DE60132302T2 - Tin- und zrn-ausscheidendes stahlblech für schweissstrukturen, hertsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge - Google Patents

Tin- und zrn-ausscheidendes stahlblech für schweissstrukturen, hertsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge Download PDF

Info

Publication number
DE60132302T2
DE60132302T2 DE60132302T DE60132302T DE60132302T2 DE 60132302 T2 DE60132302 T2 DE 60132302T2 DE 60132302 T DE60132302 T DE 60132302T DE 60132302 T DE60132302 T DE 60132302T DE 60132302 T2 DE60132302 T2 DE 60132302T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
steel
vorlieg
slab
precipitates
tin
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
DE60132302T
Other languages
English (en)
Other versions
DE60132302D1 (de
Inventor
Hae-Chang Posco 790-300 Pohang-si CHOI
Hong-Chul Posco 790-300 Pohang-si JEONG
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from KR10-2000-0076393A external-priority patent/KR100470058B1/ko
Priority claimed from KR10-2000-0076827A external-priority patent/KR100435488B1/ko
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of DE60132302D1 publication Critical patent/DE60132302D1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE60132302T2 publication Critical patent/DE60132302T2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0257—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y10T428/12965—Both containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Konstruktionsstahlprodukt, das für die Verwendung in Bauten, Brücken, Schiffskonstruktionen, Marinebauten, Stahlrohren, Leitungsrohren usw. geeignet ist. Insbesondere betrifft die Erfindung ein Schweißkonstruktionsstahlprodukt, das unter Verwendung von TiN- und ZrN-Ausfällungen hergestellt wird, wodurch es gleichzeitig eine verbesserte Zähigkeit und Festigkeit in einer Wärmeeinflusszone zeigen kann. Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Fertigung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts sowie eine geschweißte Konstruktion unter Verwendung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts.
  • Stand der Technik
  • In jüngerer Zeit sind mit zunehmender Höhe oder Größe von Gebäuden und anderen Konstruktionen zunehmend größere Stahlprodukte verwendet worden. Das heißt, es wurden dicke Stahlprodukte immer häufiger verwendet. Um derartig dicke Stahlprodukte zu schweißen, ist der Einsatz eines äußerst effizienten Schweißverfahrens erforderlich. Für Schweißtechniken bei dicken Stahlprodukten sind vor allem ein UP-Schweißverfahren mit Wärmeeintrag, das ein Einlagenschweißen erlaubt, sowie ein Elektroschweißverfahren angewandt worden. Das Schweißverfahren mit Wärmeeintrag, das ein Einlagenschweißen ermöglicht, wird auch bei Schiffsbauten und Brücken angewandt, die das Schweißen von Stahlplatten mit Dicken von 25 mm oder mehr erfordern. Im Allgemeinen kann die Anzahl der Schweißdurchgänge bei einem höheren Wärmeeintrag verringert werden, weil sich die Menge an geschweißtem Metall erhöht. Demgemäß ist immer dann, wenn das Wärmeeintrag-Schweißverfahren anwendbar ist, ein Vorteil hinsichtlich der Schweißeffizienz möglich. Das heißt im Fall eines Schweißvorganges mit erhöhtem Wärmeeintrag lässt sich dessen Anwendung erweitern. Typischerweise beträgt der im Schweißverfahren eingesetzte Wärmeeintrag zwischen 100 und 200 kJ/cm. Für das Schweißen von Stahlplatten, die noch weiter auf Dicken von 50 mm oder mehr vergrößert worden sind, bedarf es eines extra hohen Wärmeeintrags im Bereich von 200 kJ/cm bis 500 kJ/cm.
  • Bei Anwendung eines hohen Wärmeeintrags in einem Stahlprodukt wird die Wärmeeinflusszone, insbesondere ihr nahe einer Schmelzgrenze angeordneter Bereich, mittels Schweißwärmeeintrag auf eine Temperatur um einen Schmelzpunkt des Stahlprodukts erhitzt. Infolgedessen findet ein Kornwachstum an der Wärmeeinflusszone statt, so dass es zur Ausbildung eines grobkörnigen Korngefüges kommt. Des Weiteren kann es, wenn das Stahlprodukt einem Abkühlprozess unterworfen wird, zur Ausbildung von Feingefügen verminderter Zähigkeit kommen, zum Beispiel Bainit und Martensit. Somit kann die Wärmeeinflusszone einen Ort verminderter Zähigkeit darstellen.
  • Um die gewünschte Stabilität eines solchen Schweißgefüges sicherzustellen, muss das Wachstum von Austenitkörnern an der Wärmeeinflusszone unterdrückt werden, damit das Schweißgefüge sein Feingefüge beibehalten kann. Als Mittel zur Erfüllung dieses Erfordernisses sind Techniken bekannt, bei denen Oxide, die bei hoher Temperatur stabil sind, oder auch auf Ti basierende Kohlenstoffnitride in geeigneter Weise in Stählen dispergiert sind, um das Kornwachstum an der Wärmeeinflusszone während eines Schweißvorgangs zu verzögern. Derartige Techniken sind in den japanischen Patentoffenlegungsschriften Nr. Hei. 12-226633 , Hei. 11-140582 , Hei. 10-298708 , Hei. 10-298706 , Hei. 9-194990 , Hei. 9-324238 , Hei. 8-60292 , Sho. 60-245769 , Hei. 5-186848 , Sho. 58-31065 , Sho. 61-79745 und Sho. 64-15320 sowie im Journal of Japanese Welding Society, Band 52, Heft 2, S. 49 ff., offenbart.
  • Die in der japanischen Patentoffenlegungsschrift Nr. Hei. 11-140582 offenbarte Technik steht stellvertretend für Techniken, bei denen TiN-Ausfällungen verwendet werden. Bei dieser Technik werden Baustähle mit einer Schlagzähigkeit von etwa 200 J bei 0°C (im Fall einer Matrix etwa 300 J) vorgeschlagen. Gemäß dieser Technik wird das Verhältnis von Ti/N auf 4 bis 12 eingestellt, um dadurch TiN-Ausfällungen mit einer Korngröße von 0,05 μm oder weniger bei einer Dichte von 5,8 × 103/mm2 bis 8,1 × 104/mm2 zu bilden, während TiN-Ausfällungen mit einer Korngröße von 0,03 bis 0,2 μm bei einer Dichte von 3,9 × 103/mm2 bis 6,2 × 104/mm2 entstehen, wodurch eine gewünschte Zähigkeit am Schweißort sichergestellt wird. Laut dieser Technik weisen aber sowohl die Matrix als auch die Wärmeeinflusszone eine wesentlich geringere Zähigkeit bei der Anwendung eines Schweißverfahrens mit Wärmeeintrag auf. Beispielweise haben die Matrix und die Wärmeeinflusszone eine Schlagzähigkeit von 320 J und 220 J bei 0°C. Des Weiteren ist es aufgrund eines erheblichen Zähigkeitsunterschieds zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone, bis etwa 100 J, schwierig, eine gewünschte Zuverlässigkeit für eine Stahlkonstruktion zu garantieren, die man dadurch erhält, dass verdickte Stahlprodukte einem Schweißverfahren unter Anwendung eines extra hohen Wärmeeintrags unterworfen werden. Außerdem beinhaltet zur Erlangung gewünschter TiN-Ausfällungen die Technik ein Verfahren, in dem eine Bramme bei einer Temperatur von 1050°C oder mehr erwärmt wird, die erwärmte Bramme abgeschreckt wird und die abgeschreckte Bramme wieder für ein nachfolgendes Warmwalzverfahren erhitzt wird. Aufgrund dieser doppelten Wärmebehandlung kommt es zu erhöhten Herstellungskosten.
  • Die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. Hei. 9-194990 offenbart eine Technik, bei der das Verhältnis zwischen Al und O im Niedrigstahl (N ≤ 0,005%) so eingestellt ist, dass es sich innerhalb eines Bereichs von 0,3 bis 1,5 (0,3 ≤ Al/O ≤ 1,5) bewegt, um eine komplexes Oxid zu bilden, das Al, Mn und Si enthält. Jedoch weist das Stahlprodukt gemäß dieser Technik eine verminderte Zähigkeit auf, weil die Übergangstemperatur an der Wärmeeinflusszone einem Wert von etwa –50 entspricht, wenn man einen Schweißvorgang mit hohem Wärmeeintrag von etwa 100 kJ/cm einsetzt. Auch die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. Hei 10-298708 offenbart eine Technik, bei der komplexe Ausfällungen von MgO und TiN eingesetzt werden. Jedoch zeigt das Stahlprodukt gemäß dieser Technik eine verminderte Zähigkeit, insofern als bei Anwendung eines Schweißprozesses mit hohem Wärmeeintrag von etwa 100 kJ/cm die Schlagzähigkeit bei 0°C in der Wärmeeinflusszone 130 J entspricht.
  • Viele Techniken zur Verbesserung der Zähigkeit der Wärmeeinflusszone unter Verwendung von TiN-Ausfällungen und auf Al basierenden Oxiden oder MgO sind bekannt, bei denen ein Schweißvorgang mit hohem Wärmeintrag angewandt wird. Jedoch gibt es keine Technik, die in der Lage ist, die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone deutlich zu verbessern, wenn ein Schweißprozess mit extrem hohem Wärmeeintrag längere Zeit bei 1350°C oder mehr ausgeführt wird.
  • Offenbarung der Erfindung
  • Eine Aufgabe der Erfindung besteht daher in der Bereitstellung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts, das den Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone selbst innerhalb eines Schweißwärmeeintragbereichs von einem Zwischenwärmeeintrag zu einem äußerst hohem Wärmeeintrag durch Verwendung von TiN-Ausfällungen und ZrN-Ausfällungen minimieren kann, während es eine überlegene Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone zeigt, eines Verfahrens zur Fertigung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts sowie einer geschweißten Konstruktion unter Verwendung des Schweißkonstruktionsstahlprodukts. Gemäß einem Aspekt stellt die vorliegende Erfindung ein Schweißkonstruktionsstahlprodukt mit TiN- und ZrN-Ausfällungen bereit, umfassend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,001 bis 0,03% Zr, 0,008 bis 0,030% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,01% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 1,2 ≤ Ti/N ≤ 2,5, 0,3 ≤ Zr/N ≤ 2,0, 10 ≤ N/B ≤ 40, 2,5 ≤ Al/N ≤ 7 und 6,8 ≤ (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N ≤ 17, und aufweisend eine Mikrostruktur, die im Wesentlichen aus einer komplexen Struktur aus Ferrit und Perlit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger besteht, wobei das Schweißkonstruktionsstahlprodukt wahlweise ferner Folgendes umfasst: 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 ≤ V/N ≤ 9 und 7 ≤ (Ti + 2Al + 4B + V)/N ≤ 17; eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Fertigung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts mit feinen komplexen TiN- und ZrN-Ausfällungen bereit, umfassend die Schritte des
    Herstellens einer Stahlbramme, enthaltend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,001 bis 0,03% Zr, 0,008 bis 0,030% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,01% 0 und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 1,2 ≤ Ti/N ≤ 2,5, 0,3 ≤ Zr/N ≤ 2,0, 10 ≤ N/B ≤ 40, 2,5 ≤ Al/N ≤ 7 und 6,8 ≤ (Ti + Zr + 2Al + 9B)/N ≤ 17;
    Erhitzen der Stahlbramme bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C für eine Dauer von 60 bis 180 Minuten;
    Heißwalzen der erhitzten Stahlbramme in einem Austenitumkristallisationsbereich bei einer Dickenreduzierungsrate von 40% oder mehr; und
    Abkühlen der heißgewalzten Stahlbramme mit einer Rate von 1°C/Min. auf eine Temperatur, entsprechend ±10°C von einer Ferritumwandlungsendtemperatur, wobei die Bramme ferner Folgendes wahlweise enthält: 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0, 3 ≤ V/N ≤ 9 und 7 ≤ (Ti + 2Al + 4B + V)/N ≤ 17;
    eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder
    eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Fertigung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts mit feinen komplexen TiN- und ZrN-Ausfällungen bereit, umfassend die Schritte des
    Herstellens einer Stahlbramme, enthaltend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,001 bis 0,03% Zr, höchstens 0,005% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, 0,003 bis 0,05% S, höchstens 0,01% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen;
    Erhitzen der Stahlbramme bei einer Temperatur im Bereich von 1000 bis 1250°C für eine Dauer von 60 bis 180 Minuten, während die Stahlbramme, nitrogenisiert wird, um den N-Gehalt der Stahlbramme auf 0,008 bis 0,03% einzustellen und die folgenden Bedingungen zu erfüllen: 1,2 ≤ Ti/N ≤ 2,5, 0,3 ≤ Zr/N ≤ 2,0, 10 ≤ N/B ≤ 40, 2,5 ≤ Al/N ≤ 7 und 6,8 ≤ (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N ≤ 17;
    Heißwalzen der nitrogenisierten Stahlbramme in einem Austenitumkristallisationsbereich bei einer Dickenreduzierungsrate von 40% oder mehr; und Abkühlen der heißgewalzten Stahlbramme mit einer Rate von 1°C/Min. auf eine Temperatur, entsprechend ±10°C von einer Ferritumwandlungsendtemperatur, wobei die Bramme wahlweise ferner Folgendes enthält: 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 ≤ V/N ≤ 9 und 7 ≤ (Ti + 2Al + 4B + V)/N ≤ 17;
    eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%.
