DE60020522T2

DE60020522T2 - Stahl für geschweisste strukturen, wobei die zähigkeit unabhängig vom wärmeeintrag ist, und herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE60020522T2
Application number: DE60020522T
Authority: DE
Inventors: Ryuji Futtsu City UEMORI; Yukio Futtsu City TOMITA; Takuya Futtsu City HARA; Shuji Futtsu City AIHARA; Naoki Tokai City SAITOH
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-10-12
Filing date: 2000-10-12
Publication date: 2005-11-24
Anticipated expiration: 2020-10-13
Also published as: JP3802810B2; DE60020522D1; EP1143023A4; KR20010080751A; WO2001027342A1; KR100430067B1; EP1143023A1; EP1143023B1

Description

Technischer Bereich
Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl für eine geschweißte Struktur, der für eine Offshore-Struktur, ein Leitungsrohr zum Transportieren von Erdgas oder Erdöl, für Architekturzwecke, im Schiffsbau, im Brückenbau, für Konstruktionseinrichtungen oder ähnliche Zwecke verwendbar ist, und ein Verfahren zu seiner Herstellung. Die vorliegende Erfindung betrifft insbesondere einen Stahl für eine geschweißte Struktur, für den Zähigkeit in einem Schweißbereich erforderlich ist, wobei der Stahl auch dann eine kleinere Größe vormaliger oder ursprünglicher Austenitkörner in einer Schweißwärmeeinflußzone aufweist (nachstehend durch WEZ bezeichnet), wenn der Stahl unter einer Wärmezufuhr- oder Wärmeeintragbedingung geschweißt wird, gemäß der die während des Schweißvorgangs zugeführte Wärmeenergie (Wärmeeintrag) innerhalb eines breiten Bereichs von 0,5 kJ/mm bis über 150 kJ/mm liegt, und wobei der Stahl in der Wärmeeinflußzone eine von der Wärmeeintragbedingung unabhängige, ausgezeichnete Zähigkeit aufweist (nachstehend als "WEZ-Zähigkeit" bezeichnet).
Hintergrundtechnik
Hinsichtlich der Vermeidung von Sprödbruch einer geschweißten Struktur, z.B. einer Offshore-Struktur oder einer ähnlichen Struktur, sind Untersuchungen zum Verhindern von in einem Schweißbereich auftretendem Sprödbruch durchgeführt worden, d.h. viele Untersuchungen, die mit der Verbesserung der WEZ-Zähigkeit einer verwendeten Stahlplatte in Beziehung stehen. In den letzten Jahren sind zum Verbessern der Schweißprozeßeffizienz zunehmend Schweißverfahren mit ultrahohem Wärmeeintrag (20 bis 150 kJ/mm) verwendet worden, bei denen der Schweißwärmeeintrag größer ist als bei den zuvor verwendeten Schweißverfahren mit hohem Wärmeeintrag (von etwa 20 kJ/mm oder weniger).
Der Unterschied zwischen dem Einfluß eines Schweißprozesses mit hohem Wärmeeintrag auf eine Stahlplatte und einem Schweißprozeß mit ultrahohem Wärmeeintrag auf eine Stahlplatte wird durch den Unterschied ihrer Verweilzeiten bei hohen Temperaturen von 1400°C oder mehr verursacht.
D.h., weil eine Verweilzeit im Fall eines Schweißprozesses mit ultrahohem Wärmeeintrag extrem lang ist, ist der Bereich, in dem die Kristallkörner deutlich gröber werden bzw. die Kristallkorngröße zunimmt, in einer WEZ-Zone größer, so daß die Zähigkeit wesentlich abnimmt.
Im allgemeinen ist als Maßnahme zum Vermeiden einer Vergröberung der Kristallkörner in einem WEZ-Bereich einer Stahlplatte die Nutzung des Verankerungs- oder Pinning-Effekts vormaliger Austenitkörner (nachstehend als vormalige γ-Körner" bezeichnet, und ihre Größe wird als "Größe vormaliger Austenitkörner oder γ-Körner" bezeichnet) durch im Stahl fein dispergierte Einschlußpartikeln bekannt, wobei die Einschlußpartikel z.B. in der JP-A-55-26164 beschriebene TiN-Partikel sind oder in der JP-A-52-17314 beschriebene ZrN-Partikel in "einem Stahl für eine mit hohem Wärmeeintrag geschweißte Struktur, der (in Gew.-%) aufweist: 0.01 bis 0,2% C, 0,002 bis 1,5% Si, 0,5 bis 2,5% Mn, 0,002 bis 0,1% Ti und/oder Zr, 0,004% oder weniger Ca und/oder Mg, 0,001 bis 0,1% Ce und/oder La, 0,005 bis 0,1% Al und 0,002 bis 0,015% N".
Obwohl Nitride zur Verfeinerung von Kristallkörnern beitragen, weil sie den Pinning-Effekt zeigen, gemäß dem vormalige γ-Körner im Fall eines Schweißprozesses mit geringem oder mittlerem Wärmeeintrag "verankert" werden, ohne daß sie gelöst werden, tritt das Problem auf, daß die Nitride in einem Stahl im Fall eines Schweißprozesses mit hohem oder ultrahohem Wärmeeintrag und einer extrem langen Verweilzeit bei einer hohen Temperatur von 1400°C oder mehr durch Schweißwärme leicht aufgelöst werden und verschwinden.
In den letzten Jahren sind inzwischen Techniken beschrieben worden, in denen Oxide verwendet werden, die in einem geschmolzenen Stahl erzeugt werden, um die WEZ-Zähigkeit weiter zu verbessern. Beispielsweise wird in der JP-A-59-190313 ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlmaterials beschrieben, das ausgezeichnet schweißbar ist, wobei geschmolzener Stahl mit Ti oder einer Ti-Legierung reduziert und anschließend Al, Mg, usw. hinzugefügt wird. Dieses Herstellungsverfahren ist eine Technik, in der die Wirkung einer Erhöhung eines Ferritanteils ausgenutzt wird, indem veranlaßt wird, daß Ti-Oxide als Transformationskerne von Ferrit wirken, und versucht wird, die WEZ-Zähigkeit durch ein Verfahren zu verbessern, das sich vom erstgenannten Verfahren unterscheidet, in dem ein Pinning-Effekt durch Präzipitationsprodukte, z.B. Nitride, genutzt wird.
Daraufhin wurden in diesem Fachgebiet verschiedene Erfindungen, z.B. in den JP-A-61-79745, JP-A-5-43977 und JP-A-6-37364, vorgestellt, in denen versucht wird, die Anzahl von Oxiden zu erhöhen, die als intragranulare Transformationskerne dienen.
