DE3586698T2

DE3586698T2 - Stahl mit hoher bruchfestigkeit und hoher zaehigkeit.

Info

Publication number: DE3586698T2
Application number: DE8585108543T
Authority: DE
Inventors: Rikio C O Kimitsu Fac Chijiiwa; Masana C O Kimitsu F Imagumbai; Naoomi C O Kimitsu Fact Yamada
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-07-10
Filing date: 1985-07-09
Publication date: 1993-05-06
Anticipated expiration: 2005-07-10
Also published as: EP0168038A2; EP0168038A3; EP0168038B1; CA1234532A; JPS6123715A; US4790885A; JPH0448848B2; DE3586698D1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten, hochzähen Stahlplatten für Schweißkonstruktionen, mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 490 MPa (50 kp/mm²) durch Vergütung (auch: Abschrecken und Tempern) unmittelbar nach dem Walzen.
Es ist bekannt, daß ein Herstellungsverfahren für Stahlplatten mit sofortigem Abschrecken und Tempern einer gewalzten Platte, das im allgemeinen "Verfahren mit direktem Abschrecken und Tempern" genannt wird (im folgenden als "DQT"- Verfahren - direct quenching and tempering - bezeichnet), die Herstellungskosten verringern kann, weil dadurch der Wiedererwärmungsschritt im Herstellungsverfahren eines herkömmlichen vergüteten Stahls weggelassen werden kann. Da mit diesem Verfahren außerdem eine höhere Festigkeit erreichbar ist als bei einem Verfahren, in dem eine gewalzte Platte vor dem Abschrecken wiedererwärmt wird (im folgenden als "QT"-Verfahren bezeichnet), kann dadurch die Menge der Legierungszusätze verringert werden, wodurch die Kosten für Legierungselemente verringert und außerdem die Zähigkeit von Schweißverbindungen sowie die Schweißbarkeit deutlich verbessert werden.
Die Hauptpunkte des in der japanischen Offenlegungsschrift Nr. 153 730/1983 und in der japanischen Offenlegungsschrift Nr. 77 527/1983 offenbarten DQT-Verfahrens sind z. B. die folgenden:
i) Die Zusammensetzungen eines Stahls sind für Schweißkonstruktionen gedacht und werden unter Berücksichtigung der Zähigkeit von Schweißverbindungen und der Kaltrissigkeit in der Schweißzone festgelegt.
ii) Die Ausgangstemperatur beim Abschrecken ist nicht kleiner als Ar&sub3;, und nach dem Walzen werden sowohl die Erholung als auch die Rekristallisation des Walzgefüges bis zum Beginn des Abschreckens beschleunigt und/oder die chemischen Eigenschaften des Stahls werden so begrenzt, daß keine Ausscheidungen gebildet werden, die das obenerwähnte γ-Rekristallisationsverhalten beschränken.
iii) Nach dem Abschrecken wird die Platte getempert, indem sie auf eine Temperatur von nicht mehr als Ac&sub1; wiedererwärmt wird.
Das herkömmliche DQT-Verfahren ist jedoch insofern unzulänglich, als die Tieftemperaturzähigkeit von DQT-Platten schlechter ist als diejenige einer nach dem QT-Verfahren hergestellten Stahlplatte. Das herkömmliche direkte Abschreckverfahren (im folgenden als "DQ"-Verfahren bezeichnet) bezweckt eine Verbesserung der Abschreckhärtbarkeit zur Zeit des direkten Abschreckens (DQ) durch Erholung und Rekristallisation des Walzgefüges. Zu diesem Zweck wird z. B. bei dem in der japanischen Patentschrift Nr. 3011/1983 offenbarten Verfahren ein Walzgut in der Weise warm gewalzt, daß die Gesamtwalzreduktion in einem Temperaturbereich, der nicht tiefer als der Umwandlungspunkt Ar&sub3; liegt, nicht weniger als 50% beträgt und die Stahlplatte auf eine vorher festgelegte Plattendicke fertiggewalzt wird. Dabei müssen jedoch warmgewalzte Platten isotherm gehalten oder 1 bis 15 Minuten lang in einem Temperaturbereich zwischen einer unter dem Umwandlungspunkt AC&sub3; liegenden Temperatur und dem Umwandlungspunkt Ar&sub3; langsam abgekühlt und anschließend abgeschreckt werden.
