstemperatur
bis etwa zur Ac3-Umwandlungstemperatur; |
Niedriglegierter
Stahl: | Ein
Stahl, der Eisen und weniger als ca. 10 Gew.-% Gesamtlegierungszusätze enthält; |
Kleinwinkel-Korngrenze: | Eine
Korngrenze, die zwei benachbarte Körner trennt, deren kristallographische
Orientierungen sich um weniger als ca. 8° unterscheiden; |
Schweißen mit
geringer Energiezufuhr: | Schweißen mit
einer Lichtbogenenergie von bis zu ca. 2,5 kJ/mm (7,6 kJ/Zoll); |
MA: | Martensit-Austenit; |
MS-Umwandlungstemperatur: | Die
Temperatur, an der die Umwandlung von Austenit zu Martensit während des
Abkühlens
beginnt; |
Hauptsächlich: | Wie
hier in der vorliegenden Erfindung beschrieben, meint es wenigstens
ca. 50 Vol.-%; |
Vor-Austenit-Korngröße: | Mittlere
Austenit-Korngröße in einem
warmgewalzten Stahlblech vor dem Walzen im Temperaturbereich, in dem
Austenit nicht rekristallisiert; |
Abschrecken: | 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; |
Abschreck-Stopptemperatur
("Quench Stop Temperature", QST): | 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; |
Platte: | Ein
Stück Stahl
mit beliebigen Abmessungen; |
Sν: | Gesamtgrenzfläche der
Großwinkel-Grenzen
je Einheitsvolumen im Stahlblech; |
Zugfestigkeit: | Im
Zugversuch das Verhältnis
von maximaler Belastung zur ursprünglichen Querschnittsfläche; |
TiC: | Titancarbid; |
TiN: | Titannitrid; |
Tnr-Temperatur: | Die
Temperatur, unterhalb der Austenit nicht rekristallisiert; und |
TMCP: | Thermomechanisch
kontrollierte Walzverarbeitung. |