Insbesondere besteht, wie in der JP-A-59-190313 beschrieben wird, die wesentliche Idee dieser Techniken darin, "Ti-haltige Oxide, die für die Bildung von Ferritkernen während einer γ→αTransformation nutzbar sind, gleichmäßig und fein zu verteilen, d.h. in einer Verfeinerung der Ferritstruktur" und nicht darin, einen Pinning-Effekt durch Nitride und ähnliche Substanzen zu gewährleisten, wie vorstehend beschrieben wurde, sondern zu versuchen, die Bildung einer groben spröden Struktur durch Beschleunigen der Ferrittransformation während der γ→α-Transformation zu unterdrücken, die in einem Abkühlprozeß auftritt, und eine Verfeinerung einer Struktur zu erreichen.
Diese Verfahren zum Verbessern der Zähigkeit basieren alle auf einer Technik, gemäß der relativ große Oxide mit einer Größe von etwa 1 μm als Transformationskerne in einer groben Struktur dispergiert sind und genutzt werden, um die Ferrittransformation in Körnern zu unterstützen.
In der JP-A-9310147 wird ein Stahl mit einer ausgezeichneten WEZ-Zähigkeit bereitgestellt, der Oxide von Ti und Mg mit einer Größe von 0,5 – 5 μm bei einer Dichte von ≥ 30 Teilchen/mm² und Oxide mit einer Größe von 0,05 – 0,5 μm bei einer Dichte von ≥ 5000 Teilchen/mm² enthält.
In den letzten Jahren sind jedoch aufgrund der Vergrößerung und der Gewichtsreduktion geschweißter Strukturen zunehmend hochfeste Stähle mit einer höheren Festigkeit erforderlich geworden, und die zugegebenen Mengen von Legierungselementen nehmen in der chemischen Zusammensetzung der hochfesten Stähle tendenziell zu. In diesem Fall haben die bekannten Maßnahmen zum Verbessern der WEZ-Zähigkeit, in denen die Ferrittransformation genutzt wird, aufgrund der Zunahme der Härtbarkeit in der Wärmeeinflußzone ihre Wirksamkeit verloren.
Angesichts der vorstehend erwähnten Gesichtspunkte kann erwartet werden, daß zum radikalen Verbessern der WEZ-Zähigkeit der Pinning-Effekt bezüglich vormaligen γ-Körnern für einen breiten Bereich von Wärmeeintragbedingungen auf tritt und Oxidpartikel bei einer hohen Temperatur ähnlich wie fein verteilte Nitride in einem Stahl lösbar sein können. Außerdem wird in diesem Fall, wenn eine Transformationsfähigkeit erhalten werden kann, die besser ist als bei den vorhandenen Ferrittransformationskernen, die WEZ-Zähigkeit eines in diesem Fachgebiet verwendeten Stahlmaterials wesentlich verbessert.
Als Verfahren zum Hinzufügen von Oxiden ist ein Verfahren bekannt, gemäß dem ein Reduktionselement, wie beispielsweise Ti, alleine in einem Frischungsprozeß des Stahls hinzugefügt wird. In vielen Fällen bilden sich jedoch während des Haltens des geschmolzenen Stahls Aggregationen von Oxiden, wodurch grobe Oxide entstehen und die Reinheit des Stahls abnimmt, wodurch auch die Zähigkeit abnimmt. Um dieses Problem zu lösen, sind, wie vorstehend erwähnt wurde, verschiedenartige Erfindungen zum Verfeinern dieser Oxide implementiert worden, z.B. ein Komplex-Reduktionsverfahren.
Mit den bisher bekannten Verfahren ist es jedoch nicht möglich, Feinoxide, die die Funktion haben, die Vergröberung von Kristallkörnern im Fall eines hohen Schweißwärmeeintrags vollständig zu verhindern, im Stahl zu dispergieren.
Beschreibung der Erfindung
Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Stahl für eine geschweißte Struktur bereitzustellen, der eine ausgezeichnete WEZ-Zähigkeit besitzt, auch wenn der Stahl unter beliebigen Wärmeeintragbedingungen geschweißt wird, die einen ultrahohen Wärmeeintrag einschließen, indem das herkömmliche Komplex-Reduktionsverfahren verbessert wird, Oxide und/oder Nitride feiner und gleichmäßiger als bisher verteilt werden und zusätzlich eine Ferrittransformationsfähigkeit bezüglich den fein verteilten Partikeln bereitgestellt wird.
Diese Aufgabe wird durch die Merkmale der Patentansprüche gelöst.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 zeigt einen Graphen zum Darstellen der Größen vormaliger γ-Körner in Wärmeeinflußzonen als Funktion des Schweißwärmeeintrags; und
2 zeigt eine schematische Darstellung der Formen von Komplex-Partikeln mit ultrafeinen Mg-Oxiden als ihre Kerne.
Beste Technik zum Realisieren der Erfindung
Mg ist bekanntermaßen ein Element zum Verbessern der Reinheit eines Stahls, wobei Mg als starkes Reduktionsmittel und als Entschwefelungsmittel wirkt und dadurch die WEZ-Zähigkeit verbessert.
Außerdem ist als Maßnahme zum Verbessern der WEZ-Zähigkeit durch Kontrollieren oder Regeln der Dispersion von Oxiden gemäß der JP-A-59-190313 ein Verfahren zum Zugeben von Komplexen bekannt, wobei Mg hinzugefügt wird, nachdem Ti hinzugefügt worden ist.
Wie vorstehend erwähnt wurde, ist es jedoch Ziel dieser Technik, eine feine Dispersion der zusätzlichen Ti-Oxide, die intragranulare Transformationkerne sind, durch Hinzufügen von Mg zum "Verankern" der Oxide zu beschleunigen.
Der vorliegenden Erfindung, die auf der Funktion von Mg als starkem Reduktionsmittel basiert, liegt die Idee zugrunde, daß eine feine Dispersion von Oxiden erwartet werden kann, wenn die Reihenfolge und die Menge der Zugabe des Reduktionsmittels in einem Stahl mit hinzugefügtem Ti in einem Stahlherstellungsprozeß festgelegt werden, indem die Charakteristik von Mg genutzt wird, das in wesentlich geringerem Maße zu einer Aggregation und Vergröberung führt als Al.
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend ausführlicher beschrieben.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung untersuchten systematisch den Zustand von Oxiden, nachdem dem geschmolzenen Stahl, der durch Zugabe von Ti schwach reduziert worden ist, Mg hinzugefügt wurde.
Als Ergebnis zeigte sich, daß sich Oxide, die zwei Arten von Partikelgrößen aufwiesen, bildeten, wenn Ti und Mg nacheinander hinzugefügt wurden bzw. wenn Ti und Mg gleichzeitig hinzugegeben wurden und im Gleichgewichtszustand erneut Mg hinzugefügt wurde, nachdem der geschmolzene Stahl durch Si und Mn reduziert worden war.