Da bei einem solchen DQ-Verfahren im isothermen Haltestadium oder im Abkühlungsstadium eine Erholung und Rekristallisation des Walzgefüges erfolgt, entspricht die Korngröße des durch das DQ-Verfahren erzeugten Abschreckmikrogefüges annähernd der unmittelbar vor dem Abschrecken vorhandenen Austenitkorngröße. Da die Austenitkörnung unmittelbar vor dem DQ- Schritt relativ grob ist, ist es kaum möglich, nach Anwendung des DQT-Verfahrens eine hinreichende Tieftemperaturzähigkeit zu erhalten. Andererseits ist mit dem älteren Verfahren für den DQ-Prozeß keine hinreichende Abschreckhärtbarkeit erreichbar, so daß mit diesem Verfahren die angestrebte Festigkeit nach dem DQT-Prozeß nicht erzielt werden kann, da weder eine Erholung noch eine Rekristallisation des Walzgefüges erfolgt.
Die US-A-4 572 748 beschreibt, ähnlich wie die vorher veröffentlichte FR-A-2 536 765, ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Stahlplatten. Die hochfeste Stahlplatte wird aus einem Stahl hergestellt, der im wesentlichen aus 0,04-0,16 Gew.-% C, 0,02-0,50 Gew.-% Si, 0,4-1,2 Gew.-% Mn, 0,2-5,0 Gew.-% Ni, 0,2-1,5 Gew.-% Cr, 0,2-1,0 Gew.-% Mo, 0,01-0,10 Gew.-% säurelöslichem Al, 0,03-0,15 Gew.-% eines oder mehrerer Elemente aus der Gruppe V, Ti und Nb, höchstens 0,015 Gew.-% P, höchstens 0,006 Gew.-% S und im übrigen aus Eisen und den darin enthaltenen Verunreinigungen besteht. Der Stahl wird auf eine Temperatur erhitzt, die oberhalb der Temperatur liegt, bei der die Karbonitride von V und Nb und die Karbide von Ti vollständig in den Mischkristallzustand übergehen, bei einer Temperatur unterhalb 950ºC mit einer Gesamtreduktion von mindestens 40% gewalzt, durch simultane Abkühlung unmittelbar nach Beendigung des Walzvorgangs von einer Temperatur oberhalb (A&sub3;-50)ºC abgeschreckt und bei einer Temperatur unterhalb der Ac&sub1;-Temperatur getempert. Diese US-Patentschrift bezieht sich auf einen bestimmten Stahl der sogenannten "80-100 kp - Qualität", dem zur Erzielung der höheren Festigkeit definitiv eine große Menge teurer Legierungselemente wie z. B. Ni, Cr und Mo zugesetzt werden.
Dementsprechend ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zu schaffen, mit dem im Gegensatz zum herkömmlichen DQT-Verfahren ohne Erholung und/oder Rekristallisation des Walzgefüges ein feinkörniges Abschreckgefüge erzielt wird. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, daß trotz der Anwendung des DQ-Verfahrens die Abschreckhärtbarkeit sich gegenüber dem γ-Walzgefüge nicht verschlechtert.
Um die Aufgabe der Herstellung einer hochfesten, hochzähen Stahlplatte zu lösen, wird erfindungsgemäß ein Verfahren mit den Merkmalen von Anspruch 1 bzw. 3 geschaffen.
Im folgenden wird erläutert, weshalb und wie der Konzentrationsbereich jeder Stahlkomponente, wie oben beschrieben, festgelegt wird.
Da C ein wichtiges Element ist, das die Festigkeit von Stahl kontrolliert, wird es bei weniger als 0,03% C schwierig, die Abschreckhärtbarkeit eines Stahls beizubehalten. Bei Zunahme des C-Gehalts verschlechtern sich andererseits die Kaltrissigkeitseigenschaften, und die Kerbzähigkeit einer Schweißverbindung verringert sich. Folglich wird die Obergrenze des C-Gehalts auf 0,20% festgesetzt.