  • Gemäß einem weiteren Aspekt stellt die vorliegende Erfindung eine geschweißte Konstruktion mit einer überragenden Wärmeeinflusszonenzähigkeit bereit, die unter Verwendung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts nach einem der oben beschriebenen Schweißkonstruktionsstahlprodukte hergestellt ist.
  • Beste Art und Weise der Durchführung der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung wird jetzt im Einzelnen beschrieben.
  • In der Beschreibung steht der Ausdruck „Vor-Austenit" für einen Austenit, der an der Wärmeeinflusszone in einem Stahlerzeugnis (Matrix) gebildet wird, wenn ein Schweißverfahren unter Verwendung eines hohen Wärmeeintrags beim Stahlerzeugnis angewandt wird. Dieser Austenit unterscheidet sich von dem im Herstellungsvorgang (Warmwalzprozess) gebildeten Austenit.
  • Nach sorgfältigem Beobachten des Wachstumsverhaltens des Vor-Austenits in der Wärmeeinflusszone in einem Stahlerzeugnis (Matrix) und der Phasenumwandlung des Vor-Austenits, die während eines Kühlvorgangs stattfindet, wenn ein Schweißprozess unter Verwendung eines hohen Wärmeeintrags beim Stahlerzeugnis angewandt wird, fanden die Erfinder heraus, dass die Wärmeeinflusszone Zähigkeitsschwankungen im Hinblick auf die kritische Korngröße des Vor-Austenits (etwa 80 μm) zeigt und dass die Zähigkeit an der Wärmeeinflusszone bei einem erhöhten Anteil an Feinferrit gesteigert wird.
  • Auf der Grundlage dieser Beobachtung ist die vorliegende Erfindung durch Folgendes gekennzeichnet:
    • [1] Verwendung von TiN-Ausfällungen und ZrN-Ausfällungen im Stahlerzeugnis (Matrix),
    • [2] Reduzierung der Korngröße des Anfangsferrits im Stahlerzeugnis (Matrix) auf einen kritischen Wert oder weniger, um so den Vor-Austenit auf eine Korngröße von etwa 80 μm oder weniger einzustellen und
    • [3] Reduzierung des Ti/N-Verhältnisses, um BN- und AlN-Ausfällungen effektiv zu bilden, wodurch der Ferritanteil an der Wärmeeinflusszone zunimmt, während der Ferrit so eingestellt wird, dass er ein nadelförmiges oder polygonales Gefüge aufweist, das eine Verbesserung der Zähigkeit bewirkt.
  • Die oben genannten Merkmale [1], [2], [3] der vorliegenden Erfindung werden nun im Detail beschrieben.
  • [1] TiN-Ausfällungen und ZrN-Ausfällungen
  • Wird ein Konstruktionsstahlprodukt einem Schweißen bei hohem Wärmeeintrag unterworfen, dann wird die Wärmeeinflusszone nahe einer Schmelzgrenze auf eine hohe Temperatur von etwa 1400°C oder mehr erhitzt. Infolgedessen wird in der Matrix ausgefällter TiN teilweise aufgrund der Schweißwärme aufgelöst. Andernfalls kommt es zu einem Ostwaldschen Reifungsphänomen. Das heißt Ausfällungen mit einer geringen Korngröße werden aufgelöst, so dass sie in Form von Ausfällungen mit einer größeren Korngröße diffundiert sind. Gemäß dem Ostwaldschen Reifungsphänomen wird ein Teil der Ausfällungen grobkörnig. Des Weiteren reduziert sich die Dichte der TiN-Ausfällungen erheblich, so dass der Wachstumsunterdrückungseffekt in den Vor-Austenit-Körnern verschwindet.
  • Nachdem Schwankungen bei den Eigenschaften der TiN-Ausfällungen in Abhängigkeit vom Ti/N-Verhältnis beobachten worden waren, sowie in Anbetracht der Tatsache, dass das oben genannte Phänomen durch Diffusion von Ti-Atomen verursacht sein könnte, die dann auftritt, wenn in der Matrix dispergierte TiN-Ausfällungen durch die Schweißwärme aufgelöst werden, entdeckten die Erfinder die neuartige Tatsache, dass sich bei Vorherrschen einer hohen Stickstoff-Konzentration (d. h. niedriges Ti/N-Verhältnis) Konzentration und Diffusionsrate gelöster Ti-Atome verringert und eine verbesserte Hochtemperaturstabilität von TiN-Ausfällungen erzielt wird. Das heißt, wenn das Verhältnis zwischen Ti und N (Ti/N) im Bereich von 1,2 bis 2,5 liegt, dann verringert sich die Menge an gelöstem Ti beträchtlich, wodurch TiN-Ausfällungen eine erhöhte Hochtemperaturstabilität zeigen. Infolgedessen sind feine TiN-Ausfällungen gleichmäßig bei hoher Dichte dispergiert. Ein derart überraschendes Ergebnis führte man auf die Tatsache zurück, dass sich das Löslichkeitsprodukt, das die Hochtemperaturstabilität von TiN-Ausfällungen darstellt, bei einem reduzierten Stickstoffgehalt verringert, weil sich bei Erhöhung des Stickstoffgehalts unter der Bedingung, dass der Ti-Gehalt konstant ist, alle gelösten Ti-Atome leicht an Stickstoffatome binden und sich die Menge an gelöstem Ti bei einer hohen Stickstoffkonzentration verringert.
  • Auch stellten die Erfinder fest, dass eine große Menge an feinen TiN-Ausfällungen und ZrN-Ausfällungen durch Einstellung der Verhältnisse von Ti/N und Zr/N in einer hoch stickstoffhaltigen Umgebung gebildet werden kann. Diese ZrN-Ausfällungen sind bei der Unterdrückung des Wachstums von Vor-Austenit wirksam, weil sie bei hoher Temperatur stabil sind. Nachdem sie Schwankungen bei den jeweiligen Größen, Mengen und Dichten von TiN-Ausfällungen und ZrN-Ausfällungen in Abhängigkeit von den Verhältnissen von Ti und N (Ti/N) sowie von Zr und N (Zr/N) beobachtet hatten, stellten die Erfinder fest, das sich TiN-Ausfällungen mit einer Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm bei einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 oder mehr unter der Bedingung bilden, bei der das Verhältnis von Ti/N 1,2 bis 2,5 und das Verhältnis von Zr/N 0,3 bis 2,0 beträgt. Das heißt, dass die Ausfällungen einen einheitlichen Abstand von etwa 0,5 μm hatten. Auch bildeten sich ZrN-Ausfällungen.
  • Auch machten die Erfinder eine interessante Entdeckung, nämlich dass es selbst bei der Herstellung eines Stahls mit hohen Stickstoffgehalt durch Erzeugen eines Stahls mit einem niedrigen Stickstoffgehalt von 0,005% oder weniger aus einer Stahlbramme – bei leichter Tendenz zur Bildung von Brammenoberflächenrissen – und bei darauf folgender Nitrogenisierungsbehandlung des Niedrigstickstoffstahls in einem Brammenheizofen möglich ist, die oben definierten und gewünschten TiN-Ausfällungen zu erhalten, insofern als das Verhältnis von Ti/N auf 1,2 bis 2,5 eingestellt wird. Dies wurde basierend auf der Tatsache untersucht, dass sich bei Erhöhung des Stickstoffgehalts gemäß einer Nitrogenisierungsbehandlung unter der Bedingung, bei der der Gehalt an Ti konstant ist, alle aufgelösten Ti-Atome leicht an Stickstoffatome binden lassen, wodurch das Löslichkeitsprodukt von TiN, das die Hochtemperaturstabilität von TiN-Ausfällungen darstellt, reduziert wird.
  • Erfindungsgemäß werden zusätzlich zur Einstellung des Ti/N-Verhältnisses jeweilige Zr/N-, N/B-, Al/N- und V/N-Verhältnisse, der Gehalt an N sowie der Gesamtgehalt an Ti + Al + B + (V) ganz allgemein eingestellt, um N in Form von ZrN, BN, AlN und VN auszufällen, wobei der Tatsache Rechnung getragen wird, dass es aufgrund der Anwesenheit von gelöstem N in einer hochstickstoffhaltigen Umgebung zu verstärkter Alterung kommen kann. Erfindungsgemäß wird, wie oben beschrieben, der Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone nicht nur durch Einstellen der Dichte von TiN-Ausfällungen in Abhängigkeit vom Ti/N-Verhältnis und vom Löslichkeitsprodukt von TiN minimiert, sondern auch durch Dispergieren von ZrN. Dieses Schema unterscheidet sich beträchtlich vom konventionellen Ausfällungsregulierungsschema ( japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. Hei. 11-140582 ), bei dem die Menge an TiN-Ausfällungen durch einfaches Erhöhen des Gehalts an Ti erhöht wird.
  • [2] Einstellung für die Ferritkorngröße von Stählen (Matrix)
  • Nach ihrer Forschungsarbeit stellten die Erfinder fest, dass es für die Einstellung von Vor-Austenit auf eine Korngröße von etwa 80 μm oder weniger wich tig ist, Feinferritkörner in einem komplexen Gefüge aus Ferrit und Perlit zusätzlich zur Einstellung von Ausfällungen zu bilden. Eine Verfeinerung der Ferritkörner kann dadurch erreicht werden, dass Austenit-Körner gemäß einem Warmwalzprozess verfeinert werden oder das Wachstum von Ferritkörnern während eines Abkühlprozesses nach dem Warmwalzprozess gesteuert wird. In diesem Zusammenhang fand man auch heraus, dass es äußerst effektiv ist, Karbide (V und WC) in geeigneter Weise auszufällen, die für das Wachstum von Ferritkörnern bei gewünschter Dichte wichtig sind.
  • [3] Mikrostruktur der Wärmeeinflusszone
  • Die Erfinder fanden auch heraus, dass die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone nicht nur von der Größe der Vor-Austenit-Körner, sondern auch von der Menge und der Form von an der Korngrenze des Vor-Austenits ausgefälltem Ferrit erheblich beeinflusst wird, wenn die Matrix auf eine Temperatur von 1400°C erwärmt wird. Insbesondere wird die Erzeugung einer Umwandlung von polygonalem Ferrit oder nadelförmigem Ferrit in Austenit-Körner bevorzugt. Für diese Umwandlung werden AlN- und BN-Ausfällungen gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet.
  • Die Erfindung wird nun zusammen mit den jeweiligen Komponenten eines herzustellenden Stahlprodukts beschrieben sowie auch ein Herstellungsverfahren für das Stahlprodukt.
  • [Schweißkonstruktionsstahlprodukt]
  • Zunächst wird die Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Schweißkonstruktionsstahlprodukts beschrieben.
  • Erfindungsgemäß ist der Gehalt an Kohlenstoff (C) auf einen Bereich von 0,03 bis 0,17 Gewichtsprozent (im Folgenden einfach als „%" bezeichnet) beschränkt.
  • Beträgt der Gehalt an Kohlenstoff (C) weniger als 0,03%, dann ist die Gewährleistung einer ausreichenden Festigkeit für Baustähle nicht möglich. Andererseits kommt es beim Überschreiten des C-Gehalts von 0,17% im Verlauf eines Abkühlvorgangs zu einer Umwandlung von Mikrogefügen geringer Zähigkeit, wie z. B. oberer Bainit, Martensit und degenerierter Perlit, wodurch das Baustahlerzeugnis eine verminderte Schlagzähigkeit bei niedriger Temperatur aufweist. Auch erhöht sich die Härte oder Festigkeit der Schweißstelle, wodurch es zu einer Verschlechterung der Zähigkeit und zur Erzeugung von Schweißrissen kommt.
  • Der Gehalt an Silizium (Si) ist auf einen Bereich von 0,01 bis 0,5% beschränkt.
  • Bei einem Siliziumgehalt von weniger als 0,01% ist die Erzielung eines ausreichenden Desoxidierungseffekts von geschmolzenem Stahl im Stahlherstellungsprozess nicht möglich. In einem solchen Fall weist das Stahlprodukt auch eine verminderte Korrosionsfestigkeit auf. Andererseits ist beim Überschreiten des Siliziumgehalts von 0,5% ein gesättigter Desoxidierungseffekt zu beobachten. Auch wird die Umwandlung inselförmigen Martensits aufgrund einer in einem qAbkühlprozess nach einem Walzprozess stattfindenden Zunahme der Härtbarkeit gefördert. Folglich kommt es zu einer Verschlechterung der Schlagzähigkeit bei niedriger Temperatur.
  • Der Gehalt an Mangan (M) ist auf einen Bereich von 0,4 bis 2,0% beschränkt.