Außerdem wurde in der vorliegenden Erfindung bestätigt, daß im ersten Mg-Reduktionsschritt die gleichen Tendenzen wie vorstehend erwähnt auch dann erhalten werden, wenn gleichzeitig oder vorangehend Al und Ca zugegeben werden.
Eine Oxidart sind Mg-haltige Oxide mit Korngrößen von 0,2 bis 5,0 μm, und die andere Oxidart sind ultrafeines MgO oder Mg-haltige Oxide mit einer Spinellstruktur mit Korngrößen von 0,005 bis 0,1 μm. Diese Oxide bilden sich vermutlich aus den folgenden Gründen.
Zunächst werden Oxide, die im μm-Bereich aus Ti bestehen, oder Oxide, die hauptsächlich aus Ti bestehen, durch Zugabe von Ti oder die gleichzeitige Zugabe von Ti und einer kleinen Menge Mg gebildet. Zweitens werden, wenn Mg, das ein starkes Reduktionsvermögen aufweist, in diesem Zustand zugegeben wird, die bereits gebildeten Oxide durch Mg reduziert, und schließlich werden Mg-haltige Oxide im μm-Bereich gebildet, die hauptsächlich aus Mg-bestehen.
Außerdem werden in diesem Fall unabhängig vom Maß der Verminderung des gelösten Sauerstoffs, gleichzeitig neue Feinoxide im sub-μm-Bereich gebildet, die nur aus Mg beste hen, weil das Reduktionsvermögen von Mg stärker ist als dasjenige von Ti.
Dadurch kann eine Erhöhung der Partikelanzahl und eine Verfeinerung der Partikelgröße realisiert werden, was durch das herkömmliche Zugabeverfahren nicht erreicht worden ist.
Hinsichtlich Oxiden mit einer Größe im μm-Bereich gilt allgemein: je größer die Anzahl von Oxiden mit einer Größe von 5 μm oder mehr ist, desto größer ist die Tendenz, daß die Oxide Quellen für Brüche sind, so daß der obere Grenzwert des Mg-Anteils auf 30 bis 50 ppm festgelegt ist, wie in der JP-A-9-157787 beschrieben ist.
In der vorliegenden Erfindung kann das vorstehend erwähnte Problem jedoch vermieden werden, und Mg kann in einer Menge bis zu 100 ppm zugegeben werden.
Andererseits verbleibt im Fall einer Reduktion durch Ti oder einer Reduktion durch Ti und einer kleinen Menge Mg, gelöster Sauerstoff im geschmolzenen Stahl, weil die Reduktion durch ein schwaches Reduktionselement oder eine kleine Menge eines starken Reduktionselements verursacht wird. Daher schreitet, wenn zu diesem Zeitpunkt erneut Mg zugegeben wird, die Oxidationsreaktion von Mg nicht nur mit den vorstehend erwähnten Oxiden im μm- oder sub-μm-Bereich, sondern auch mit dem noch verbleibenden gelösten Sauerstoff geringfügig fort, und es werden weiterhin ultrafeine Oxide gebildet. Der Grund, warum die ultrafeinen Oxide gebildet werden, ist vermutlich der, daß aufgrund der Gleichmäßigkeit der Verteilung des gelösten Sauerstoffs im geschmolzenen Stahl zusätzlich zur Verminderung der Menge des gelösten Sauerstoffs eine Verklumpung verhindert wird.
Wie vorstehend beschrieben wurde, werden die im Stahl gebildeten Oxide zu Entstehungsorten von Kernen von Sulfiden und Nitriden während des Gießprozesses, des anschließenden Abkühlprozesses oder der Wiedererwärmung im Warmwalzprozeß.
Dann können die Zustände der im Stahl vorhandenen Oxide als Ergebnis der Beobachtung des Zustands der Oxide im Stahl bei einer Vergrößerung von 1000 bis 100000 unter Verwendung eines Elektronenmikroskops wie nachstehend unter den Punkten 1) und 2) angegeben eingeordnet werden. Um den Zustand der im Stahl vorhandenen Oxide zu beobachten, werden vorzugsweise 10 oder mehr Beobachtungsfelder bei einer spezifischen Vergrößerung (z.B. 100000-fach im Fall ultrafeiner Oxide) beobachtet und es wird der mittlere Partikelabstand gemessen.

1) Partikel, die durch Präzipitation von Sulfiden und/oder Nitriden unter Verwendung von Mg-haltigen Oxiden mit Partikelgrößen von 0,2 bis 5 μm als Kern gebildet werden, sind im Stahl mit einem mittleren Partikelabstand von 30 bis 100 μm enthalten.
2) Partikel, die durch Präzipitation von Sulfiden und/oder Nitriden unter Verwendung von Mg-haltigen Oxiden mit Partikelgrößen von 0,005 bis weniger als 0,2 μm als Kern gebildet werden, sind im Stahl mit einem mittleren Partikelabstand von höchstens 30 μm enthalten.

Durch das Stahlmaterial mit einer ausgezeichneten WEZ-Zähigkeit, das durch Oxide erhalten wird, die in einem Zustand der vorstehenden Punkte 1) und/oder 2) vorliegen, wird eine zukunftsfähige Technik bereitgestellt, durch die die Zähigkeitsänderung in einer Wärmeeinflußzone (WEZ) wesentlich unterdrückt werden kann, die bisher wesentlich von der zugeführten Wärmemenge abhängig war.
Nachstehend wird die Verbesserung der WEZ-Zähigkeit näher erläutert.
Es ist bekannt, daß die intragranulare Transformation umso schneller erfolgt, je höher die Anzahl von Oxiden ist und je mehr Sulfide und Nitride auf den Oxiden präzipitieren. Weil, wie im vorstehenden Punkt 1) dargelegt wurde, die Anzahl von Partikeln im Vergleich zum herkömmlichen Fall über zehnmal größer ist, und auch hinsichtlich einer Präzipitation von Komplexen, scheiden sich 100% der Sulfide oder Nitride in Kombination ab, soweit dies bestätigt wurde, und erfindungsgemäße Mg-haltige Oxide haben ein extrem großes intragranulares Transformationsvermögen.
Nachstehend wird die Verfeinerung vormaliger γ-Partikel, die erfindungsgemäß der wichtigste Prozeß ist, unter Bezug auf 1 beschrieben.
1 zeigt einen Graphen, der durch Messen der Größen der vormaligen γ-Partikel in Wärmeeinflußzonen für jeweilige Bedingungen (1 kJ/mm, 10 kJ/mm, 50 kJ/mm, 100 kJ/mm oder 150 kJ/mm) unter Verwendung eines 0,10C–1,0Mn-Stahls als Basisstahl erhalten wurde, wobei die Wärmeeinträge entlang der Abszisse dargestellt sind.