Elemente wie Si, P, S und Al sind bei dieser Erfindung nicht so wichtig, und unter Berücksichtigung der Werte für die derzeitigen Industrietechnologien zur Herstellung hochfester Stahlplatten für Schweißkonstruktionen, auf welche die Erfindung angewendet werden soll, werden die Gehalte von Si auf 0,01 bis 0,70%, von P auf nicht mehr als 0,025%, von S auf nicht mehr als 0,015% und von Al auf nicht mehr als 0,080% festgelegt.
Mn ist ebenso wichtig wie C, kontrolliert die Härtbarkeit des Stahls und hat gleichzeitig einen starken Einfluß auf den Wert von Ar&sub3;, der wesentlich mit dem erfindungsgemäßen Gefügeaufbau zusammenhängt. Dementsprechend wird bei zu geringem Mn-Gehalt der Wert von Ar&sub3; zu hoch, um die Erholung und Rekristallisation des Walzgefüges zu unterdrücken, die durch das Walzen im Temperaturbereich zwischen (Ar&sub3;+150ºC) und Ar&sub3; entsteht, was zu einer ausgesprochen kurzfristigen Erholung und Rekristallisation des Gefüges führt, das im Zusammenhang mit der Erfindung wesentlich ist. Folglich wird der untere Grenzwert von Mn auf 0.50% festgelegt. Andererseits wird im Hinblick auf die Verbesserung des Kaltrißbildungsverhaltens von Schweißstellen und zur Erleichterung des Stahlschmelzens der obere Grenzwert von Mn auf 1,80% festgelegt.
Durch Zusatz von Ti und Zr verbessert sich die Kerbzähigkeit der Wärmeeinflußzone von Schweißverbindungen auf Grund des im Stahl ausgeschiedenen TiN und ZrN.
Wenn andererseits der Gehalt an Ti und Zr zu hoch ist, entstehen TiC und ZrC, die zu einer schädlichen Härtung der Wärmeeinflußzone einer Schweißverbindung führen und die Kerbzähigkeit vermindern. Die oberen Grenzwerte von Ti bzw. Zr werden daher auf 0,10% festgesetzt.
Nb bewirkt eine erhebliche Verzögerung der Rekristallisation und Erholung des Umformungsgefüges von Austenit, wodurch Nb verwendbar ist, um in einem γ-Korn ein feines Umwandlungsgefüge zustande zu bringen, das für die vorliegende Erfindung charakteristisch ist. Diese Wirkung wird nicht erzielt, wenn der Nb-Gehalt kleiner als 0,005% ist, während sich bei einem Gehalt von mehr als 0,10% die Widerstandsfähigkeit gegen Kaltrißbildung und die Kerbzähigkeit von Schweißverbindungen verringern.
H hängt mit einem wichtigen, für die Erfindung notwendigen Gefügeaufbau zusammen, um durch Walzen mit einer kumulativen Walzreduktion von nicht weniger als 30% bei einer Temperatur zwischen (Ar&sub3;+150ºC) und Ar&sub3; und anschließendes Abschrecken von einer Temperatur von mindestens (Ar&sub3;-30ºC) aus innerhalb einer Zeitspanne, in der im wesentlichen weder eine Erholung noch eine Rekristallisation auftreten, in γ-Körnern ein feines Umwandlungsgefüge zu erzielen. Bei hohem N-Gehalt kann ein solches feines Umwandlungsgefüge in γ-Körnern nicht erzielt werden.
Daher wird der obere Grenzwert von N auf 0,0030% festgesetzt.
B bewirkt eine Erhöhung von DI* sowie der Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls; wird jedoch ein zu großer B-Anteil zugesetzt, dann wird die Umwandlungstemperatur Ar&sub3; zu hoch, und die Wirkung des Walzvorgangs auf die Verfeinerung des Abschreckgefüges, die zu dem wesentlichen, für die Erfindung notwendigen Gefügeaufbau führt, wie er im Fall eines ungenügenden Mn-Gehalts beschrieben wurde, kann nicht erzielt werden. Für den Zusatz von B werden daher der obere Grenzwert auf 0,0030% und der untere Grenzwert auf 0,0003% festgesetzt, da die oben beschriebene Wirkung nicht erzielt wird, wenn der B-Gehalt kleiner als 0,0003% ist.
V und Cr verringern die Entfestigung beim Tempern und bewirken eine hohe Festigkeit, wenn aber zu viel von den Elementen zugesetzt wird, verschlechtern sich die Schweißbarkeit und die Kerbzähigkeit von Schweißverbindungen. Die oberen Grenzwerte von V und Cr sind daher auf 0,20% bzw. 0,50% festgesetzt.