  • Mn hat die effektive Aufgabe, Desoxidierungseffekt, Schweißbarkeit, Warmbearbeitbarkeit und Festigkeit von Stählen zu verbessern. Das Mn-Element bildet ein Austauschmischkristall in einer Matrix, wodurch die Matrix durch den Mischkristall verfestigt wird, um so die gewünschte Festigkeit und Zähigkeit zu gewährleisten. Um derartige Effekte zu erzielen, sollte Mn wünschenswerterweise in der Zusammensetzung mit einem Gehalt von 0,4% oder mehr enthalten sein. Übersteigt jedoch der Mn-Gehalt 2,0%, dann kommt es zu keinem erhöhten Mischkristallverfestigungseffekt. Vielmehr kommt es zur Seigerung von Mn, was eine strukturelle Ungleichförmigkeit hervorruft, die die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone beeinträchtigt. Auch kommt es zu einer makroskopischen und mikroskopischen Seigerung gemäß einem Seigerungsmechanismus in einem Verfestigungsvorgang von Stählen, wodurch die Bildung eines zentralen Seigerungsstreifens in der Matrix in einem Walzvorgang gefördert wird. Ein derartiger zentraler Seigerungsstreifen bewirkt die Bildung eines zentralen umgewandelten Niedrigtemperaturgefüges in der Matrix.
  • Insbesondere wird Mn in Form von MnS um auf Ti basierende Oxide herum ausgefällt, so dass es die Bildung von nadelförmigen und polygonalen Ferriten beeinflusst, welche die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verbessern können.
  • Der Gehalt an Titan (Ti) ist auf einen Bereich von 0,005 bis 0,2% beschränkt.
  • Ti ist ein wesentliches Element der vorliegenden Erfindung, weil es mit N gekoppelt ist, um bei hoher Temperatur stabile als auch feine TiN-Ausfällungen zu bilden. Um einen derartigen Effekt beim Ausfällen von TiN-Feinkörnern zu erzielen, ist die Zugabe von Ti in einer Menge von 0,005% oder mehr wünschenswert. Jedoch können sich beim Überschreiten des Ti-Gehalts von 0,2% grobkörnige TiN-Ausfällungen und Ti-Oxide im geschmolzenen Stahl bilden. In diesem Fall ist eine Unterdrückung der Vor-Austenit-Körner in der Wärmeeinflusszone nicht möglich.
  • Der Gehalt an Aluminium (Al) ist auf einen Bereich von 0,0005 bis 0,1% beschränkt.
  • Al ist ein Element, das nicht nur notwendigerweise als Desoxidationsmittel verwendet wird. Al reagiert auch mit Sauerstoff, um ein Al-Oxid zu bilden, wodurch die Reaktion von Ti mit Sauerstoff verhindert wird. Somit wird Ti vom Al bei der Ausbildung feiner TiN-Ausfällungen unterstützt. Auch ist Al bei der Bildung feiner AlN-Ausfällungen in Stählen wirksam. Um feine AlN-Ausfällungen zu bilden, wird Al vorzugsweise in einer Menge von 0,0005% oder mehr zugefügt. Übersteigt jedoch der Gehalt an Al 0,1%, dann fördert nach dem Ausfällen von AlN verbleibendes und gelöstes Al die Bildung von Widmanstätten-Ferrit und inselförmigem Martensit geringer Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone während eines Kühlprozesses. Infolgedessen verschlechtert sich bei Anwendung eines Schweißprozesses mit hohem Wärmeeintrag die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone.
  • Der Gehalt an Zirconium (Zr) ist auf einen Bereich von 0,001 bis 0,03% beschränkt.
  • Zr ist ein wesentliches Element der vorliegenden Erfindung, weil es mit N gebunden wird, um feine ZrN-Ausfällungen zu bilden, die bei hoher Temperatur stabil sind. Um einen derartigen Effekt beim Ausfällen feiner ZrN-Körner zu erzielen, wird Zr wünschenswerterweise in einer Menge von 0,001% oder mehr hinzugefügt. Übersteigt jedoch der Zr-Gehalt 0,03%, dann können sich grobe ZrN-Ausfällungen und Zr-Oxide im Schmelzstahl bilden. In diesem Fall werden nachteilige Auswirkungen auf die Zähigkeit der Matrix und der Wärmeeinflusszone hervorgerufen.
  • Der Gehalt an Stickstoff (N) ist auf einen Bereich von 0,008 bis 0,03% beschränkt.
  • N ist ein Element, das wesentlich zur Bildung von TiN, ZrN, AlN, BN, VN, NbN usw. benötigt wird. N dient soweit wie möglich der Unterdrückung des Wachstums von Vor-Austenit-Körnern in der Wärmeeinflusszone, wenn ein Schweißvorgang mit hohem Wärmeeintrag durchgeführt wird, während es die Menge an Ausfällungen wie TiN, ZrN, AlN, BN, VN, NbN usw. erhöht. Der N-Gehalt wird bei 0,008% oder mehr festgesetzt, weil N in beträchtlichem Maße Korngröße, Abstand und Dichte von TiN- und ZrN-Ausfällungen, die Häufigkeit solcher Ausfällungen, um komplexe Ausfällungen mit Oxiden zu bilden, als auch die Hochtemperaturstabilität solcher Ausfällungen beeinflusst. Jedoch kommt es beim Überschreiten des N-Gehalts von 0,03% zu einer Sättigung derartiger Effekte. In diesem Fall vermindert sich die Zähigkeit aufgrund eines erhöhten Betrags an gelöstem Stickstoff in der Wärmeeinflusszone. Des Weiteren kann überschüssiger N in dem Schweißmetall gemäß einer im Schweißprozess stattfindenden Verdünnung eingeschlossen sein, wodurch sich die Zähigkeit des Schweißmetalls verschlechtert.
  • Indessen mag es sich bei der erfindungsgemäß verwendeten Bramme um einen Niedrigstickstoffstahl handeln, der danach einer Nitrogenisierungsbehandlung unterworfen werden kann, um hochstickstoffhaltige Stähle zu bilden. In diesem Fall wird die Bramme auf einen N-Gehalt von 0,005% eingestellt, damit die Tendenz zur Bildung von Brammenoberflächenrissen gering ist. Die Bramme wird dann einem erneuten Aufheizungsvorgang unterzogen, der eine Nitrogenierungsbehandlung umfasst, um so hochstickstoffhaltige Stähle mit einem N-Gehalt von 0,008 bis 0,03% herzustellen.
  • Der Gehalt an Bor (B) ist auf einen Bereich von 0,0003 bis 0,01% beschränkt.
  • B ist ein Element, das bei der Bildung von nadelförmigem Ferrit mit ausgezeichneter Zähigkeit in Korngrenzen äußerst wirksam ist, während es polygonale Ferrite in den Korngrenzen bildet. B bildet BN-Ausfällungen, wodurch das Wachstum von Vor-Austenit-Körnern unterdrückt wird. Auch bildet B Fe-Borkarbide in Korngrenzen und innerhalb von Körnern, was die Umwandlung in nadelförmige und polygonale Ferrite mit ausgezeichneter Zähigkeit fördert. Solche Effekte kann man unmöglich erwarten, wenn der B-Gehalt weniger als 0,0003% beträgt. Andererseits kann es bei einem Überschreiten des B-Gehalts von 0,01% zu einer unerwünschten Zunahme der Härtbarkeit kommen, so dass sich möglicherweise die Wärmeeinflusszone erhärtet und sich Niedrigtemperaturrisse bilden.
  • Der Gehalt an Wolfram (W) ist auf einen Bereich von 0,001 bis 0,2% beschränkt.
  • Wird Wolfram einem Warmwalzprozess unterzogen, dann wird es gleichmäßig in Form von Wolframkarbiden (WC) in der Matrix ausgefällt, wodurch das Wachstum von Ferrit-Körnern nach der Ferritumwandlung wirksam unterdrückt wird. Auch dient Wolfram der Wachstumsunterdrückung von Vor-Austenit-Körnern in der Anfangsphase eines Heizprozesses für die Wärmeeinflusszone. Beträgt der Wolfram-Gehalt weniger als 0,001%, dann sind die Wolframkarbide, die der Wachstumsunterdrückung von Ferrit-Körnern während eines Kühlprozesses nach dem Warmwalzprozess dienen, mit unzureichender Dichte dispergiert. Anderseits wird die Wirkung von Wolfram beim Überschreiten des Wolframgehalts von 0,2% abgesättigt.
  • Entsprechende Gehalte an Phosphor (P) und Schwefel (S) sind auf 0,030% oder weniger beschränkt.
  • Da P ein Begleitelement ist, das die zentrale Seigerung in einem Walzprozess sowie die Bildung von Hochtemperaturrissen in einem Schweißprozess hervorruft, ist es wünschwert, den Gehalt an P so niedrig wie möglich einzustellen. Zur Erlangung einer Verbesserung der Zähigkeit der Wärmeeinflusszone sowie einer Reduzierung der zentralen Seigerung sollte der P-Gehalt wünschenswerterweise 0,03% oder weniger betragen.
  • Der Gehalt an Schwefel (S) wird wünschenswerterweise so niedrig wie möglich eingestellt, weil sich eine Verbindung mit niedrigem Schmelzpunkt wie z. B. FeS bei einem hohen S-Gehalt bilden kann. Vorzugsweise beträgt der S-Gehalt 0,03% oder weniger, um die Zähigkeit der Matrix und die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone zu verbessern, während zentrale Seigerungen reduziert werden. S wird um auf Ti basierende Oxide herum in Form von MnS ausgefällt, so dass er die Bildung von nadelförmigen und polygonalen Ferriten beeinflusst, die eine Verbesserung bei der Zähigkeit der Wärmeeinflusszone herbeizuführen vermögen. Demgemäß liegt der S-Gehalt noch bevorzugter innerhalb eines Bereichs von 0,003 bis 0,03% unter Berücksichtigung von Hochtemperaturschweißrissen.
  • Der Gehalt an Sauerstoff (O) ist auf 0,001% oder weniger beschränkt.
  • Übersteigt der O-Gehalt 0,01%, dann bildet Ti Ti-Oxide in geschmolzenen Stählen, so dass es keine TiN-Ausfällungen bilden kann. Demgemäß ist ein O-Gehalt von mehr als 0,005% nicht erwünscht. Des Weiteren können sich Einschlüsse wie z. B. grobkörnige Fe-Oxide und Zr-Oxide bilden, die die Zähigkeit der Matrix in unerwünschter Weise beeinträchtigen.
  • Erfindungsgemäß ist das Verhältnis von Ti/N auf einen Bereich von 1,2 bis 2,5 beschränkt.
  • Wenn das Verhältnis von Ti/N auf einen wie oben definierten gewünschten Bereich beschränkt ist, dann ergeben sich die beiden folgenden Vorteile.
  • Erstens kann die Dichte von TiN-Ausfällungen erhöht werden, während diese TiN-Ausfällungen gleichmäßig dispergiert werden. Das heißt, wenn der Stickstoffgehalt unter der Bedingung erhöht wird, dass der Ti-Gehalt konstant ist, dann sind alle gelösten Ti-Atome einfach mit Stickstoffatomen in einem Stranggießprozess gekoppelt (im Fall einer hochstickstoffhaltigen Bramme) oder in einem Abkühlprozess nach einer Nitrogenisierungsbehandlung (im Falle einer Bramme mit niedrigen Stickstoffgehalt), so dass sich feine TiN-Ausfällungen bilden, während sie mit erhöhter Dichte dispergiert sind.
  • Zweitens wird das Löslichkeitsprodukt aus TiN, das die Hochtemperaturstabilität von TiN-Ausfällungen darstellt, verringert, wodurch eine erneute Auflösung von Ti verhindert wird. Dies bedeutet, dass Ti vorwiegend die Eigenschaft zeigt, sich in einer hochstickstoffhaltigen Umgebung mit N zu verbinden – im Vergleich zu einer Auflösungseigenschaft. Demgemäß sind TiN-Ausfällungen bei hoher Temperatur stabil.
  • Deshalb wird erfindungsgemäß das Verhältnis von Ti/N auf 1,2 bis 2,5 eingestellt. Beträgt das Ti/N-Verhältnis weniger als 1,2, dann erhöht sich der Betrag des in der Matrix aufgelösten Stickstoffs, wodurch sich die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verschlechtert. Andererseits bilden sich bei einem Ti/N-Verhältnis von mehr als 2,5 grobe TiN-Körner. In diesem Fall ist die Erzielung einer gleichmäßigen Dispersion von TiN schwierig. Des Weiteren liegt das überschüssige Ti, welches ohne ausgefällt zu sein in Form von TiN verbleibt, in einem gelösten Zustand vor, so dass es die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone beeinträchtigt.
  • Das Verhältnis von Zr/N ist auf einen Bereich von 0,3 bis 2,0 beschränkt.
  • Beträgt das Verhältnis von Zr/N weniger als 0,3, dann wird ZrN, welcher der Kornwachstumsunterdrückung in der Wärmeeinflusszone beim Schweißen dient, in einer ungenügenden Menge ausgefällt. Andererseits kommt es beim Überschreiten des Zr/N-Verhältnisses von 2,0 zu einer Sättigung der Wirkung von ZrN, wodurch sich die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verschlechtert.