Im Fall realer Verbindungsstrukturen wird die Größe vormaliger γ-Partikel durch Aufnehmen von Fotos (5 oder mehr Bildern) von Mikrostrukturen bei einer 50- bis 200-fachen Vergrößerung durch ein optisches Mikroskop, wobei die Mikrostrukturen durch Extrahieren eines Teils einer Wärmeeinflußzone (WEZ) durch Ausschneiden und Bearbeiten, usw., anschließendes Ausführen eines Poliervorgangs und Durchführung eines Nitral-Korrosionsprozesses erhalten werden, und durch Messen der Größe durch ein Schneidverfahren bestimmt. Die in 1 dargestellten Größen vormaliger γ-Partikel für einen Wärmeeintrag von 1 bis 50 kJ/mm wurden durch dieses Verfahren erhalten.
Andererseits wird die Größe vormaliger γ-Partikel im Fall eines ultrahohen Wärmeeintrags normalerweise durch Berechnen der Partikelgröße als Größe vormaliger γ-Partikel, die Korngrenzenferrit einschließen, weil das Korngrenzenferrit sich entlang der Grenze vormaliger γ-Körner bildet, oder durch Messen der Größe vormaliger γ-Partikel anhand der Mikrostruktur bestimmt, die durch Erwärmen unter einer vorgeschriebenen Bedingung und anschließendes schnelles Abkühlen unter Verwendung einer Reproduktions-Thermozyklustestmaschine erhalten wird, die so eingestellt ist, daß die äquivalenten Wärmeeinträge identisch sind. Die in 1 dargestellten Größen vormaliger γ-Partikel für Wärmeeinträge von 100 und 150 kJ/mm wurden basierend auf einer Mikrostruktur erhalten, die unter Verwendung der Reproduktions-Thermozyklustestmaschine erhalten wurde. Diese Meßmethode ist die letztere Methode.
In der Figur sind Beispiele der Messung eines Al-reduzierten Stahls, eines Al-reduzierten Stahls mit hinzugefügtem Ti, und Mg-reduzierter Stähle dargestellt, und die Beeinflußbarkeit der Größe vormaliger γ-Partikel durch den Wärmeeintrag ist wesentlich vom Vorhandensein von unter dem vorstehenden Punkt 2) beschriebenen Mg-Oxiden abhängig.
D.h., außer bei den Mg-reduzierten Stählen werden die Größen vormaliger γ-Partikel mit zunehmendem Wärmeeintrag wesentlich und offensichtlich groß.
Andererseits variieren, wenn die Oxide im unter den vorstehenden Punkten 1) und 2) spezifizierten Zustand vorhanden sind, oder wenn die Oxide im unter dem vorstehenden Punkt 2) spezifizierten Zustand vorhanden sind, die Größen vormaliger γ-Partikel in Mg-reduzierten Stählen nur sehr wenig, auch wenn die Wärmeeinträge sich wesentlich ändern.
Insbesondere ist der unter dem vorstehenden Punkt 2) spezifizierte Zustand der Oxide ein Faktor, der die Verfeinerung der Größe vormaliger γ-Partikel beeinflußt.
Wenn der Wärmeeintrag bis zu etwa 60 kJ/mm beträgt, kann die Verfeinerung der vormaligen γ-Partikel auch dann erreicht werden, wenn die Oxide (allein) ausschließlich im unter dem vorstehenden Punkt 1) spezifizierten Zustand vorliegen.
Außerdem wirkt auch in dem unter dem vorstehenden Punkt 1) spezifizierten Zustand der Oxide eine Pinning-Kraft, obwohl deren Wirkung sehr gering ist, und wenn gleichzeitig auch der unter dem vorstehenden Punkt 2) spezifizierte Zustand der Oxide vorliegt, wird die Verfeinerung der vormaligen γ-Partikel wesentlich beschleunigt.
Als Ergebnis der Beobachtung der Stahlplatten mit feinen vormaligen γ-Partikeln durch ein Elektronenmikroskop wurde festgestellt, daß sehr viele MgO-Partikel mit einer flächenzentrierten kubischen Struktur und MIIMIII₂O₄-Partikel (MII: Mg, Ca, Fe, Mn, usw. und MIII: Al, Ti, Cr, Mn, V, usw.) mit einer Spinellstruktur mit Mg als Hauptbestandteil existieren, wobei die erst- und die letztgenannten Partikel eine Größe von 0,1 μm oder weniger haben, oder die Komplexpartikel von Mg-haltigen Oxiden und Sulfiden und/oder Nitriden (z.B. TiN), wie in 2 schematisch dargestellt ist, existieren.
Außerdem wurde durch Untersuchen der Beziehung der kristallografischen Orientierung zwischen den Partikeln der Mg-haltigen Oxide und Sulfide oder Nitride durch ein Elektronenmikroskop festgestellt, daß jedes der Partikel eine vollständig parallele Orientierung aufwies.
Dies zeigt, daß die ultrafeinen Oxide von Mg als Orte dienen, an denen bevorzugt Sulfide und Nitride präzipitieren. D.h., die Anzahl der für das Verankern (Pinning) von Kristallkörnern effektiven Nitride nimmt vermutlich aufgrund der sehr hohen Anzahl bevorzugter Präzipitationsorte zu.
D.h., wenn der Wärmeeintrag gering ist, wirken diese Komplex-Partikel vermutlich als Partikel, die den Pinning-Effekt verursachen, und wenn die Verweilzeit bei einer hohen Temperatur lang ist, wie beispielsweise beim Schweißen mit ultrahohem Wärmeeintrag, sind, obwohl sich Nitridpartikel auflösen, erfindungsgemäß viele MgO- und Mg-haltige Oxide vorhanden, und obwohl sich die Nitridpartikel auflösen, wirken noch immer vorhandene feine Oxidpartikel bei einer hohen Temperatur als Pinning-Partikel.
Dadurch kann erfindungsgemäß das Wachstum vormaliger γ-Partikel in einer Wärmeeinflußzone (WEZ) unterdrückt werden, was in einem herkömmlichen Stahl nicht erreichbar war.
D.h., eines der Merkmale der vorliegenden Erfindung ist, zusätzlich zur wesentlichen Verbesserung des intragranularen Transformationsvermögens, daß die Präzipitationskerne von Nitriden durch Zuführen von feinen Oxiden, wie beispielsweise MgO, in Stahl erzeugt werden, um die Anzahl von Nitriden zu erhöhen, wobei bei einem Schweißprozeß mit geringem Wärmeeintrag die Nitride effektiv wirken, um die vormaligen γ-Partikel mit einer Größe von 10 bis 200 μm in einer Wärmeeinflußzone aufgrund des Vorhandenseins dieser Komplex-Partikel zu erhalten. Dies unterscheidet sich von einem herkömmlichen Verfahren, bei dem das Verankern von Kristallkörnern unter Verwendung von Nitriden, wie beispielsweise TiN, vorgesehen ist.