Ni und Cu erhöhen im allgemeinen die Festigkeit von vergütetem Stahl nicht so stark, verbessern aber die Tieftemperaturzähigkeit einer Stahlplatte. Erfindungsgemäß wird diese Wirkung erheblich verstärkt. Dementsprechend wird der Zusatz hoher Ni- und Cu-Anteile bevorzugt. Bei wirtschaftlichen Erwägungen in der Industrie läßt sich jedoch schwer feststellen, ob der Zusatz von mehr als 4% Ni sinnvoll ist. Der Konzentrationsbereich von Ni wird daher bei der vorliegenden Erfindung so festgesetzt, daß er 4,00% nicht übersteigt. Bezüglich Cu wird der obere Grenzwert auf 1% festgesetzt, da ein zu hoher Cu-Anteil leicht zu Warmrißbildung und Oberflächenfehlern an einer Stahlplatte führt.
Ca und REM haben die Funktion, den unerwünschten Einfluß von MnS auf die Schlagzähigkeit zu reduzieren. In beruhigtem Stahl mit niedrigem S-Gehalt kommt der Effekt durch Umwandlung von MnS in CaS oder RES-S zustande, soweit der zugesetzte Anteil auf den optimalen Bereich begrenzt ist. Ist der Anteil jedoch zu hoch, dann bilden sich Oxideinschlüsse in Clusterform, die leicht zu inneren Fehlern in Stahlprodukten führen. Der obere Grenzwert von Ca wird daher auf 0,0080%, der von REM auf 0,030% festgesetzt.
Die Gründe für die Beschränkung des Anteils jeder einzelnen wesentlichen Komponente sind oben dargelegt worden. Um den warmgewalzten Stahl unter Beibehaltung des erwünschten, bei der Erfindung angestrebten Walzgefüges abzuschrecken, sind ferner unbedingt die folgenden Bedingungen zu erfüllen: der Wert von DI* (gemäß Formel (1), siehe Anspruch 1) darf nicht kleiner als 0,60 sein, und die Bramme oder der Block, die (der) bei einer Temperatur zwischen (Ar&sub3;+150ºC) und Ar&sub3; mit einer kumulativen Walzreduktion von nicht weniger als 30% gewalzt wird, ist bei einer Temperatur von nicht weniger als Ar&sub3;-30ºC innerhalb einer Zeitspanne abzuschrecken, in der im wesentlichen weder eine Erholung noch eine Rekristallisation auftritt. Wenn diese beiden Bedingungen nicht erfüllt sind, werden keine ausreichenden Wirkungen erzielt.
Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren läßt sich ein feines Abschreckgefüge erzielen, obwohl das direkte Abschrecken (DQ) in einem Bereich erfolgt, in der weder eine Erholung noch eine Rekristallisation des Warmwalzgefüges auftreten, wobei sich aus den nachstehend beschriebenen Gründen die Abschreckhärtbarkeit des Stahls nicht verschlechtert.
Wenn eine Bramme oder ein Block nach dem Warmwalzen unter Anwendung der gewöhnlichen Industrieproduktionsanlagen nach bekannten Verfahren innerhalb des Rekristallisationsbereichs der Austenitphase direkt abgeschreckt wird, erholt sich das Walzgefüge leicht und rekristallisiert vor Beginn des direkten Abschreckens (DQ). Als Ergebnis erhält man, wie in Fig. 1(a) gezeigt, die Martensitstruktur (d. h. die Abschreckhärtbarkeit ist sichergestellt), jedoch wächst der Martensit nahezu bis zur gleichen Korngröße wie das grobe Austenitkorn. Dadurch verschlechtert sich die Tieftemperaturzähigkeit eines derartigen DQ-Materials, selbst wenn es getempert wird. Wenn zur Verbesserung der Zähigkeit des Stahls nach dem direkten Abschrecken und Tempern (DQT) die Bramme oder der Block in einem nicht rekristallisierenden Bereich des Austenits gewalzt und dann einem direkten Abschrecken (DQ) unterworfen wird, um eine feine Austenitkörnung zu erzielen, bildet sich polygonaler Ferrit vorzugsweise von den Austenitkorngrenzen sowie vom Deformationsband in den Austenitkörnern her. Daher kann keine ausreichende Härtung erreicht werden. Der polygonale Ferrit entsteht bei einer Temperatur, die gewöhnlich über dem geschätzten normalen Ar&sub3;-Wert liegt, durch die natürliche Abkühlung nach dem Walzen.