  • Das Verhältnis von N/B ist auf einen Bereich von 10 bis 40 beschränkt.
  • Beträgt das Verhältnis von N/B weniger als 10, dann wird BN, der eine Umwandlung in polygonale Ferrite an den Korngrenzen von Vor-Austenit fördert, in einer ungenügenden Menge im Abkühlprozess nach dem Schweißprozess aus gefällt. Andererseits kommt es bei einem Überschreiten des N/B-Verhältnisses von 40 zu einer Sättigung des BN-Effekts. In diesem Fall nimmt die Menge an gelöstem Stickstoff zu, wodurch sich die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verschlechtert.
  • Das Verhältnis von Al/N ist auf einen Bereich von 2,5 bis 7 beschränkt.
  • Ist das Verhältnis von Al/N weniger als 2,5, dann werden AlN-Ausfällungen zum Umwandeln in nadelförmige Ferrite bei unzureichender Dichte dispergiert. Des Weiteren nimmt die Menge an gelösten Stickstoff in der Wärmeeinflusszone zu, wodurch sich möglicherweise Schweißrisse bilden. Andererseits kommt es zur Sättigung der durch die Einstellung des Al/N-Verhältnisses erzielten Effekte, wenn das Al/N-Verhältnis den Wert 7 übersteigt.
  • Das Verhältnis von (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N ist auf einen Bereich von 6,8 bis 17 beschränkt.
  • Beträgt das Verhältnis von (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N weniger als 6,8, dann sind Korngröße und Dichte von TiN-, ZrN-, AlN-, BN- und VN-Ausfällungen unzureichend, so dass es unmöglich ist, eine Unterdrückung des Wachstums von Vor-Austenit-Körnern in der Wärmeeinflusszone, die Bildung von feinem polygonalen Ferrit an Korngrenzen, die Einstellung der Menge an gelöstem Stickstoff, die Bildung von nadelförmigem Ferrit und polygonalem Ferrit innerhalb von Körnern sowie die Einstellung von Gefügeanteilen zu erreichen. Andererseits kommt es zu einer Sättigung der durch die Einstellung des Verhältnisses von (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N erzielten Effekte, wenn das Verhältnis von (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N den Wert 17 überschreitet. Wird V hinzugefügt, dann bewegt sich das Verhältnis von (Ti + Zr + 2Al + 4B + V)/N in einem Bereich von 7 bis 19.
  • Erfindungsgemäß kann V ebenfalls gezielt der oben definierten Stahlzusammensetzung beigefügt werden.
  • V ist ein Element, das mit N gekoppelt wird, um VN zu bilden, wodurch die Bildung von Ferrit in der Wärmeeinflusszone gefördert wird. VN wird entweder allein oder in TiN-Ausfällungen abgeschieden, so dass es eine Ferritumwandlung fördert. Auch wird V mit C gekoppelt, wodurch es zur Bildung eines Karbids, nämlich VC, kommt. Dieses VC dient der Unterdrückung des Wachstums von Ferritkörnern nach der Ferritumwandlung.
  • Somit verbessert V des Weiteren die Zähigkeit der Matrix sowie die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone. Erfindungsgemäß ist der Gehalt an V vorzugsweise auf einen Bereich von 0,01 bis 0,2% beschränkt. Beträgt der Gehalt an V weniger als 0,01%, dann reicht die Menge an ausgefälltem VN nicht aus, um eine Wirkung hinsichtlich der Förderung der Ferritumwandlung in der Wärmeeinflusszone zu erzielen. Andererseits verschlechtern sich beim Überschreiten des V-Gehalts von 0,2% sowohl die Zähigkeit der Matrix als auch die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone. In diesem Fall kommt es zu einer Zunahme der Schweißhärtbarkeit. Aus diesem Grund kann es zur Bildung unerwünschter Niedrigtemperatur-Schweißrisse kommen.
  • Wird V zugefügt, dann wird das Verhältnis von V/N vorzugsweise auf 0,3 bis 9 eingestellt.
  • Ist das Verhältnis von V/N weniger als 0,3, dann kann es sich als schwierig erweisen, eine geeignete Dichte und Korngröße von VN-Ausfällungen, die an den Grenzen komplexer Ausfällungen von TiN und MnS dispergiert sind, bei Verbesserung der Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone zu gewährleisten. Andererseits können beim Überschreiten des V/N-Verhältnisses von 9 die an den Grenzen komplexer Ausfällungen von TiN und MnS dispergierten VN-Ausfällungen grobkörnig werden, wodurch sich die Dichte jener VN-Ausfällungen verringert. Infolgedessen kann sich der Anteil an Ferrit, der effektiv die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verbessert, verringern.
  • Für die weitere Verbesserung von mechanischen Eigenschaften können den Stählen mit der oben definierten Zusammensetzung ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe aus Ni, Cu, Mo und Cr gemäß der vorliegenden Erfindung zugefügt werden.
  • Der Gehalt an Ni ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,1 bis 3,0% beschränkt.
  • Ni ist ein Element, das effektiv die Festigkeit und Zähigkeit der Matrix gemäß einer Mischkristallverfestigung verbessert. Um einen derartigen Effekt zu erzielen, beträgt der Ni-Gehalt vorzugsweise 0,1% oder mehr. Überschreitet jedoch der Ni-Gehalt 3,0%, dann kommt es zu einer Erhöhung der Härtbarkeit, worunter die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone leidet. Außerdem kann es zur Bildung von Hochtemperaturrissen sowohl in der Wärmeeinflusszone als auch in der Matrix kommen.
  • Der Gehaltan Kupfer (Cu) ist auf einen Bereich von 0,1 bis 1,5% beschränkt.
  • Cu ist ein Element, das in der Matrix aufgelöst ist, wodurch die Matrix mischkristallverfestigt wird. Das heißt, dass Cu effektiv die gewünschte Festigkeit und Zähigkeit für die Matrix sicherstellt. Um einen solchen Effekt zu erzielen, sollte Cu in einem Anteil von 0,1% oder mehr zugefügt werden. Übersteigt jedoch der Cu-Gehalt 1,5%, dann erhöht sich die Härtbarkeit der Wärmeeinflusszone, wodurch es zu einer Verschlechterung der Zähigkeit kommt. Des Weiteren wird die Bildung von Hochtemperaturrissen an der Wärmeeinflusszone und dem Schweißmetall gefördert. Insbesondere wird Cu in Form von CuS um auf Ti basierende Oxide herum zusammen mit S ausgefällt, um dadurch die Bildung von Ferriten mit einer nadelförmigen oder polygonalen Struktur zu beeinflussen, die wirksam eine Verbesserung der Zähigkeit der Wärmeeinflusszone bewirkt. Demgemäß beträgt der Cu-Gehalt vorzugsweise 0,1 bis 1,5%.
  • Wird Cu zusammen mit Ni zugegeben, dann beträgt der Gesamtgehalt dieser Elemente vorzugsweise 3,5% oder weniger. Übersteigt der Gesamtgehalt an Cu und Ni 3,5%, dann kommt es zu einer Zunahme der Härtbarkeit, wodurch die Zähigkeit und Schweißbarkeit der Wärmeeinflusszone beeinträchtigt wird.
  • Der Gehalt an Nb ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,01 bis 0,10% beschränkt.
  • Nb ist ein Element, das effektiv eine gewünschte Festigkeit der Matrix garantiert. Für einen solchen Effekt wird Nb in einer Menge von 0,01% oder mehr zugefügt. Jedoch kann beim Überschreiten des Nb-Gehalts von 0,1% grobkörni ges NbC allein ausgeschieden werden, was die Zähigkeit der Matrix negativ beeinflusst.
  • Der Gehalt an Chrom (Cr) ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,05 bis 1,0% beschränkt.
  • Cr dient der Erhöhung der Härtbarkeit, während es die Festigkeit verbessert. Bei einem Cr-Gehalt von weniger als 0,05% ist es nicht möglich, die gewünschte Festigkeit zu erlangen. Anderseits verschlechtert sich beim Überschreiten des Cr-Gehalts von 1,0% die Zähigkeit sowohl in der Matrix als auch in der Wärmeeinflusszone.
  • Der Gehalt an Molybdenum (Mo) ist vorzugsweise auf einen Bereich von 0,05 bis 1,0% beschränkt.
  • Mo ist ein Element, das die Härtbarkeit steigert, während es die Festigkeit verbessert. Um eine gewünschte Festigkeit zu gewährleisten, ist es erforderlich, Mo in einer Menge von 0,05% oder mehr hinzuzufügen. Jedoch wird die Obergrenze des Mo-Gehalts bei 0,1% festgesetzt, ähnlich wie bei Cr, um die Härtung der Wärmeeinflusszone sowie die Bildung von Niedrigtemperaturschweißrissen zu verhindern.
  • Erfindungsgemäß können auch Ca und/oder ein Seltenerdmetall zugefügt werden, um das Wachstum von Vor-Austenit-Körnern in einem Heizprozess zu unterdrücken.
  • Ca und ein Seltenerdmetall dienen der Ausbildung eines Oxids mit überlegener Hochtemperaturstabilität, wodurch das Wachstum von Vor-Austenit-Körnern in der Matrix während eines Heizprozesses unterdrückt wird, während die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verbessert wird. Auch bewirkt Ca die Regulierung der Form von grobkörnigem MnS in einem Stahlherstellungsverfahren. Für derartige Effekte wird Ca vorzugsweise in einer Menge von 0,0005% oder mehr hinzugefügt, wohingegen ein Seltenerdmetall vorzugsweise in einer Menge von 0,005% oder mehr hinzugefügt wird. Dennoch bilden sich, wenn der Ca-Gehalt 0,005% oder der Seltenerdmetall-Gehalt 0,05% überschreitet, großformatige Einschlüsse und Cluster, wodurch sich die Reinheit der Stähle verschlechtert. Für das Seltenerdmetall können ein oder mehrere Seltenerdmetalle aus Ce, La, Y und Hf verwendet werden.
  • Im Folgenden wird das Mikrogefüge des Schweiß-Baustahlprodukts gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben.
  • Vorzugsweise ist das Mikrogefüge des erfindungsgemäßen Schweißkonstruktionsstahlprodukts ein komplexes Gefüge aus Ferrit und Perlit. Auch hat Ferrit vorzugsweise ein Korngröße von 20 μm oder weniger. Haben Ferritkörner eine Korngröße von mehr als 20 μm, dann wird den Vor-Austenit-Körnern in der Wärmeeinflusszone eine Korngröße von 80 μm oder mehr bei Anwendung eines Schweißprozesses mit hohem Wärmeeintrag gegeben, wodurch sich die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone verschlechtert.
  • Wird der Anteil an Ferrit in dem komplexen Gefüge aus Ferrit und Perlit erhöht, dann nehmen Zähigkeit sowie Dehnung der Matrix entsprechend zu. Demgemäß wird der Ferritanteil mit 20% oder mehr und vorzugsweise mit 70% oder mehr festgesetzt.
  • Indessen sind die Vor-Austenit-Körner in der Wärmeeinflusszone nicht nur von der Größe und Dichte der Oxid- und Nitridkörner in beträchtlichem Maße abhängig, wenn die Austenitkorngröße der Matrix konstant ist. Wird ein Schweißvorgang mit hohem Wärmeeintrag (bei einer hohen Temperatur von etwa 1400°C oder mehr) bei einem Schweißkonstruktionsstahlprodukt angewandt, dann lösen sich in der Matrix dispergierte Nitride teilweise in der Matrix bei einer Rate von 30 bis 40% wieder auf, wodurch sich der Wachstumsunterdrückungseffekt bei Vor-Austenit-Körnern verringert.
  • Somit ist eine Dispersion von Nitriden bei einer bestimmten Dichte unter Berücksichtigung der Menge an wieder in der Matrix in einem Heizprozess aufzulösenden Nitriden erforderlich. Erfindungsgemäß sind feine TiN-Ausfällungen gleichmäßig dispergiert, um das Wachstum von Vor-Austenit in der Wärmeeinflusszone zu unterdrücken. Demgemäß ist eine wirksame Unterdrückung eines Ostwaldschen Reifungsphänomens, das eine Vergröberung von Ausfällungen bewirkt, möglich.
  • Vorzugsweise sind TiN-Ausfällungen gleichmäßig in der Matrix mit einem Abstand von 0,5 μm oder weniger dispergiert.
  • Wünschenswerterweise werden TiN-Ausfällungen mit einer Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm bei einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 dispergiert. Haben die Ausfällungen eine Korngröße von weniger als 0,01 μm, dann lassen sie sich wieder leicht in der Matrix während eines Schweißvorgangs auflösen, so dass sie nicht wirksam das Wachstum von Vor-Austenit-Körnern unterdrücken können. Andererseits wenn die Ausfällungen eine Korngröße von mehr als 0,1 μm haben, dann zeigen diese einen ungenügenden Pinning-Effekt (Unterdrückung des Kornwachstums) an Vor-Austenit-Körnern und verhalten sich wie grobkörnige nichtmetallische Einschlüsse, wodurch mechanische Eigenschaften in Mitleidenschaft gezogen werden. Beträgt die Dichte der Feinausfällungen weniger als 1,0 × 107/mm2, dann gestaltet sich die Einstellung der kritischen Austenitkorngröße der Wärmeeinflusszone auf 80 μm oder weniger als schwierig, wenn ein Schweißvorgang mit hohem Wärmeeintrag angewandt wird.