Ein anderes Merkmal der vorliegenden Erfindung ist, daß sich auch bei einem Schweißvorgang mit hohem oder ultrahohem Wärmeeintrag, wobei Nitride aufgelöst werden und eine Verbesserung der Zähigkeit bisher niemals erzielt wurde, die Größe vormaliger γ-Partikel in der Wärmeeinflußzone kaum ändert, weil nur Oxide eine das Kornwachstum unterdrückende Wirkung ausüben.
Das erfindungsgemäße Verfahren zum Hinzufügen von Mg ist, wie vorstehend beschrieben wurde, ein Verfahren, in dem zunächst Si und Mn zugegeben werden, der Sauerstoffanteil in einem geschmolzenen Stahl durch zuvorige Zugabe von Ti eingestellt wird, und anschließend nach und nach eine kleine Menge Mg zugegeben wird oder Ti und eine kleine Menge Mg gleichzeitig zugegeben werden und schließlich erneut Mg zugegeben wird.
Obwohl die optimale zuzugebende Mg-Menge, wie experimentell bestätigt wurde, von der Sauerstoffmenge und der Menge ähnlicher Komponenten in einem geschmolzenen Stahl nach der Zugabe von Ti abhängt, weil die Sauerstoffkonzentration zu diesem Zeitpunkt von der zugegebenen Ti-Menge und von der Zeit abhängt, bis Mg zugegeben wird, ist es lediglich erforderlich, die zuzugebende Ti- und Mg-Menge in geeigneten Bereichen zu regeln.
Außerdem beträgt die optimale Endmenge von gelöstem Sauerstoff, wenn Mg zugegeben wird, etwa 0,1 bis 50 ppm. Der untere Grenzwert von 0,1 ppm ist die kleinste Menge von gelöstem Sauerstoff, durch die feine Mg-Oxide gebildet werden können. Andererseits bilden sich, wenn die Menge des gelösten Sauerstoffs 50 ppm überschreitet, grobe Mg-Oxide, und die Pinning-Kraft nimmt ab, so daß der obere Grenzwert aus diesem Grunde auf 50 ppm festgelegt ist.
Hinsichtlich des Ausgangsmaterials des für die Zugabe von Mg verwendeten Mg und seines Zugabeverfahrens hat sich durch probeweises Ausführen eines Verfahrens zum Zugeben von mit Fe-Folien bedecktem metallischem Mg, eines Verfahrens zum Zugeben von Mg-Legierungen und ähnlichen gezeigt, daß durch das erstgenannte Verfahren eine intensive Oxidationsreaktion erhalten wird, wenn das metallische Mg dem geschmolzenen Stahl zugeführt wird, wodurch die Ausbeute reduziert wird. Aus diesem Grunde ist es bevorzugt, Mg-Legierungen mit einem relativ großen spezifischen Gewicht zuzugeben, wenn der geschmolzene Stahl unter normalem Atmosphärendruck gefrischt wird.
Nachstehend werden die Gründe erläutert, warum die chemische Zusammensetzung des betrachteten Stahls so ist, wie in der Erfindung definiert.
C ist ein Basiselement zum Erhöhen der Festigkeit eines Basisstahls. Eine Zugabemenge von mindestens 0,01% ist zum Gewährleisten der Erhöhung der Festigkeit erforderlich. Wenn mehr als 0,2% C zugegeben werden, werden jedoch die Schweißbarkeit und die Zähigkeit eines Stahls herabgesetzt, so daß der obere Grenzwert auf 0,2% festgelegt ist.
Si ist ein unerläßliches Element, das bei der Stahlherstellung als Reduktionsmittel verwendet wird, wobei einem Stahl mindestens 0,02% Si zugegeben werden müssen. Wenn mehr als 0,5% Si zugegeben werden, nimmt jedoch die WEZ-Zähigkeit ab, so daß der obere Grenzwert auf 0,5% festgelegt ist.
Mn ist ein unerläßliches Element zum Gewährleisten der Festigkeit und Zähigkeit eines Basisstahls. Wenn mehr als 2% Mn zugegeben werden, nimmt jedoch die WEZ-Zähigkeit wesentlich ab, und wenn weniger als 0,3% Mn zugegeben werden, kann die Festigkeit eines Basisstahls kaum gewährleistet werden. Daher ist die Zugabemenge auf den Bereich von 0,3% bis 2% festgelegt.
P ist ein Element, das die Zähigkeit eines Stahls beeinflußt. Weil nicht nur die Zähigkeit eines Basisstahls, sondern auch die Wärmeeinflußzonen-Zähigkeit wesentlich vermindert wird, wenn der P-Anteil größer ist als 0,03%, ist der obere Grenzwert auf 0,03% festgelegt.
S bildet grobe Sulfide und vermindert daher die Zähigkeit, wenn es in einer Menge von mehr als 0,03% zugegeben wird, aber wenn der S-Anteil kleiner ist als 0,0001%, nimmt die Menge der gebildeten Sulfide, z.B. MnS, die zum Erzeugen von intragranularem Ferrit dienen, wesentlich ab. Daher ist der Bereich der Zugabemenge von S auf 0,0001 bis 0,03% festgelegt.
Al wird normalerweise als Reduktionsmittel zugegeben. Erfindungsgemäß ist der obere Grenzwert von Al auf 0,05% festgelegt, weil, wenn mehr als 0,05% Al zugegeben werden, die Wirkung der Mg-Zugabe behindert wird, und der untere Grenzwert des Al-Anteils ist auf 0,0005% festgelegt, weil ein Al-Anteil von mindestens 0,0005% erforderlich ist, um MIIMIII₂O₄ stabil zu erzeugen.
Ti ist ein Element zum Verfeinern von Kristallkörnern und dient als Reduktionsmittel und ferner als Element zum Bilden von Nitriden. Eine große Ti-Zugabemenge führt jedoch zu einer wesentlichen Verminderung der Zähigkeit aufgrund der Bildung von Carbiden, so daß der obere Grenzwert auf 0,05% festgelegt ist. Daher ist, weil eine Zugabemenge von mindestens 0,003% erforderlich ist, um eine gewünschte Wirkung zu erhalten, der Bereich des Ti-Anteils auf 0,003 bis 0,05% festgelegt.
Mg ist erfindungsgemäß ein Hauptlegierungselement und wird hauptsächlich als Reduktionsmittel zugegeben. Wenn jedoch mehr als 0,01% Mg zugegeben werden, bilden sich tendenziell grobe Oxide und werden die Zähigkeit eines Basisstahls und die Wärmeeinflußzonen-Zähigkeit vermindert. Andererseits kann bei einer Zugabemenge von weniger als 0,0001% nicht erwartet werden, daß in ausreichendem Maße Oxide gebildet werden, die für intragranulare Transformation und als Pinning-Partikel erforderlich sind. Daher ist der Bereich des Mg-Anteils auf 0,0001 bis 0,010% festgelegt.