Als Ergebnis verschiedener Untersuchungen zur Ursache der Ferritkeimbildung bei einer so hohen Temperatur, wie sie in der im Nichtrekristallisationsbereich von Austenit gewalzten Stahlplatte beobachtet wird, haben die Erfinder folgendes festgestellt: in stickstoffarmem Stahl mit einem DI*-Wert (gemäß Formel (1) oder (2), siehe Anspruch 1 bzw. 3) von mindestens 0,60 wird dieser Ferrit (polygonaler Ferrit) nicht gebildet, und wenn der Stahl bei einer Temperatur von nicht weniger als (Ar&sub3;-30ºC) innerhalb einer Zeitspanne abgeschreckt wird, in der das Walzgefüge, das durch Warmwalzen mit einer kumulativen Walzreduktion von nicht weniger als 30% innerhalb des Nichtrekristallisations-Temperaturbereichs von Austenit entstanden ist, im wesentlichen sich weder erholt noch rekristallisiert, d. h. in einer Zeitspanne von 120 Sekunden, vorzugsweise 60 Sekunden und noch besser 30 Sekunden, dann entsteht die in Fig. 1(c) gezeigte Martensitfeinstruktur (im folgenden als "CR-DQ-Struktur" bezeichnet) mit feinverteilten Ferritplatten, die in regelmäßig orientierten Richtungen angeordnet sind, wie in Fig. 1(c) dargestellt, wobei sich die Ferritplatten von dem oben erwähnten polygonalen Ferrit unterscheiden. In diesem Fall ist die Zeitspanne zwischen dem Ende des Walzvorgangs und dem Beginn des Abschreckens im wesentlichen entscheidend für die Entstehung einer derartigen CR-DQ- Struktur. Das heißt, wie in Fig. 1 gezeigt, falls das direkte Abschrecken (DQ) nach Ablauf von 20 Sekunden nach Beendigung des Walzens erfolgt, kann die typische CR-DQ-Struktur (Fig. 1(c)) erzielt werden. Wird jedoch das direkte Abschrecken (DQ) nach Ablauf von 120 Sekunden nach Beendigung des Walzvorgangs ausgeführt, dann wird das Merkmal der entstehenden CR-DQ- Struktur abgeschwächt. In einem weiteren Fall, wo das direkte Abschrecken (DQ) nach Ablauf von 180 Sekunden nach Beendigung des Walzvorgangs ausgeführt wird (Fig. 1(a)), kann keines der charakteristischen Merkmale der CR-DQ-Struktur erzielt werden, d. h. die Martensit-Korngröße entspricht der Größe von rekristallisierten Austenitkörnern. Obwohl die drei DQ-Stahlplattentypen unter Verwendung des gleichen Materials dem gleichen Warmwalzverfahren unterworfen und vom Austenit-Einphasenzustand aus in gleicher Weise abgeschreckt werden, zeigt die Tieftemperaturzähigkeit der drei DQ-Stahlplatten ganz verschiedene Werte. Wird die DQ-Stahlplatte mit CR-DQ-Struktur getempert, dann ist ihre Tieftemperaturzähigkeit besser als in jedem anderen Fall, obwohl ihre Festigkeit annähernd die gleiche ist wie die einer Platte ohne CR-DQ-Struktur.
Die oben beschriebenen und andere Aufgaben, Merkmale und Vorzüge der Erfindung werden nachstehend anhand bevorzugter Ausführungsbeispiele in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen näher erläutert.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Es zeigen:
Fig. 1(a) eine photographische Aufnahme (Vergrößerung 500·) des Mikrogefüges der Stahlplatte Nr. (C - 1) nach dem direkten Abschrecken im Ausführungsbeispiel 1;
Fig. 1(b) die gleiche Aufnahme der Stahlplatte Nr. (C - 2) wie in Fig. 1(a); und
Fig. 1(c) die gleiche Aufnahme der Stahlplatte Nr. (C - 3) wie in Fig. 1(a).