  • [Verfahren zur Herstellung von Schweißkonstruktionsstahlprodukten]
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird zunächst eine Stahlbramme mit der oben definierten Zusammensetzung hergestellt.
  • Die Stahlbramme der vorliegenden Erfindung kann durch konventionelles Verarbeiten (mittels eines Gießverfahrens) von geschmolzenem Stahl hergestellt werden, der mit Hilfe konventioneller Frischungs- und Desoxidierungsverfahren behandelt wird. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf solche Verfahren beschränkt.
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird geschmolzener Stahl zuerst in einem Konverter gefrischt und in eine Pfanne abgestochen, so dass er einem „Frischungsprozess außerhalb des Ofens" als sekundärem Frischungsprozess unterzogen werden kann. Bei dicken Produkten, wie z. B. Schweißkonstruktions stahlprodukten, ist die Durchführung einer Entgasungsbehandlung (Ruhrstahl Hereaus (RH) Vorgang) nach dem „Frischungsprozess außerhalb des Ofens" wünschenswert. Typischerweise wird die Desoxidierung zwischen den primären und sekundären Frischungsprozessen durchgeführt.
  • Beim Desoxidierungsverfahren ist die Zugabe von Ti am wünschenswertesten unter der Bedingung, dass die Menge an gelösten Sauerstoff so eingestellt worden ist, dass sie nicht mehr als einen angemessenen Wert gemäß der vorliegenden Erfindung hat. Der Grund hierfür ist, dass der größte Teil von Ti im geschmolzenen Stahl ohne jegliche Oxidbildung gelöst vorliegt. In diesem Fall wird ein Element mit einem Desoxidierungsseffekt höher als der von Ti vorzugsweise vor der Zugabe von Ti zugefügt.
  • Dies wird im Einzelnen nun beschrieben. Die Menge an gelöstem Sauerstoff hängt sehr vom Oxidherstellungsverhalten ab. Falls Desoxidierungsmittel eine höhere Sauerstoffaffinität aufweisen, dann ist ihre Kopplungsrate mit Sauerstoff im geschmolzenen Stahl höher. Folglich, wenn eine Desoxidation unter Verwendung eines Elements mit einem Desoxidierungseffekt höher als der von Ti vor der Zugabe von Ti durchgeführt wird, ist es möglich, Ti an der Bildung eines Oxids so weit wie möglich zu hindern. Natürlich kann eine Desoxidation unter der Bedingung durchgeführt werden, dass Mn, Si usw., die zu den 5 Stahlelementen gehören, vor der Zugabe des Elements mit einem Desoxidationseffekt größer als der von Ti, z. B. Al, zugefügt werden. Nach der Desoxidation wird eine sekundäre Desoxidation unter Verwendung von Al durchgeführt. In diesem Fall besteht ein Vorteil darin, dass eine Reduzierung der Menge an zugeführtem Desoxidationsmitteln möglich ist. Jeweilige Desoxidationseffekte von Desoxidationsmitteln lassen sich wie folgt darstellen: Cr < Mn < Si < Ti < Al < SELTENERDMETALL < Zr < Ca ≈ Mg
  • Wie aus der obigen Beschreibung ersichtlich wird, lässt sich die Menge an gelöstem Sauerstoff so niedrig wie möglich einstellen, indem ein Element mit einem Desoxidationseffekt größer als der von Ti vor der Ti-Zugabe gemäß der vorliegenden Erfindung hinzugefügt wird. Vorzugsweise wird die Menge an gelöstem Sauerstoff auf 30 ppm oder weniger eingestellt. Wenn die Menge an gelöstem Sauerstoff 30 ppm übersteigt, dann kann Ti mit in der Stahlschmelze vorhandenem Sauerstoff gekoppelt werden, wodurch sich ein Ti-Oxid bildet. Als Ergebnis reduziert sich die Menge an gelöstem Ti.
  • Vorzugweise ist die Zugabe von Ti nach der Einstellung des gelösten Sauerstoffanteils innerhalb von 10 Minuten abgeschlossen, vorausgesetzt dass sich der Gehalt an Ti innerhalb von 0,005 bis 0,2% bewegt. Der Grund dafür ist, dass sich die Menge an gelöstem Ti im Verlauf der Zeit aufgrund der Bildung eines Ti-Oxids nach der Zugabe von Ti verringern kann.
  • Erfindungsgemäß kann die Zugabe von Ti jederzeit vor oder nach einer Vakuumentgasungsbehandlung durchgeführt werden.
  • Erfindungsgemäß wird eine Stahlbramme unter Verwendung von geschmolzenen Stahl gefertigt, wie er oben hergestellt wurde. Falls es sich bei dem hergestellten geschmolzenen Stahl um Stahl mit einem niedrigen Stickstoffgehalt handelt (der eine Nitrogenisierungsbehandlung erfordert), dann ist die Durchführung eines Stranggießverfahrens unabhängig von dessen Gießgeschwindigkeit möglich, d. h. eine niedrige Gießgeschwindigkeit oder eine hohe Gießgeschwindigkeit. Handelt es sich jedoch bei dem geschmolzenen Stahl um einen Stahl mit hohem Stickstoffgehalt, dann sollte im Hinblick auf eine verbesserte Produktivität der geschmolzene Stahl wünschenswerterweise mit niedriger Gießgeschwindkeit vergossen werden, während ein leichter Abkühlungszustand in der sekundären Kühlzone beibehalten wird, wobei der Tatsache Rechnung getragen wird, dass ein hochstickstoffhaltiger Stahl mit hoher Wahrscheinlichkeit Brammenoberflächenrisse bildet.
  • Vorzugsweise ist die Gießgeschwindigkeit beim Stranggießverfahren um 1,1 m/min niedriger als eine typische Gießgeschwindigkeit, d. h. etwa 1,2 m/min. Noch bevorzugter wird die Gießgeschwindigkeit auf etwa 0,9 bis 1,1 m/min eingestellt. Bei einer Gießgeschwindigkeit von weniger als 0,9 m/min verschlechtert sich die Produktivität, obwohl es sogar einen Vorteil bei der Reduzierung der Brammenoberflächenrisse gibt. Andererseits erhöht sich die Wahrscheinlichkeit, dass sich Brammenoberflächenrisse bilden, wenn die Gießgeschwindigkeit höher als 1,1 m/min ist. Selbst im Fall eines Stahls mit niedrigem Stickstoffgehalt kann man eine bessere Innenqualität erreichen, wenn der Stahl bei einer langsamen Geschwindigkeit von 0,9 bis 1,2 m/min gegossen wird.
  • Indessen ist es wünschenswert, die Kühlbedingung an der sekundären Kühlzone zu regulieren, weil die Kühlbedingung die Feinheit und gleichmäßige Verteilung von TiN-Ausfällungen beeinflusst.
  • Für geschmolzenen Stahl mit einem hohen Stickstoffgehalt wird die Wassereinsprühungsmenge in der sekundären Kühlzone mit 0,3 bis 0,35 l/kg für eine schwache Kühlung festgesetzt. Ist die Wassereinsprühungsmenge kleiner als 0,3 l/kg, dann werden TiN-Ausfällungen grobkörniger. Infolgedessen kann es schwierig sein, die Korngröße und Dichte von TiN-Ausfällungen so einzustellen, dass dadurch gewünschte Effekte gemäß der vorliegenden Erfindung erzielt werden. Andererseits ist bei einer Wassereinsprühungsmenge von mehr als 0,35 l/kg die Häufigkeit der Bildung von TiN-Ausfällungen zu niedrig, so dass es schwierig ist, die Korngröße und Dichte von TiN-Ausfällungen einzustellen, um gewünschte Effekte gemäß der vorliegenden Erfindung zu erzielen.
  • Danach wird die wie oben beschrieben vorbereite Stahlbramme erfindungsgemäß erhitzt.
  • Bei einer Stahlbramme mit einen hohen Stickstoffgehalt von 0,008 bis 0,030% wird diese 60 bis 180 Minuten lang bei einer Temperatur von 1100 bis 1250°C erhitzt. Ist die Brammenheiztemperatur geringer als 1100°C, dann besteht insofern ein Problem als die Dichte von TiN-Ausfällungen unzureichend ist, weil die Diffusionsrate von gelösten Atomen niedrig ist. Andererseits vergröbern und verschlechtern sich bei einer Brammenheiztemperatur von mehr als 1250°C die Ausfällungen auf TiN-Basis, so dass sich die Dichte dieser Ausfällungen reduziert. Indessen kommt es bei einer Brammenheizzeit von weniger als 60 Minuten zu keinem Effekt, bei dem sich die Seigerung gelöster Atome verringert. Außerdem kommt es zu einer Diffusion von gelösten Atomen, so dass die Zeit für die Ausbildung von Ausfällungen nicht ausreicht. Übersteigt die Heizdauer 180 Minuten, dann kommt es zu einer Vergröberung von Austenitkörnern. Auch hier verschlechtern sich Bearbeitbarkeit und Produktivität.
  • Stahlbrammen mit niedrigem Stickstoffgehalt werden einer Nitrogenisierungsbehandlung in einem Brammenheizofen unterzogen, um hochstickstoffhaltige Stahlbrammen zu erzeugen. Bei diesem Vorgang wird das Verhältnis zwischen Ti und N eingestellt. Im Grunde soll mit dem durch die Nitrogenisierungsbehandlung in dem Brammenheizofen erzielten Effekt die Bildung von Brammenoberflächenrissen bei hochstickstoffhaltigen Stählen verhindert werden. Außerdem werden die beiden folgenden Effekte erzielt. Einmal ist es möglich, die Menge an feinen TiN-Ausfällungen zu erhöhen und die feinen TiN-Ausfällungen bei hoher Temperatur zu stabilisieren. Zum anderen sind, wenn der Stickstoffgehalt in der Matrix bei gleichem Ti-Gehalt erhöht wird, alle Ti-Atome mit N-Atomen während der Wärmebehandlung in dem Brammenheizofen gekoppelt.
  • Eine Nitrogenisierungsbehandlung wird für einen Stahlbramme mit einem niedrigen Stickstoffgehalt von 0,005% durchgeführt. Das heißt die Stahlbramme mit dem niedrigen Stickstoffgehalt wird vorzugsweise 60 bis 180 Minuten lang bei einer Temperatur von 1000 bis 1250°C für ihre Nitrogenisierungsbehandlung erhitzt, um die Stickstoffkonzentration der Bramme auf vorzugsweise 0,008 bis 0,03% einzustellen. Um eine geeignete Menge an TiN-Ausfällungen in der Bramme sicherzustellen, sollte der Stickstoffgehalt 0,008% oder mehr betragen. Jedoch kann bei einem Stickstoffgehalt von mehr als 0,03% der Stickstoff in der Bramme diffundiert sein, wodurch die Stickstoffmenge an der Oberfläche der Bramme höher ist als die Menge des in Form von feinen TiN-Ausfällungen ausgefällten Stickstoffs. Infolgedessen erhärtet sich die Bramme an ihrer Oberfläche, was den nachfolgenden Walzvorgang beeinträchtigt.
  • Beträgt die Heiztemperatur der Bramme weniger als 1000°C, dann wird der Stickstoff nicht ausreichend diffundiert, weshalb feine TiN-Ausfällungen eine geringe Dichte haben. Auch wenn es möglich ist, die Dichte von TiN-Ausfällungen durch Erhöhen der Heizzeit zu steigern, so würde dies die Herstellungskosten erhöhen. Andererseits wachsen bei einer Heiztemperatur von mehr als 1250°C die Austenitkörner in der Bramme während des Heizvorgangs, was die in dem nachfolgenden Walzprozess durchzuführende Rekristallisation beeinträchtigt. Beträgt die Brammenheiztemperatur weniger als 60 Minuten, dann ist es unmöglich, einen gewünschten Nitrogenisierungseffekt zu erzielen. Andererseits nehmen bei einer Brammenheizzeit von mehr als 180 Minuten die Herstellungskosten zu. Außerdem kommt es zum Wachstum von Austenitkörnern in der Bramme, was den nachfolgenden Walzprozess beeinträchtigt.
  • Die Heizdauer beträgt noch bevorzugter 120 bis 180 Minuten bei einer Brammenheiztemperatur von 1000 bis 1100°C.
  • Vorzugweise wird die Nitrogenisierungsbehandlung zur Einstellung des Verhältnisses von Ti/N auf 1,2 bis 2,5, des Verhältnisses von Zr/N auf 0,3 bis 2,0, des Verhältnisses von N/B auf 10 bis 40, des Verhältnisses von Al/N auf 2,5 bis 7, des Verhältnisses von (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N auf 6,8 bis 17, des Verhältnisses von V/N auf 0,3 bis 9 und des Verhältnisses von (Ti + 2Al + 4B + V)/N auf 7 bis 17 in der Bramme durchgeführt.