O (Sauerstoff) ist ein wesentliches Element zum Bilden von Mg-haltigen Oxiden. Wenn der schließlich in einem Stahl verbleibende Sauerstoffanteil kleiner ist als 0,0001%, ist die Anzahl von Oxiden unzureichend, so daß der untere Grenzwert auf 0,0001% festgelegt ist. Wenn dagegen die Menge des verbleibenden Sauerstoffs größer ist als 0,008%, nimmt die Zahl grober Oxide zu, und die Zähigkeit eines Basisstahls und die Wärmeeinflußzonen-Zähigkeit nehmen ab, so daß der obere Grenzwert auf 0,008% festgelegt ist.
Außerdem können erfindungsgemäß optional eines oder mehrere der Elemente Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb, Zr, Ta und B als Elemente hinzugefügt werden, die die Festigkeit und die Zähigkeit erhöhen.
Cu ist ein wirksames Element zum Erhöhen der Festigkeit, ohne daß die Zähigkeit vermindert wird. Bei einer Menge von weniger als 0,05% tritt die Wirkung jedoch nicht auf, und wenn die Menge 1,5% überschreitet, treten während der Erwärmung einer Bramme oder während des Schweißprozesses tendenziell Risse auf. Daher wird der Bereich des Cu-Anteils auf 0,05 bis 1,5% festgelegt.
Ni ist ein wirksames Element zum Erhöhen der Zähigkeit und der Festigkeit, und um die Wirkung zu gewährleisten, ist eine Zugabemenge von mindestens 0,05% erforderlich. Wenn der Ni-Anteil größer ist als 5%, wird jedoch die Schweißbarkeit verschlechtert, so daß der obere Grenzwert auf 5% festgelegt ist.
Cr wird in einer Menge von mindestens 0,02% hinzugefügt, um die Festigkeit eines Stahls durch Präzipitationshärten effektiv zu erhöhen, durch eine große Cr-Menge von mehr als 1,5% wird jedoch die Härtbarkeit erhöht, wird eine Bainitstruktur erzeugt und wird die Zähigkeit vermindert. Daher wird der obere Grenzwert auf 1,5% festgelegt.
Mo ist ein Element, das die Härtbarkeit erhöht und gleichzeitig die Festigkeit durch Ausbilden von Carbonitriden verbessert. Eine Zugabemenge von mindestens 0,02% ist erforderlich, um die Wirkung zu gewährleisten, durch eine große Mo-Zugabemenge von mehr als 1,5% wird die Festigkeit jedoch übermäßig erhöht und nimmt die Zähigkeit wesentlich ab. Daher ist der Bereich des Mo-Anteils auf 0,02 bis 1,5% festgelegt.
V ist ein Element, das Carbide und Nitride bildet und zum Erhöhen der Festigkeit dient, die Wirkung kann allerdings nicht gewährleistet werden, wenn der V-Anteil kleiner ist als 0,01%, andererseits nimmt die Zähigkeit ab, wenn der V-Anteil größer ist als 0,1%. Daher ist der Bereich des V-Anteils auf 0,01 bis 0,1% festgelegt.
Nb ist ein Element, das Carbide und Nitride bildet, und dient zum Erhöhen der Festigkeit, wobei diese Wirkung nicht gewährleistet werden kann, wenn der Nb-Anteil kleiner ist als 0,0001%, und die Zähigkeit nimmt ab, wenn der Nb-Anteil größer ist als 0,2%. Daher wird der Bereich des Nb-Anteils auf 0,0001 bis 0,2% festgelegt.
Jedes der Elemente Zr und Ta ist, ähnlich wie Nb, ein Element, das Carbide und Nitride bildet und zum Erhöhen der Festigkeit dient, wobei diese Wirkung jedoch nicht gewährleistet werden kann, wenn die Zugabemenge kleiner ist als 0,0001%, und die Zähigkeit nimmt dagegen ab, wenn die Zugabemenge größer ist als 0,05%. Daher wird der Bereich des Anteils dieser Elemente auf 0,0001 bis 0,05% festgelegt.
B erhöht im allgemeinen die Härtbarkeit, wenn es im Zustand einer festen Lösung vorliegt, und ist ein Element, durch das N in einer festen Lösung durch Erzeugen von BN vermindert und die Wärmeeinflußzonen-Zähigkeit erhöht wird. Die vorstehenden Wirkungen können gewährleistet werden, wenn mindestens 0,0003% B hinzugegeben wird, aber wenn übermäßig viel B zugegeben wird, wird die Zähigkeit vermindert, so daß der obere Grenzwert auf 0,005% festgelegt ist.
Ca und REM unterdrücken die Erzeugung von länglichem MnS durch Bilden von Sulfiden und verbessern die Eigenschaften in der Plattendickenrichtung eines Stahlmaterials, insbesondere das laminare Zerreißverhalten. Diese Wirkungen können jedoch durch keine der Komponenten Ca und REM erzielt werden, wenn die Zugabemenge kleiner ist als 0,0005%, so daß der untere Grenzwert auf 0,0005% festgelegt ist. Wenn mehr als 0,005% hinzugegeben werden, nimmt dagegen die Anzahl von Oxiden von Ca und REM zu und die Anzahl ultrafeiner Mg-haltiger Oxide ab. Daher wird der obere Grenzwert auf 0,005% festgelegt.
Ein Stahl, der die vorstehend erwähnten Komponenten enthält, wird in einem Stahlherstellungsprozeß gefrischt und anschließend stranggegossen, und die derart hergestellte schwere Platte wird erwärmt und gewalzt. In diesem Fall wird hinsichtlich des Walzverfahrens, eines Erwärmungs- und Abkühlverfahrens und eines Wärmebehandlungsverfahrens, obwohl Verfahren verwendet werden, die in den relevanten Fachgebieten herkömmlich angewendet werden, die WEZ-Zähigkeit nicht beeinflußt.
Insbesondere zeigt sich basierend auf der Tatsache, daß die Korngröße und der Unterschied der Korngröße in einer Wärmeeinflußzone umso größer ist, je kleiner die Korngröße eines Basisstahls ist, erfindungsgemäß, daß die Verfeinerung vormaliger γ-Körner in einer Wärmeeinflußzone auch dann eine große Wirkung hat, wenn nicht nur die WEZ-Zähigkeit, sondern auch die Härteanpassung, usw. berücksichtigt werden müssen.
Beispiele
Nachstehend werden erfindungsgemäße Beispiele beschrieben.