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispiele

Ausführungsbeispiel 1

Untersuchungsbeispiele zu den Einflüssen der Verfahrensbedingungen und zum Zusammenhang zwischen dem Stickstoffgehalt im Stahl und der Festigkeit und Zähigkeit der Stahlplatte:
Tabelle 1 zeigt die Bestandteile von Probestahl, der in den Experimenten zur Bestimmung optimaler Bedingungen für das Verfahren und den N-Anteil in Stählen verwendet wurde. Tabelle 2 zeigt die Verfahrensbedingungen, die für die in Tabelle 1 aufgeführten Stähle angewendet wurden, sowie die Festigkeit und Zähigkeit der Stahlplatten. Wie in Tabelle 1 dargestellt, beträgt der Anteil von N im Stahl D 0,0037% und ist damit höher als in den erfindungsgemäßen Stählen A und C. Wie in Tabelle 2 dargestellt, ist der Charpy-vTrs-Wert der DQT-Platte D schlechter als bei den anderen DQT-Platten A und C, obwohl die Verfahrensbedingungen der Platte D im Bereich der vorliegenden Erfindung liegen. Andererseits sind, obwohl die Bestandteile der Stähle A und C im Bereich der Erfindung liegen, die Festigkeits- und Charpy-vTrs-Werte der Stahlplatten, die nach Ablauf von 180 und 300 Sekunden zwischen dem Ende des Walzvorgangs und dem Beginn DQ-Prozesses abgeschreckt wurden, nach dem direkten Abschrecken und Tempern (DQT) schlechter als bei anderen, weil während der Luftkühlung vor dem direkten Abschrecken (DQ) eine γ/α-Umwandlung begonnen hatte und daher das Abschrecken unvollständig war.
Die Stahlplatte A - 4, die 120 Sekunden nach dem Walzen abgeschreckt wurde, besitzt an der Korngrenze keinen polygonalen Ferrit und weist eine hervorragende Festigkeit und Zähigkeit auf, wie in Tabelle 2 dargestellt ist. Andererseits werden im Fall der Stahlplatte A - 5, die 180 Sekunden nach Beendigung des Walzvorgangs direkt abgeschreckt wird, Korngrenzenferrite beobachtet, was ein unvollständiges Abschrecken bedeutet. Damit wird gut verständlich, daß die Stahlplatte A - 5 erheblich schlechtere Festigkeits- und Zähigkeitswerte aufweist als die Stahlplatte A - 4.
In der nächsten Versuchsreihe wurden Blöcke aus dem Stahl C unmittelbar nach dem Walzen mit einer der Walzreduktionen von 70, 50, 30 bzw. 0% in einem Temperaturbereich zwischen (Ar&sub3;+150ºC) und 900ºC, wie in Tabelle 2 angegeben, zunächst 600, 120 bzw. 30 Sekunden lang auf 900ºC gehalten und dann dem direkten Abschrecken (DQ) unterworfen. In den Abschreckgefügen dieser Stahlplatten wurde kein Korngrenzenferrit festgestellt, aber ein Vergleich der Stahlplatte C - 1 mit C - 2 und C - 3 zeigt, daß die Stahlplatte C - 1 (die nach dem Walzen 600 Sekunden lang warmgehalten wurde), im Vergleich zur Stahlplatte C - 2 (nach dem Walzen 120 Sekunden lang warmgehalten) und zur Stahlplatte C - 3 (nach dem Walzen 30 Sekunden lang warmgehalten) hauptsächlich aus einem Martensitgefüge bestand, und daß das Martensit der Stahlplatte C - 1 außerdem noch grobkörnig war. Dagegen zeigte das Martensitgefüge in den Stahlplatten C - 2 und C - 3 kein ausreichendes Wachstum, die Platten wiesen ein feines Mischgefüge aus Bainit und Martensit auf, und folglich waren die Charpy-vTrs-Werte offensichtlich besser als bei der Stahlplatte C - 1. Dies ist darauf zurückzuführen, daß die Walzplatten aus C - 2 und C - 3 vor der Erholung des Walzgefüges abgeschreckt wurden, so daß das Wachstum des Martensitgefüges gestört wurde, was zur Entwicklung des feinen Mischgefüges aus Bainit und Martensit führte.
Ein Vergleich der Stahlplatte C - 5 mit der Stahlplatte C - 6 in Tabelle 2 zeigt, daß der vTrs-Wert der Platte C - 5 mit großer Walzreduktion im Temperaturbereich zwischen Ar&sub3;+150ºC und Ar&sub3; fast ebenso hoch ist wie die Werte der Platten C - 2 und C - 3, daß aber die Platte C - 6 mit geringer Walzreduktion einen schlechteren vTrs-Wert aufweist. Eine kumulative Walzreduktion von nicht weniger als 30% im Temperaturbereich von Ar&sub3;+150ºC bis Ar&sub3; wird daher als für die vorliegende Erfindung unerläßlich angesehen.
Aufgrund der Ergebnisse der oben beschriebenen Experimente werden hinsichtlich der erfindungsgemäßen Herstellungsbedingungen eine kumulative Walzreduktion von mindestens 30% im Temperaturbereich zwischen Ar&sub3; und Ar&sub3;+150ºC und die anschließende maximale Temperaturabnahme um 30ºC innerhalb von 120 Sekunden nach Beendigung des Walzvorgangs als wesentlich betrachtet. Es ist zwar wichtig, daß die Anfangstemperatur für das Abschrecken nicht wesentlich niedriger ist als Ar&sub3;; da aber die Temperatur der Stahlplatte nach dem Walzen gewöhnlich anhand der Oberflächentemperatur der Stahlplatte gemessen wird, während die Innentemperatur der Stahlplatte, auf die sich die vorliegende Erfindung bezieht, im allgemeinen um mindestens 30ºC höher ist als die Oberflächentemperatur nach dem Walzen, wird die Abschrecktemperatur auf nicht weniger als Ar&sub3; -30ºC festgesetzt.