  • Danach wird die erwärmte Stahlbramme innerhalb eines Bereichs der Austenitrekristallisationstemperatur bei einer Dickenreduzierungsrate von 40 oder mehr warmgewalzt. Der Bereich der Austenitrekristallisationstemperatur hängt von der Zusammensetzung des Stahls und einer vorhergehenden Dickenreduzierungsrate ab. Erfindungsgemäß wird der Bereich der Austenitrekristallisationstemperatur mit etwa 850 bis 1050°C bestimmt, wobei eine typische Dickenreduzierungsrate berücksichtigt wird.
  • Beträgt die Warmwalztemperatur weniger als 850°C, dann ändert sich das Gefüge im Walzprozess in länglichen Austenit, weil sich die Warmwalztemperatur in einem Nichtkristallisationstemperaturbereich befindet. Aus diesem Grund ist es schwierig, Feinferrit in einem nachfolgenden Kühlungsprozess zu garantieren. Andererseits wachsen bei einer Warmwalztemperatur von mehr als 1050°C Körner aus rekristallisiertem Austenit, die gemäß Rekristallisation gebildet werden, so dass diese grobkörniger werden. Infolgedessen ist es schwierig, Feinferritkörner im Abkühlprozess zu gewährleisten. Auch gibt es bei einer akkumulierten oder einzelnen Dickenreduzierrate im Walzprozess von weniger als 40% ungenügende Stellen für die Bildung von Ferritkernen innerhalb von Austenitkörnern. Infolgedessen ist es unmöglich, eine Wirkung zur ausreichenden Feinung von Ferritkörnern gemäß der Rekristallisation von Austenit zu erzielen. Außerdem gibt es einen nachteiligen Effekt bezüglich des Verhaltens von Ausfällungen, welche die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone in einem Schweißvorgang günstig beeinflussen.
  • Die gewalzte Stahlbramme wird dann erfindungsgemäß auf eine Temperatur im Bereich von ±10°C von einer Ferritumwandlungsabschlusstemperatur bei einer Geschwindigkeit von 1°C/min abgekühlt. Vorzugsweise kühlt sich die gewalzte Stahlbramme auf die Ferritumwandlungsabschlusstemperatur bei einer Geschwindigkeit von 1°C/min ab und wird dann luftgekühlt.
  • Natürlich gibt es kein Problem bei der Feinung von Ferrit, selbst wenn die gewalzte Stahlbramme auf Normaltemperatur mit einer Geschwindigkeit von 1°C/min abgekühlt wird. Dies ist jedoch unerwünscht, da nicht wirtschaftlich. Auch wenn die gewalzte Stahlbramme auf eine Temperatur im Bereich von ±10°C von der Abschlusstemperatur der Ferritumwandlung mit einer Geschwindigkeit von 1°C/min abgekühlt wird, ist es möglich, das Wachstum von Ferritkörnern zu verhindern. Beträgt die Abkühlgeschwindigkeit weniger als 1°C/min, dann kommt es zum Wachstum rekristallisierter Feinferritkörner. In diesem Fall ist es schwierig, eine Ferritkorngröße von 20 μm oder weniger zu gewährleisten.
  • Aus der obigen Beschreibung wird deutlich, dass man ein Stahlprodukt mit einem komplexen Gefüge aus Ferrit und Perlit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger als dessen Mikrogefüge erhalten kann, wobei dieses durch Einstellen von Herstellungsbedingungen wie z. B. Heiz- und Walzbedingungen eine überlegene Zähigkeit der Wärmeeinflusszone zeigt, während die Stahlzusammensetzung, zum Beispiel das Verhältnis von Ti/N, eingestellt wird. Auch ist es möglich, ein Schweißkonstruktionsstahlprodukt effizient herzustellen, bei dem feine TiN-Ausfällungen mit einer Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm bei einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 oder mehr ausgefällt werden, nämlich bei einem Abstand von 0,5 μm oder weniger.
  • Indessen lassen sich Brammen unter Anwendung eines Stranggießverfahrens oder eines Formgießverfahrens als Stahlgießverfahren herstellen. Bei Einsatz einer hohen Abkühlungsgeschwindigkeit ist eine Feindispersion von Ausfällungen einfach. Demgemäß ist die Anwendung eines kontinuierlichen Gießprozesses wünschenswert. Aus demselben Grund ist für die Bramme eine geringe Dicke von Vorteil. Als Warmwalzprozess für eine derartige Bramme kann eine Heißchargenwalzprozess oder ein Direktwalzprozess eingesetzt werden. Auch können verschiedenen Techniken wie bekannte Steuerwalzprozesse und regulierte Kühlprozesse angewandt werden. Um die mechanischen Eigenschaften warmgewalzter Platten zu verbessern, die erfindungsgemäß hergestellt werden, kann eine Wärmebehandlung angewandt werden. Zu beachten ist, dass auch bei der Anwendung solcher bekannter Techniken in der vorliegenden Erfindung, eine derartige Anwendung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung erfolgt.
  • [Geschweißte Konstruktionen]
  • Die vorliegende Erfindung betrifft auch eine geschweißte Konstruktion, die unter Verwendung des oben beschriebenen Schweißkonstruktionsstahlprodukts hergestellt wird. Deshalb beinhaltet die vorliegende Erfindung auch geschweißte Konstruktionen, die unter Verwendung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts mit der oben definierten Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt werden, ein Mikrogefüge, das einem komplexen Gefüge aus Ferrit und Perlit mit einer Korngröße von etwa 20 μm oder weniger entspricht, oder TiN-Ausfällungen mit einer Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm bei Dispersion mit einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 oder mehr und mit einem Abstand von 0,5 μm oder weniger.
  • Wird ein Schweißvorgang mit hohem Wärmeeintrag bei dem oben beschriebenen Schweißkonstruktionsstahlprodukt angewandt, dann bildet sich Vor-Austenit mit einer Korngröße von 80 μm oder weniger. Beträgt die Korngröße des Vor-Austenits mehr als 80 μm, dann kommt es zu einer Zunahme der Härtbarkeit, wodurch es leicht zur Bildung eines Niedrigtemperaturgefüges (Martensit oder oberes Bainit) kommt. Außerdem und obwohl Ferrite mit unterschiedlichen keimbildenden Stellen an Korngrenzen von Austenit entstehen, werden sie zusammengemischt, wenn es zum Kornwachstum kommt, was eine nachteilige Auswirkung auf die Zähigkeit hat.
  • Beim Abschrecken des Stahlprodukts entsprechend einer Anwendung eines Schweißprozesses mit hohem Wärmeeintrag umfasst das Mikrogefüge der Wärmeeinflusszone Ferrit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger bei einem Volumenanteil von 70% oder mehr. Beträgt die Korngröße des Ferrits mehr als 20 μm, dann erhöht sich der Anteil an Seitenplatten- oder allotriomorphen Ferrit, was die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone beeinträchtigt. Um eine Verbesserung der Zähigkeit zu erzielen, ist es wünschenswert, den Volumenanteil an Ferrit auf 70% oder mehr einzustellen. Wenn der Ferrit der vorliegenden Erfindung Eigenschaften eines polygonalen oder nadelförmigen Ferrits aufweist, wird mit einer Verbesserung der Zähigkeit gerechnet. Erfindungsgemäß erfüllen BN- und AlN-Ausfällungen wichtige Funktionen an Korngrenzen und innerhalb von Körnern für die Verbesserung der Zähigkeit.
  • Wird ein Schweißprozess mit hohem Wärmeeintrag beim Schweißkonstruktionsstahlprodukt (Matrix) eingesetzt, dann bildet sich Vor-Austenit mit einer Korngröße von 80 μm oder weniger an der Wärmeeinflusszone. Gemäß einem nachfolgenden Abschreckungsvorgang umfasst das Mikrogefüge der Wärmeeinflusszone Ferrit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger bei einem Volumenanteil von 70% oder mehr.
  • Wird ein Schweißprozess mit einem Wärmeeintrag von 100 kJ/cm oder weniger auf das Schweißkonstruktionsstahlprodukt der vorliegenden Erfindung angewandt (im Falle von „Δt800-500 = 60 Sekunden" in der Tabelle 5), dann liegt der Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone in einem Bereich von ±30 J. Im Fall eines Schweißprozesses unter Anwendung eines hohen Wärmeeintrags von 100 bis 250 kJ/cm oder mehr („Δt800-500 = 120 Sekunden” in der Tabelle 5) liegt der Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone innerhalb eines Bereichs von 0 bis 40 J. Auch liegt im Fall eines Schweißprozesses unter Anwendung eines hohen Wärmeeintrags von 250 kJ/cm oder mehr („Δt800-500 = 180 Sekunden” in der Tabelle 5) der Zähigkeitsunterschied zwischen der Matrix und der Wärmeeinflusszone innerhalb eines Bereichs von 0 bis 105 J. Derartige Ergebnisse werden aus den folgenden Beispielen deutlich.
  • Beispiele
  • Nachfolgend wird die Erfindung zusammen mit verschiedenen Beispielen beschrieben. Diese Beispiele erfolgen zu rein illustrativen Zwecken, und die vorliegende Erfindung soll nicht als auf derartige Beispiele beschränkt angesehen werden.
  • Beispiel 1
  • Jedes der Stahlprodukte mit unterschiedlichen Stahlzusammensetzungen der Tabelle 1 wurde in einem Konverter geschmolzen. Die daraus resultierende Stahlschmelze wurde unter der Bedingung der Tabelle 2 behandelt, um eine Bramme herzustellen. Die Bramme wurde dann unter der Bedingung der Tabelle 4 warmgewalzt, wodurch eine warmgewalzte Platte hergestellt wurde. Die Tabelle 3 beschreibt Gehaltsverhältnisse von Legierungselementen in jedem Stahlprodukt. Tabelle 1
    Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
    C Si Mn P S Al Ti B (ppm) N (ppm) W Zr Cu Ni Cr Mo Nb V Ca REM O (ppm)
    PS 1 0.12 0.13 1.54 0.006 0.005 0.04 0.014 7 120 0.005 0.01 0.1 - - - - - - - 11
    PS 2 0.07 0.12 1.71 0.006 0.006 0.07 0.05 10 280 0.002 0.02 - 0.2 - - - 0.01 - - 12
    PS 3 0.14 0.10 1.9 0.006 0.008 0.06 0.015 3 110 0.003 0.01 - - - - - 0.02 - - 10
    PS 4 0.10 0.12 1.80 0.006 0.007 0.02 0.02 5 80 0.001 0.01 0.1 - - - - 0.05 - - 9
    PS 5 0.08 0.15 2.0 0.006 0.006 0.09 0.05 15 300 0.002 0.02 - - 0.1 - - 0.05 - - 12
    PS 6 0.10 0.14 2.0 0.007 0.005 0.025 0.02 10 100 0.004 0.01 - - - 0.1 - 0.09 - - 9
    PS 7 0.13 0.14 1.6 0.007 0.007 0.04 0.015 8 US 0.15 0.01 0.1 - - - - 0.02 - - 11
    PS 8 0.11 0.15 1.52 0.007 0.006 0.06 0.018 10 120 0.001 0.005 - - - - 0.015 0.01 - - 10
    PS 9 0.13 0.21 1.42 0.007 0.005 0.025 0.02 4 90 0.002 0.01 - - 0.1 - - 0.02 0.001 - 12
    PS 10 0.07 0.16 2.0 0.008 0.010 0.045 0.025 6 100 0.05 0.005 0.3 0.01 0.02 0.01 11
    PS 11 0.11 0.21 1.48 0.007 0.006 0.047 0.019 11 130 0.01 0.005 0.1 - - - - - - 15
    CS 1 0.05 0.13 1.31 0.002 0.006 0.0014 0.009 1.6 22 - - - - 22
    CS 2 0.05 0.11 1.34 0.002 0.003 0.0036 0.012 0.5 48 - - - - - - - - - - 32
    CS 3 0.13 0.24 1.44 0.012 0.003 0.0044 0.010 1.2 127 - - 0.3 - - - 0.05 - - - 138
    CS 4 0.06 0.18 1.35 0.008 0.002 0.0027 0.013 8 32 - - - - 0.14 0.15 - 0.028 - - 25
    CS 5 0.06 0.18 0.88 0.006 0.002 0.0021 0.013 5 20 - - 0.75 0.5.8 0.24 0.14 0.015 0.037 - - 27
    CS 6 0.13 0.27 0.98 0.005 0.001 0.001 0.009 11 28 - 0.35 1.15 0.53 0.49 0.001 0.045 - - 25
    CS 7 0.13 0.24 1.44 0.004 0.002 0.02 0.008 8 79 - - 0.3 - - - 0.036 - - -
    CS 8 0.07 0.14 1.52 0.004 0.002 0.002 0.007 4 57 - - 0.32 0.35 - - 0.013 - - -
    CS 9 0.06 0.25 1.31 0.008 0.002 0.019 0.007 10 91 - - - - 0.21 0.19 0.025 0.035 - - -
    CS 10 0.09 0.26 0.86 0.009 0.003 0.046 0.008 15 142 - - 1.09 0.51 0.36 0.021 0.021 - - -
    CS 11 0.14 0.44 1.35 0.012 0.012 0.030 0.049 7 89 - - - - - - - 0.089 - - -
    Die Nummern CS 1, 2 und 3 entsprechen den erfindungsgemäßen Stählen 5, 32, und 55 der japanischen Offenlegungsschrift Nr. Hei. 9-194990 . Die Nummern CS 4, 5, und 6 entsprechen den erfindungsgemäßen Stählen 14, 24, und 28 der japanischen Offenlegungsschrift Nr. Hei. 10-298708 . Die Nummern CS 7, 8, 9 und 10 entsprechen den erfindungsgemäßen Stählen 48, 58, 60 und 61 der jap. Offenlegungsschrift Nr. Hei. 8-60292 . Die Nummer CS 11 entspricht dem erfindungsgemäßen Stahl F der japanischen Offenlegungsschrift Nr. Hei. 11-140582 .