Stahlblöcke mit den in den Tabellen 1 und 2 (Fortsetzung von Tabelle 1) dargestellten chemischen Zusammensetzungen wurden warmgewalzt und wärmebehandelt, um Stahlplatten zu erzeugen, und anschließend wurden die Stahlplatten mit einem niedrigen Schweißwärmeeintrag von 1,7 kJ/mm, einem hohen Schweißwärmeeintrag von 20 kJ/mm und einem ultrahohen Schweißwärmeeintrag von 150 kJ/mm geschweißt. Dann wurden die Größen vormaliger γ-Körner in Wärmeeinflußzonen unter Anwendung des vorstehend erwähnten Schneidverfahrens gemessen, und die Anfälligkeit der WEZ-Zähigkeit (Probestücke wurden vom Bereich der gröbsten Körner genommen) bezüglich der Wärmeeinträge wurde durch den Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt.
Der Wert für ΔvEo in Tabelle 3 wird durch Berechnen der Differenz der im Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy absorbierten Energie zwischen den Fällen des niedrigen Wärmeeintrags (1,7 kJ/mm) und des ultrahohen Wärmeeintrags (150 kJ/mm) erhalten, d.h. [Zähigkeit im Fall eines niedrigen Wärmeeintrags: vEo (j)] – [Zähigkeit im Fall eines ultrahohen Wärmeeintrags: vEo (j)], wobei jede absorbierte Energie einen Mittelwert der durch die Messung von drei Probestücken bei 0°C erhaltenen Werte darstellt.
λ1 und λ2 stellen mittlere Partikelabstände von Oxiden dar, wobei diese Werte basierend auf zehn Fotos berechnet wurden, die durch ein Elektronenmikroskop bei einer 1000-fachen Vergrößerung für λ1 und einer 100000-fachen Vergrößerung für λ2 aufgenommen wurden.
Tabelle 1 (Fortsetzung in Tabelle 2)
Tabelle 2 (Fortsetzung von Tabelle 1)
Tabelle 3

d1: Größe vormaliger γ-Körner bei einem Wärmeeintrag von 1,7 kJ/mm;
d2: Größe vormaliger γ-Körner bei einem Wärmeeintrag von 20,0 kJ/mm;
d3: Größe vormaliger γ-Körner bei einem Wärmeeintrag von 150,0 kJ/mm (beachte, daß d3 für den Stahl 20-2 die Größe vormaliger γ-Körner bei einem Wärmeeintrag von 60,0 kJ/mm darstellt);
λ1: mittlerer Partikelabstand von Mg-haltigen Oxiden (0,2 bis 5,0 μm);
λ2: mittlerer Partikelabstand von Mg-haltigen Oxiden (0,005 bis 0,2 μm);
vEo (kgf·m): durch Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy absorbierte Energie bei 0°C bei einem Wärmeeintrag von 1,7 kJ/mm;
ΔEo (kgf·m): [durch Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy absorbierte Energie bei einem Wärmeeintrag von 1,7 kJ/mm]-[durch Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy absorbierte Energie bei einem Wärmeeintrag von 150 kJ/mm (oder 60,0 kJ/mm)].

Die Stähle 1 bis 22 stellen erfindungsgemäße Beispiele dar. Anhand von Tabelle 3 ist ersichtlich, daß die Größe vormaliger γ-Körner dieser erfindungsgemäßen Stähle im weiten Wärmeeintragbereich von einem geringen Wärmeeintrag bis zu einem ultrahohen Wärmeeintrag maximal 200 μm beträgt. Obwohl die Stähle 20-2 und 21-2 nahezu die gleiche chemische Zusammensetzung haben wie die Stähle 20 bzw. 21, sind die Reduktionsbedingungen verschieden und die Mg-Anteile geringfügig verschieden. Obwohl λ1 für den Stahl 20-2 und λ2 für den Stahl 21-2 außerhalb des erfindungsgemäß spezifizierten Bereichs liegen, wird auch in diesen Fällen beobachtet, daß die Korngröße des Stahls 20-2 sich kaum ändert, so daß die Korngröße des Stahls 21-2 bei einem Wärmeeintrag von 60,0 kJ/mm maximal 200 μm beträgt. Außerdem ist die durch den Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy absorbierte Energie für alle erfindungsgemäßen Stähle größer als 10 kgf·m, so daß die vorstehend erwähnten erfindungsgemäßen Stähle eine hohe Zähigkeit aufweisen.
Außerdem beträgt die Differenz der durch den Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy absorbierten Energie zwischen dem geringen Wärmeeintrag und dem ultrahohen Wärmeeintrag höchstens nur 4 kgf·m, d.h. daß sich die WEZ-Zähigkeit innerhalb eines weiten Wärmeeintragbereichs nicht ändert.
Es treten Fälle auf, in denen die vorstehend erwähnten Differenzwerte der durch den Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy absorbierten Energie negativ sind, was bedeutet, daß die Zähigkeit trotz der Tatsache verbessert ist, daß die Größe vormaliger γ-Körner groß wird. Dies ergibt sich aus der Tatsache, daß das intragranulare Transformationsvermögen Mg-haltiger Oxide erfindungsgemäß extrem groß ist.
Die Stähle 23 bis 35 stellen Vergleichsstähle dar, die unter anderen Bedingungen als die erfindungsgemäß spezifizierten hergestellt wurden. Insbesondere stellen die Vergleichsstähle 23, 24, 25, 26, 27, 29, 30, 33, 34 und 35 Stähle dar, in denen mindestens eine der Basiskomponenten oder der selektiven Elemente in einer Menge hinzugefügt ist, die außerhalb des erfindungsgemäß spezifizierten Zusammensetzungsbereichs liegt.
In den vorstehend erwähnten Vergleichsstählen sind, obwohl die mittleren Kornabstände von Oxiden, die einen wichtigen Faktor der vorliegenden Erfindung darstellen, die erfindungsgemäßen Anforderungen im wesentlichen erfüllen, Elemente, die die Zähigkeit vermindern, in einer übermäßigen Menge hinzugefügt, was zu einer Beschleunigung der Verminderung der WEZ-Zähigkeit führt, wenn die Stähle mit geringem Wärmeeintrag und ultrahohem Wärmeeintrag geschweißt werden.
Die Vergleichsstähle 28 und 31 sind Stähle, bei denen die Al- und Ti-Menge niedriger ist als ihre erfindungsgemäß spezifizierten unteren Grenzwerte. In diesen Fällen werden die vormaligen γ-Körner mit zunehmendem Wärmeeintrag gröber, so daß beide Vergleichsstähle eine schlechte Zähigkeit aufweisen.