Ausführungsbeispiel 2

Experimente zum Zusammensetzungsbereich von Stählen, auf die das erfindungsgemäße Verfahren anwendbar ist:
Zur Klärung der Zusammensetzungsbereiche der Stähle, auf welche die vorliegende Erfindung anwendbar ist, wurde eine Versuchsreihe durchgeführt. Tabelle 3 zeigt die Zusammensetzungen der Stähle, die in den zu diesem Zweck ausgeführten Experimenten verwendet wurden. Die in Tabelle 3 aufgeführten Stähle E bis R werden erfindungsgemäß produziert, während die Stähle S, T und U zu Vergleichszwecken dienen. Tabelle 4 zeigt für jeden in Tabelle 3 aufgeführten Stahl die Bedingungen für das Walzen und Abschrecken. Die Stahlplatten E - 1, J - 1, M - 1, Q - 1 und R - 1 wurden ohne Wiedererwärmen nach dem Guß direkt dem DQ-Prozeß unterworfen. Andere Stahlplatten wurden vor dem DQ-Prozeß auf die in Tabelle 4 angegebenen Temperaturen wiedererwärmt. Obwohl die in Tabelle 4 aufgeführten Platten unter erfindungsgemäßen Bedingungen hergestellt wurden, hat die Stahlplatte S - 1 einen niedrigen DI*-Wert und daher einen Festigkeitswert von weniger als 490 MPa (50 kp/mm²). Ferner ist der N-Anteil in der Stahlplatte T - 1 zu hoch, um einen hervorragenden Charpy-vTrs-Wert zu erhalten. Der Charpy-vTrs- Wert der Stahlplatte U - 1, die einen zu hohen B-Anteil enthält, ist erheblich schlechter.
Im Vergleich zu diesen Stählen weisen die erfindungsgemäßen Stahlplatten in Übereinstimmung mit ihren Zusammensetzungswerten angemessene Festigkeiten und ausgezeichnete Tieftemperaturzähigkeiten auf.
Wie oben beschrieben, ermöglicht die vorliegende Erfindung die Herstellung von hochfesten Stahlplatten mit hervorragender Tieftemperaturzähigkeit und einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 490 MPa (50 kp/mm²) durch direktes Abschrecken und Tempern (DQT-Verfahren). Erfindungsgemäße Stahlplatten sind in den folgenden Bereichen einsetzbar:
a) Vergütete Stahlplatten der Typen HT 50 bis HT 100 werden in Stahlkonstruktionen verwendet, die hauptsächlich in den Tropen bzw. in Hochtemperaturzonen eingesetzt oder installiert werden, wie z. B. in Rohölspeichertanks, verschiedenen Arten von Druckbehältern für den Einsatz unter Umgebungstemperaturen, Leitungsrohren, Brückenträgern, Schiffen und Küstenbauten.
b) HT 50- bis HT 100-Stahlplatten mit relativ hohem Ni- Gehalt werden für Stahlkonstruktionen mit einer zulässigen Temperatur von -20ºC oder darunter verwendet, wie z. B. für Speichertanks für verflüssigtes Erdölgas, Schiffe, Küstenbauten, Leitungsrohre und verschiedene Arten von Kältemaschinen.
Die bei derartigen Anwendungen verwendeten Stahlplatten sind herkömmlicherweise nach dem QT-Verfahren oder durch mehrfache Wärmebehandlung mit Wiedererwärmung hergestellt worden. Die vorliegende Erfindung ermöglicht die Produktion von Stahlplatten mit gleichwertigen oder besseren Kenndaten als denen der herkömmlichen Stahlplatten, wobei nach dem Walzen kein Wiedererwärmungsschritt notwendig ist. Somit führt die vorliegende Erfindung zu vorteilhaften Ergebnissen in der Industrie. Tabelle 1 Zusammensetzung von Probestahl, der in Experimenten zur Untersuchung der Walzbedingungen in DQ- und DQT-Prozessen und zur Untersuchung der DQT-Bedingungen verwendet wurde (Gew.-% Stahl Nr. Tabelle 2 Herstellungsbedingungen, Festigkeit und Zähigkeit von Prüfplatten, die für Experimente zu DQT-Bedingungen im Ausführungsbeispiel 1 verwendet wurden Stahl Nr. Stahlplatte Nr. Plattendicke mm Wiedererwärmung Wiedererwärmungstemperatur ºC Anfangstemperatur beim Walzen Ar&sub3;-Meßwert Kumulativer Zug bei Temperatur zwischen Ar&sub3;+150ºC und Ar&sub3; % ¹) Die sechs Stahlplatten C-1 bis C-6 wurden im Temperaturbereich oberhalb 900ºC gewalzt, dann auf 900ºC erhitzt und eine vorgegebene Zeit lang gehalten und danach abgeschreckt. Tabelle 2 (Fortsetzung) Zeit zwischen Walzende und Beginn des DQ-Prozesses s DQ-Anfangstemperatur ºC Mittlere DQ-Abkühlungsgeschwindigkeit ºC/s Festigkeit nach DQT²) (Fließpunkt/Zugfestigk.) kp/mm² Charpy-vTrs-Wert nach DQT Bemerkungen erfindungsgem. Verf. Vergleichsverfahren ²) Bei 600ºC getempert und 15 Minuten lang gehalten (1 kp/mm² = 9,81 MPa) Tabelle 3 Zusammensetzung von Prüfstählen, die für das Ausführungsbeispiel 2 verwendet wurden Stahlcode Zusammensetzung (Gew.-%) Tabelle 3 (Forts.) Bemerkungen erfindungsgemäßer Stahl Vergleichsstahl Tabelle 4 Herstellungsbedingungen und mechanische Festigkeit von Prüfplatten, die im Ausführungsbeispiel 2 verwendet wurden Stahl Nr. Stahlplatte Nr. Plattendicke mm Wiedererwärmung Wiedererwärmungstemperatur ºC Anfangstemperatur beim Walzen Kumulative Walzreduktion RN bei Temperatur zwischen Ar&sub3;+150ºC und Ar&sub3; Ar&sub3;-Meßwert Tabelle 4 (Fortsetzg.) Zeit zwischen Walzende und Beginn des DQ-Prozesses s DQ-Anfangstemperatur ºC Mittlere DQ-Abkühlungsgeschwindigk. ºC/s Zugfestigkeit der Stahlplatte nach DQT Fließpkt. Zugfestigk. *) kp/mm² 2 mmV-Charpy-vTrs-Wert Anlaßtemperatur *) 1 kp/mm² = 9,81 MPa