    • PS: Stahl gemäß der Erfindung
    • CS: herkömmlicher Stahl
    Tabelle 2
    Stahl-Produkte Beispiel Primäre Deoxidations-Ordnung Gelöste Sauerstoff-Menge nach Zugabe von Al (ppm) Menge der Ti-Zugabe nach Deoxidation (%) Gießgeschwindigkeit (m/min) Sprühwassermenge (l/kg)
    Erfind. Stahl 1 Vorlieg. Beispiel 1 Mn → Si 19 0.014 1.1 0.32
    Vorlieg. Beispiel 2 Mn → Si 18 0.014 1.1 0.32
    Vorlieg. Beispiel 3 Mn → Si 18 0.014 1.1 0.32
    Vorlieg. Beispiel 1 Mn → Si 32 0.014 1.1 0.32
    Vorlieg. Beispiel 2 Mn → Si 58 0.014 1.1 0.32
    Erfind. Stahl 2 Vorlieg. Beispiel 4 Mn → Si 16 0.05 1.0 0.35
    Erfind. Stahl 3 Vorlieg. Beispiel 5 Mn → Si 15 0.015 1.0 0.35
    Erfind. Stahl 4 Vorlieg. Beispiel 6 Mn → Si 15 0.02 1.0 0.35
    Erfind. Stahl 5 Vorlieg. Beispiel 7 Mn → Si 12 0.05 1.2 0.30
    Erfind. Stahl 6 Vorlieg. Beispiel 8 Mn → Si 17 0.02 1.2 0.30
    Erfind. Stahl 7 Vorlieg. Beispiel 9 Mn → Si 18 0.015 1.1 0.32
    Erfind. Stahl 8 Vorlieg. Beispiel 10 Mn → Si 14 0.018 1.1 0.32
    Erfind. Stahl 9 Vorlieg. Beispiel 11 Mn → Si 19 0.02 1.1 0.32
    Erfind. Stahl 10 Vorlieg. Beispiel 12 Mn → Si 22 0.025 1.0 0.35
    Erfind. Stahl 11 Vorlieg. Beispiel 13 Mn → Si 20 0.019 1.0 0.35
    Es gibt keine detaillierten Herstellungsbedingungen für die herkömmlichen Stähle 1 bis 11.
    Tabelle 3
    Zusammensetzungverhältnisse von Legierungselementen
    Ti/N Zr/N NB Al/N V/N (Ti + Zr + 2Al + 4B + V)/N
    Vorlieg. Beispiel 1 1,2 0.8 17.1 3.3 0.8 9.7
    Vorlieg. Beispiel 2 1.2 0.8 17.1 3.3 0.8 9.7
    Vorlieg. Beispiel 3 1.2 0.8 17.1 3.3 0.8 9.7
    Vorlieg. Beispiel 4 1.8 0.7 28.0 2.5 0.4 8.0
    Vorlieg. Beispiel 5 1.4 0.9 36.7 5.5 1.8 15.1
    Vorlieg. Beispiel 6 2.5 1.3 16.0 2.5 6.3 15.3
    Vorlieg. Beispiel 7 1.7 0.7 20.0 3.0 1.7 10.2
    Vorlieg. Beispiel 8 2.0 1.0 10.0 2.5 9.0 17.4
    Vorlieg. Beispiel 9 1.3 0.9 14.4 3.5 1.7 11.1
    Vorlieg. Beispiel 10 1.5 0.4 12.0 5.0 0.8 13.1
    Vorlieg. Beispiel 11 2.2 1.1 22.5 2.8 2.2 11.3
    Vorlieg. Beispiel 12 2.5 0.5 16.7 4.5 2.0 14.2
    Vorlieg. Beispiel 13 1.5 0.4 11.8 3.6 - 9.4
    Herkömml. Stahl 1 4.1 - 13.8 0.6 - 5.7
    Herkömml. Stahl 2 2.5 - 96.0 0.8 - 4.0
    Herkömml. Stahl 3 0.8 - 105.8 0.4 - 1.5
    Herkömml. Stahl 4 4.1 - 4.0 0.8 8.8 15.5
    Herkömml. Stahl 5 6.5 - 4.0 1.1 18.5 28.1
    Herkömml. Stahl 6 3.2 - 2.6 0.4 16.1 21.6
    Herkömml. Stahl 7 1.0 - 9.9 2.5 - 6.5
    Herkömml. Stahl 8 1.2 - 14.3 0.4 - 2.2
    Herkömml. Stahl 9 0.8 - 9.1 2.1 3.9 9.2
    Herkömml. Stahl 10 0.6 - 9.5 3.2 1.5 8.9
    Herkömml. Stahl 11 5.5 - 12.7 3.4 7.8 20.3
    Tabelle 4
    Stahl-Produkte Beispiele Heiztemp. (°C) Heizdauer (min) Walz-Start-Temp. (°C) Walz-Abschl.-Temp. (°C) TRR (%)/ ATRR*1 Abkühlrate (°C/min) Kühlungs-End-Temp. (°C)
    Vorlieg. Beispiel 2 PE 1 1150 170 1030 780 65/80 7 600
    PE2 1200 130 1040 790 65/80 7 600
    PE3 1240 90 1040 780 65/80 7 600
    CE 1 1050 60 1040 780 65/80 7 600
    CE2 1300 250 1035 780 65/80 7 600
    Vorlieg. Beispiel 1 PE4 1200 130 1020 790 65/80 6 600
    Vorlieg. Beispiel 3 PE5 1200 130 1040 790 65/80 6 600
    Vergl.-Beispiel 1 CE3 1210 120 1030 780 65/80 0.1 Raumtemp.
    Vergl.-Beispiel 2 CE4 1210 120 1030 790 65/80 19 Raumtemp.
    Vorlieg. Beispiel 4 PE6 1180 150 1020 790 60/80 7 600
    Vorlieg. Beispiel 5 PE7 1190 140 1010 800 60/80 8 600
    Vorlieg. Beispiel 6 PE8 1220 110 1010 810 60/75 7 600
    Vorlieg. Beispiel 7 PE9 1220 110 1020 800 60/75 10 600
    Vorlieg. Beispiel 8 PE 10 1210 120 1010 790 60/75 10 600
    Vorlieg. Beispiel 9 PE 11 1220 110 1000 780 55/70 10 600
    Vorlieg. Beispiel 10 PE 12 1210 120 1010 790 55/70 9 600
    Vorlieg. Beispiel 11 PE 13 1230 100 1000 800 55/70 8 600
    Vorlieg. Beispiel 12 PE 14 1220 110 1020 780 55/70 10 600
    Vorlieg. Beispiel 13 PE 15 1210 130 1020 780 65/75 10 600
    Herkömml. Stahl 11 1200 - Ar3 or more 960 80 Naturally Cooled
    Es gibt keine detaillierten Herstellungsbedingungen für die herkömmlichen Stähle 1 bis 10. TRR/ATRR*1): Dicken-Reduktionsrate/Akkumulierte Dicken-Reduktionsrate im Rekrtstallisationsbereich PE: Beispiel gemäß der Erfindung CE: Vergleichsbeispiel
  • Prüfproben wurden aus den warmgewalzten Stahlprodukten entnommen. Die Probenentnahme erfolgte am zentralen Bereich eines jeden warmgewalzten Produkts in einer Dickenrichtung. Insbesondere wurden Proben für einen Zugtest in einer Walzrichtung genommen, während Testproben für einen Kerbschlagversuch nach Charpy in einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung genommen wurden.
  • Unter Verwendung von Stahlproben, die man wie oben beschrieben entnahm, wurden die Eigenschaften von Ausfällungen in jedem Stahlprodukt (Matrix) sowie mechanische Eigenschaften des Stahlprodukts gemessen. Die gemessenen Ergebnisse sind in der Tabelle 5 beschrieben. Auch wurden das Mikrogefüge sowie die Schlagfestigkeit der Wärmeeinflusszone gemessen. Die Messergebnisse sind in der Tabelle 6 beschrieben.
  • Diese Messungen wurden wie folgt durchgeführt.
  • Für Zugtestprüflinge wurden Prüflinge des KS-Standards Nr. 4 (KS B 0801) verwendet. Der Zugtest wurde bei einer Querwärmegeschwindigkeit von 5 mm/min durchgeführt. Anderseits wurden Schlagtestprüflinge auf der Grundlage des Prüflings des KS-Standards Nr. 3 (KS B 0809) vorbereitet. Für die Schlagtestprüflinge wurden Kerben an einer Seitenoberfläche (L-T) in einer Walzrichtung im Fall der Matrix maschinell bearbeitet, während eine maschinelle Bearbeitung in einer Schweißlinienrichtung im Fall des Schweißmaterials erfolgte. Um die Größe der Austenitkörner bei einer maximalen Heiztemperatur der Wärmeeinflusszone zu inspizieren, wurde jeder Prüfling auf eine maximale Heiztemperatur von 1200 bis 1400°C bei einer Heizgeschwindigkeit von 140°C/sec unter Verwendung eines reproduzierbaren Schweißsimulators erhitzt und dann unter Verwendung eines He-Gases abgeschreckt, nachdem er eine Sekunde lang gehalten worden war. Nachdem der abgeschreckte Prüfling poliert und erodiert worden war, wurde die Korngröße von Austenit in dem resultierenden Prüfling unter eine maximalen Heiztemperaturbedingung gemäß einem KS-Standard (KS D 0205) gemessen.
  • Das nach dem Abkühlungsprozess erhaltene Mikrogefüge sowie die Korngrößen, Dichten und Abstände von Ausfällungen und Oxiden, welche die Zähigkeit der Wärmeeinflusszone ernsthaft beeinflussen, wurden nach einem Punktzählschema unter Verwendung eines Bildanalysators und eines elektronischen Mikroskops gemessen. Die Messung erfolgte für einen Prüfbereich von 100 mm2. Die Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone wurde in jedem Prüfling bewertet, indem dieser Schweißbedingungen unterworfen wurde, die Schweißwärmeeinträgen von etwa 80 kJ/cm, 150 kJ/cm und 250 kJ/cm entsprechen, d. h. Schweißzyklen, die ein Aufheizen bei einer maximalen Heiztemperatur von 1400°C, einen Temperaturbereich von 800–500°C sowie ein Abkühlen während 60 Sekunden, 120 Sekunden bzw. 180 Sekunden, das Polieren der Prüflingsoberfläche, das maschinelle Bearbeiten des Prüflings für einen Schlagfestigkeitstest und dann die Durchführung eines Kerbschlagversuchs nach Charpy für den Prüfling bei einer Temperatur von –40°C umfassen.
  • Figure 00380001
  • Figure 00390001
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 5 ist zu erkennen, dass die Dichte von Ausfällungen (TiN-Ausfällungen) in jedem warmgewalzten und erfindungsgemäß hergestelltem Produkt 1,0 × 108/mm2 oder mehr beträgt, wohingegen die Dichte von Ausfällungen in jedem konventionellem Produkt 4,07 × 105/mm2 oder weniger beträgt.
  • Es wurde festgestellt, dass ZrN-Ausfällungen mit einer Korngröße von 50 bis 100 nm in den Produkten der vorliegenden Erfindung vorhanden sind. Auch wiesen die erfindungsgemäßen Produkte ein Matrixgefüge auf, in dem Feinferrit mit einer Korngröße von etwa 12 μm oder weniger einen hohen Anteil von 70% oder mehr zeigt.
  • Figure 00410001
  • Figure 00420001
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 6 ist zu erkennen, dass die Größe der Austenitkörner unter einer maximalen Heiztemperaturbedingung von 1400°C, wie in der Wärmeeinflusszone, innerhalb eines Bereichs von 52 bis 64 μm im Fall der vorliegenden Erfindung liegt, während die Austenitkörner in den konventionellen Produkten sehr grob sind und eine Korngröße von etwa 180 μm haben. Damit zeigen die Stahlprodukte der vorliegenden Erfindung einen überlegenen Effekt bei der Unterdrückung des Wachstums von Austenitkörnen an der Wärmeeinflusszone in einem Schweißvorgang. Wird ein Schweißprozess unter Einsatz eines Wärmeeintrags von 100 kJ/cm angewandt, dann haben die Stahlprodukte der vorliegenden Erfindung einen Ferritanteil von etwa 70% oder mehr.