Dem Vergleichsstahl 32 wurde kein Mg hinzugefügt, und der Stahl hat bei einem geringen Wärmeeintrag eine gute Zähigkeit. Bei einem ultrahohen Wärmeeintrag nimmt die Zähigkeit des Stahls jedoch erheblich ab, so daß der Stahl eine große Differenz in der durch den Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy absorbierten Energie von 10,3 kgf·m aufweist.
Alle vorstehend erwähnten Vergleichsstähle haben eine geringe WEZ-Zähigkeit, und außerdem nimmt die WEZ-Zähigkeit weiter ab, wenn der Wärmeeintrag hoch wird.
Die Vergleichsstähle 33 und 34 weisen viele feine Oxide auf, so daß sie eine wesentlich schlechtere Zähigkeit besitzen, obwohl die vormaligen γ-Körner im Vergleich zu den anderen Fällen ausreichend klein sind.
Der Grund dafür besteht darin, daß aufgrund der Zugabe einer übermäßigen Mg- oder O-Menge hauptsächlich grobe Partikel mit einer Größe von 5 μm oder mehr erzeugt werden, so daß Sprödbruch beschleunigt wird.
Die Vergleichsstähle 36 und 27 sind Stähle, deren chemische Zusammensetzungen die gleichen sind wie in den erfindungsgemäßen Stählen 1 bzw. 2, wobei die Mengen des im geschmolzenen Stahl gelösten Sauerstoffs jedoch größer sind als 50 ppm, wenn die vorgeschriebenen Mg-Mengen in der Endstufe hinzugegeben werden.
In den Vergleichsstählen 36 und 37 werden nicht genügend ultrafeine Oxide erzeugt, so daß eine Vergröberung vor maliger γ-Körner und eine wesentliche Verschlechterung der Zähigkeit auftreten.
Gewerbliche Anwendbarkeit
Gemäß den erfindungsgemäß spezifizierten chemischen Zusammensetzungen und dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren kann das Wachstum vormaliger γ-Körner in Wärmeeinflußzonen unabhängig vom Wärmeeintrag unterdrückt werden, indem entweder eine vorgeschriebene Menge Mg hinzugegeben wird, nachdem Ti hinzugegeben wurde, oder indem eine vorgeschriebene Menge Mg hinzugegeben wird, nachdem Ti und Mg gleichzeitig hinzugegeben wurden.
Erfindungsgemäß kann die WEZ-Zähigkeit durch den Unterdrückungseffekt über einen breiten Wärmeeintragbereich erhöht werden.
Dadurch wird in verschiedenen technischen Gebieten, z.B. in Offshore-Strukturen, in Pipelines zum Transportieren von Erdgas oder Rohöl, für Architekturzwecke, im Schiffsbau, im Brückenbau und für Konstruktionseinrichtungen, die Sicherheit bezüglich der Vermeidung von Sprödbruch geschweißter Strukturen wesentlich verbessert.
Die vorliegende Erfindung kann daher wesentlich zur Entwicklung verschiedener industrieller Techniken beitragen.

Claims

Stahl für eine geschweißte Struktur mit einer WEZ-Zähigkeit, die für einen Wärmeeintrag von 0,5 – 150 kJ/mm unabhängig ist, mit (in Gew.-%): C: 0,01 bis 0,2% Si: 0,02 bis 0,5% Mn: 0,3 bis 2%; P: 0,03% oder weniger; S: 0,0001 bis 0,03%; Al: 0,0005 bis 0,05%; Ti: 0,003 bis 0,05%; Mg: 0,0001 bis 0,01%; O: 0,0001 bis 0,008%; und ferner optional mit einem oder mehreren der Elemente (in Gew.-%): Cu: 0,05 bis 1,5%; Ni: 0,05 bis 5%; Cr: 0,02 bis 1,5%; Mo: 0,02 bis 1,5%; V: 0,01 bis 0,1%; Nb: 0,0001 bis 0,2% Zr: 0,0001 bis 0,05%; Ta: 0,0001 bis 0,05%; B: 0,0003 bis 0,005%; Ca: 0,0005 bis 0,005%; und REM: 0,0005 bis 0,005%; wobei der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; mit ersten Partikeln, die durch die Zugabe von Ti und anschließende Zugabe von Mg oder durch die gleichzeitige Zugabe von Ti und Mg gebildet werden und einen mittleren Partikelabstand von 30 bis 100 μm aufweisen, wobei die Partikel gebildet werden durch Präzipitieren von Sulfiden und/oder Nitriden unter Verwendung von Mg-haltigen Oxiden mit einer Partikelgröße von 0,2 bis 5 μm als ihre Kerne; und mit zweiten Partikeln, die durch eine zweite Zugabe von Mg gebildet werden, wobei die zweiten Partikel MgO-Partikel mit einer flächenzentrierten kubischen Struktur und MIIMIII₂O₄-Partikel (MII: Mg, Ca, Fe, Mn, und MIII: Al, Ti, Cr, Mn, V) mit einer Spinellstruktur mit Mg als Hauptbestandteil sind, wobei die erstgenannten und die letztgenannten Partikel eine Größe von 0,1 μm oder weniger haben.
Stahl nach Anspruch 1, wobei die Größen der vormaligen Austenitkörner des Stahls in der WEZ-Struktur im Bereich von 10 bis 200 μm liegen.
Verfahren zum Herstellen eines Stahls nach Anspruch 1 oder 2 mit den Schritten: Hinzufügen von Si und Mn zu einer Stahlschmelze zum Ausführen einer schwachen Reduktionsbehandlung; Ausführen eines ersten Reduktionsprozesses durch Zugabe von 0,003 bis 0,05% Ti, anschließende Zugabe von 0,0001 bis 0,01% Mg oder von 0,003 bis 0,05% Ti in Kombination mit 0,0001 bis 0,01% Mg, um einen mittleren Partikelabstand von 30 bis 100 μm zu erhalten, wobei die Partikel gebildet werden durch Präzipitieren von Sulfiden und/oder Nitriden unter Verwendung von Mg- haltigen Oxiden mit einer Partikelgröße von 0,2 bis 5 μm als ihre Kerne, Einstellen der gelösten Sauerstoffmenge in einem Bereich von 0,1 bis 50 ppm, um einen Gleichgewichtszustand zu erhalten; ferner Ausführen eines zweiten Reduktionsprozesses durch Zugabe von 0,0001 bis 0,01% Mg im Gleichgewichtszustand der Schmelze, um Partikel zu erhalten, wobei die Partikel MgO-Partikel mit einer flächenzentrierten kubischen Struktur und MIIMIII₂O₄-Partikel (MII: Mg, Ca, Fe, Mn, und MIII: Al, Ti, Cr, Mn, V) mit einer Spinellstruktur mit Mg als Hauptbestandteil sind, wobei die erstgenannten und die letztgenannten Partikel eine Größe von 0,1 μm oder weniger haben; und Gießen der reduzierten Schmelze.