Claims

1. Verfahren zum Herstellen von hoch festen, hochzähen Stahlplatten mit den Schritten:

Bereitstellen einer geschmolzenen Stahllegierung, bestehend aus, in Gewichtsprozent,

0,03 bis 0,20% C,

0,01 bis 0,70% Si,

0,50 bis 1,80% Mn,

wahlweise 0,0003 bis 0,0030% B,

nicht größer als 0,025% P,

nicht größer als 0,015% S,

nicht größer als 0,080% Al,

nicht größer als 0,0030% N und

einem oder zwei Elementen ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,005 bis 0,05 % Ti, 0,005 bis 0,05% Zr und 0,005 bis 0,10% Nb,

Rest Fe und Verunreinigungen, die unvermeidlich beim normalen Stahlherstellungsverfahren eingemischt werden, und mit einem Wert, der nicht kleiner als 0,60 für DI* beträgt, definiert durch die Formel

DI* = 1,11· (Gew.-% C)·[1+0,7·(Gew.-% Si)]· [5,1·(Gew.-% Mn)-1,12]

Bereitstellen einer Stahlbramme oder eines Stahlblockes durch Gießen der genannten geschmolzenen Stahllegierung, Walzen der Bramme oder des Blockes mit einer aufsummierten Walzreduktion von mindestens 30% in einem Temperaturbereich zwischen (Ar&sub3;+150ºC) und Ar&sub3; während eines Kühlschritts nach dem Gießen, oder in einem anderen Kühlschritt nach Wiedererwärmen einer kalten Stahlbramme oder eines Stahlblockes in einem Temperaturbereich zwischen 1000ºC und 1300ºC, Abschrecken der gewalzten Stahllegierung von einer Temperatur, die nicht kleiner als (Ar&sub3;-30ºC) ist, nach Beenden des Walzen innerhalb eines Zeitabschnitts, in dem im wesentlich keine Erholung und keine Rekristallisation auftritt und Tempern bei einer Temperatur von nicht mehr als Ac&sub1;.

2. Verfahren zum Herstellen von hochfesten, hochzähen Stahlplatten nach Anspruch 1, wobei der gewalzte Stahl innerhalb von 120 Sekunden abgeschreckt wird, nachdem das Walzen, das in dem Temperaturbereich von Ar&sub3;+140ºC bis Ar&sub3; durchgeführt wird, beendet ist.

3. Verfahren zum Herstellen von hochfesten, hochzähen Stahlplatten mit den Schritten:

0,03 bis 0,20% C,

0,01 bis 0,70% Si,

0,50 bis 1,80% Mn,

nicht größer als 0,025% P,

nicht größer als 0,015% S,

nicht größer als 0,080% Al,

nicht größer als 0,0030% N,

einem oder zwei Elementen ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,005 bis 0,05% Ti, 0,005 bis 0,006% Zr und 0,005 bis 0,10% Nb,

einem oder zwei Elementen ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus

nicht größer als 0,0030% B,

nicht größer als 0,50% Cr,

nicht größer als 0,20% V,

nicht größer als 4,00% Ni,

nicht größer als 1,00% Cu,

nicht größer als 0,0080% Ca,

nicht größer als 0,030% REM,

und Rest Fe und Verunreinigungen, die unvermeidbar beim normalen Stahlherstellungsprozeß eingemischt werden, und mit dem Wert, der nicht kleiner als 0,60 für DI* beträgt, definiert durch die Formel:

DI* = 1,11· (Gew.-% C)·[1+0,7·(Gew.-% Si)]· [5,1·(Gew.-% Mn)-1,12][tan&supmin;¹(5+ (10&sup4; (Gew.-% B/4))²)-1,09]· [1+2,16·(Gew.-% Cr)]·[1+0,36·(Gew.-% Ni)]· [1+0,365·(Gew.-% Cu)],

Bereitstellen einer Stahlbramme oder eines Stahlblockes durch Gießen der genannten geschmolzenen Stahllegierung, Walzen der Bramme oder des Blockes mit einer aufsummierten Walzreduktion von mindestens 30% in einem Temperaturbereich zwischen (Ar&sub3;+150ºC) und Ar&sub3; während eines Kühlschritts nach dem Gießen, oder in einem anderen Kühlschritt nach Wiedererwärmen einer kalten Stahlbramme oder eines Stahlblockes in einem Temperaturbereich zwischen 1000ºC und 1300ºC,

Abschrecken der gewalzten Stahllegierung von einer Temperatur von nicht kleiner als (Ar&sub3;-30ºC) nach dem Beenden des Walzens innerhalb eines Zeitabschnitts, in dem im wesentlichen keine Erholung und keine Rekristallisation auftritt und Tempern bei einer Temperatur von nicht mehr als Ac&sub1;.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Stahlplatte eine Festigkeit von mindestens 50 kg/mm² (490 MPa) aufweist.