  • Beispiel 2 – Desoxidierungseinstellung: Nitrogenisierungsbehandlung Proben wurde unter Verwendung der Stahlprodukte mit den jeweiligen Zusammensetzungen der Tabelle 7 hergestellt. Jede Probe wurde in einem Konverter geschmolzen. Die sich daraus ergebende Stahlschmelze wurde einer Frischungsbehandlung unter der Bedingung der Tabelle 8 unterzogen, wodurch sich eine Stahlbramme bildete. Die Bramme wurde dann unter der Bedingung der Tabelle 9 warmgewalzt, wodurch eine warmgewalzte Platte hergestellt wurde. Die Tabelle 9 beschreibt Gehaltsverhältnisse von Legierungselementen in jedem Stahlprodukt, das einer Nitrogenisierungsbehandlung unterworfen wurde.
    Chemische Zusammensetzung (Gew.-%)
    C Si Mn P S Al Ti B (ppm) N (ppm) W Zr Cu Ni Cr Mo Nb V Ca REM O (ppm)
    PS 1 0.12 0.13 1.54 0.006 0.005 0.04 0.014 7 120 0.005 0.01 0.1 - - - - 0.01 - - 11
    PS 2 0.07 0.12 1.71 0.006 0.006 0.07 0.05 10 280 0.002 0.02 - 0.2 - - - 0.01 - - 12
    PS 3 0.14 0.10 1.9 0.006 0.008 0.06 0.015 3 110 0.003 0.01 - - - - - 0.02 - - 10
    PS 4 0.10 0.12 1.80 0.006 0.007 0.02 0.02 5 80 0.001 0.01 0.1 - - - - 0.05 - - 9
    PS 5 0.08 0.15 2.0 0.006 0.006 0.09 0.05 15 300 0.002 0.02 - - 0.1 - - 0.05 - - 12
    PS 6 0.10 0.14 2.0 0.007 0.005 0.025 0.02 10 100 0.004 0.01 - - - 0.1 - 0.09 - - 9
    PS 7 0.13 0.14 1.6 0.007 0.007 0.04 0.015 8 US 0.15 0.01 0.1 - - - - 0.02 - - 11
    PS 8 0.11 0.15 1.52 0.007 0.006 0.06 0.018 10 120 0.001 0.005 - - - - 0.015 0.01 - - 10
    PS 9 0.13 0.21 1.42 0.007 0.005 0.025 0.02 4 90 0.002 0.01 - - 0.1 - - 0.02 0.001 - 12
    PS 10 0.07 0.16 2.0 0.008 0.010 0.045 0.025 6 100 0.05 0.005 0.3 0.01 0.02 0.01 11
    PS 11 0.11 0.21 1.48 0.007 0.006 0.047 0.019 11 130 0.01 0.005 0.1 - - - - - - 15
    CS 1 0.05 0.13 131 0.002 0.006 0.0014 0.009 1.6 22 - - - 22
    CS 2 0.05 0.11 1.34 0.002 0.003 0.0036 0.012 0.5 48 - - - - - - - - - - 32
    CS 3 0.13 0.24 1.44 0.012 0.003 0.0044 0.010 1.2 127 - - 0.3 - - - 0.05 - - - 138
    CS 4 0.06 0.18 135 0.008 0.002 0.0027 0.013 8 32 - - - - 0.14 0.15 - 0.028 - - 25
    CS 5 0.06 0.18 0.86 0.006 0.002 0.0021 0.013 5 20 - - 0.75 0.5.8 0.24 0.14 0.015 0.037 - - 27
    CS 6 0.13 0.27 0.9B 0.005 0.001 0.001 0.009 11 28 - 0.35 1.15 0.53 0.49 0.001 0.045 - - 25
    CS 7 0.13 0.24 1.44 0.004 0.002 0.02 0.008 8 79 - - 0.3 - - - 0.036 - - -
    CS 8 0.07 0.14 1.52 0.004 0.002 0.002 0.007 4 57 - - 0.32 0.35 - - 0.013 - - -
    CS 9 0.06 0.25 131 0.008 0.002 0.019 0.007 10 91 - - - - 0.21 0.19 0.025 0.035 - - -
    CS 0.09 0.26 0.86 0.009 0.003 0.046 0.008 15 142 - - 1.09 0.51 0.36 0.021 0.021 - - -
    CS 11 0.14 0.44 1.35 0.012 0.012 0.030 0.049 7 89 - - - - - - - 0.089 - - -
    Die Nummern CS 1, 2 und 3 entsprechen den erfindungsgemäßen Stählen 5, 32, und 55 der japanischen Offenlegungsschrift Nr. Hei. 9-194990. Die Nummern CS 4, 5, und 6 entsprechen den erfindungsgemäßen Stählen 14, 24, und 28 der japanischen Offenlegungsschrift Nr. Hei. 10-298708. Die Nummern CS 7, 8, 9 und 10 entsprechen den erfindungsgemäßen Stählen 48, 58, 60 und 61 der japanischen Offenlegungsschrift Nr. Hei. 8-60292. Die Nummer CS 11 entspricht dem erfindungsgemäßen Stahl F der japanischen Offenlegungsschrift Nr. Hei. 11-140582.
    • PS: Stahl gemäß der Erfindung
    • CS: herkömmlicher Stahl
    Tabelle 8
    Stahl-Produkte Beispiel Primäre Deoxidations-Ordnung Gelöste Sauerstoff-Menge nach Zugabe von Al (ppm) Menge der Ti-Zugabe nach Deoxidation (%) Gießgeschwindigkeit (m/min) Sprühwassermenge (l/kg)
    Erfind. Stahl 1 Vorlieg. Beispiel 1 Mn → Si 19 0.014 1.1 0.32
    Vorlieg. Beispiel 2 Mn → Si 18 0.014 1.1 0.32
    Vorlieg. Beispiel 3 Mn → Si 18 0.014 1.1 0.32
    Vorlieg. Beispiel 1 Mn → Si 32 0.014 1.1 0.32
    Vorlieg. Beispiel 2 Mn → Si 58 0.014 1.1 0.32
    Erfind. Stahl 2 Vorlieg. Beispiel 4 Mn → Si 16 0.05 1.0 0.35
    Erfind. Stahl 3 Vorlieg. Beispiel 5 Mn → Si 15 0.015 1.0 0.35
    Erfind. Stahl 4 Vorlieg. Beispiel 6 Mn → Si 15 0.02 1.0 0.35
    Erfind. Stahl 5 Vorlieg. Beispiel 7 Mn → Si 12 0.05 1.2 0.30
    Erfind. Stahl 6 Vorlieg. Beispiel 8 Mn → Si 17 0.02 1.2 0.30
    Erfind. Stahl 7 Vorlieg. Beispiel 9 Mn → Si 18 0.015 1.1 0.32
    Erfind. Stahl 8 Vorlieg. Beispiel 10 Mn → Si 14 0.018 1.1 0.32
    Erfind. Stahl 9 Vorlieg. Beispiel 11 Mn → Si 19 0.02 1.1 0.32
    Erfind. Stahl 10 Vorlieg. Beispiel 12 Mn → Si 22 0.025 1.0 0.35
    Erfind. Stahl 11 Vorlieg. Beispiel 13 Mn → Si 20 0.019 1.0 0.35
    Es gibt keine detaillierten Herstellungsbedingungen für die herkömmlichen Stähle 1 bis 11.
    Tabelle 9
    Beispiel Heiz-Temp. (°C) NitridierungsAtmosphere (l/min) Heizdauer (min) Walz-Anfangs-Temp. (°C) Walz-Abschl.-Temp. (°C) TRR(%)/ATRR(%) im Rekristallisationsbereich Abkühlrate (°C/min) Stickstoff-Gehalt der Matrix (ppm)
    Vorlieg. Beispiel 1 1220 350 160 1030 830 55/75 5 105
    Vorlieg. Beispiel 2 1190 610 120 1020 830 55/75 5 115
    Vorlieg. Beispiel 3 1150 780 100 1020 830 55/75 5 120
    Vergl.-Bsp. 1 1050 220 50 1020 840 55/75 5 48
    Vergl.-Bsp. 2 1300 950 180 1020 840 55/75 5 420
    Vorlieg. Beispiel 4 1180 780 110 1010 830 55/75 6 275
    Vorlieg. Beispiel 5 1200 600 100 1040 850 55/75 7 112
    Vorlieg. Beispiel 6 1170 620 130 1030 840 55/75 7 80
    Vorlieg. Beispiel 7 1190 780 100 1020 830 55/75 6 300
    Vorlieg. Beispiel 8 1200 620 110 1030 830 55/75 6 100
    Vorlieg. Beispiel 9 1150 750 160 1040 830 60/70 6 115
    Vorlieg. Beispiel 10 1180 630 110 1040 850 60/70 5 120
    Vorlieg. Beispiel 11 1200 520 100 1050 840 60/70 8 90
    Vorlieg. Beispiel 12 1210 550 120 1040 840 60/70 7 100
    Vorlieg. Beispiel 13 1230 680 110 1030 840 60/70 8 132
    Convention al Steel 11 1200 Ar3 or more 960 Naturally Cooled
    Das Abkühlen jedes Beispiels gemäß der Erfindung (Erfind. Bsp.). wird unter Bedingungen ausgeführt, bei denen die Abkühlrate geregelt wird, bis die Temperatur des Beispiels 600°C erreicht, die einer Ferrit-Umwandlungs-Abschlusstemperatur entspricht. Nach Erreichen dieser Temperatur folgt ein Abkühlen des erfindungsgemäßen Beispiels an Luft. Die herkömmlichen Stähle 1 bis 11 werden eingesetzt, um warmgewalzte Produkte ohne irgendeine Nitridierungsbehandlung herzustellen. TRR/ATRR*1): Dicken-Reduktionsrate/Akkumulierte Dicken-Reduktionsrate im Rekristallisationsbereich
    Tabelle 10
    Beispiele Verhältnisse von Legierungselementen nach der Nitridierungsbehandlung, welche geeignet sind, Wirkungen gemäß der Erfindung zu erzielen
    Ti/N Zr/N NB Al/N V/N (Ti + Zr + 2Al + 4B + V)/N
    Vorlieg. Beispiel 1 1.3 1.0 15.0 3.8 1.0 11.1
    Vorlieg. Beispiel 2 1.2 0.9 16.4 3.5 0.9 10.1
    Vorlieg. Beispiel 3 1.2 0.8 17.1 3.3 0.8 9.7
    Vergl.-Beispiel 1 2.9 2.1 6.9 8.3 2.1 24.3
    Vergl.-Beispiel 2 0.3 0.2 60 1.0 0.2 2.8
    Vorlieg. Beispiel 4 1.8 0.7 28.0 2.5 0.4 8.1
    Vorlieg. Beispiel 5 1.4 0.9 36.7 5.5 1.8 14.8
    Vorlieg. Beispiel 6 2.5 1.3 16.0 2.5 6.3 15.3
    Vorlieg. Beispiel 7 1.7 0.7 20.0 3.0 1.7 10.2
    Vorlieg. Beispiel 8 2.0 1.0 10.0 2.5 9.0 17.4
    Vorlieg. Beispiel 9 1.3 0.9 14.4 3.5 1.7 11.1
    Vorlieg. Beispiel 10 1.5 0.4 12.0 5.0 0.8 13.1
    Vorlieg. Beispiel 11 2.2 1.1 22.5 2.8 2.2 11.3
    Vorlieg. Beispiel 12 2.5 0.5 16.7 4.5 2.0 14.2
    Vorlieg. Beispiel 13 1.4 0.4 12.0 3.6 - 9.3
    Herkömml. Stahl 1 4.1 4.1 13.8 0.6 - 5.7
    Herkömml. Stahl 2 2.5 2.5 96.0 0.8 - 4.0
    Herkömml. Stahl 3. 0.8 0.8 105.8 0.4 - 1.5
    Herkömml. Stahl 4 4.1 4.1 4.0 0.8 8.8 15.5
    Herkömml. Stahl 5 6.5 6.5 4.0 1.1 18.5 28.1
    Herkömml. Stahl 6 3.2 3.2 2.6 0.4 16.1 21.6
    Herkömml. Stahl 7 1.0 1.0 9.9 2.5 - 6.5
    Herkömml. Stahl 8 1.2 1.2 14.3 0.4 - 2.2
    Herkömml. Stahl 9 0.8 0.8 9.1 2.1 3.9 9.2
    Herkömml. Stahl 10 0.6 0.6 9.5 3.2 1.5 8.9
    Herkömml. Stahl 11 5.5 5.5 12.7 3.4 7.8 20.3
  • Proben wurden aus den warmgewalzten Platten genommen, die wie oben beschrieben hergestellt worden waren. Die Probennahme erfolgte am zentralen Bereich eines jeden gewalzten Produktes in einer Dickenrichtung. Insbesondere wurden Proben für einen Zugtest in einer Walzrichtung genommen, während Proben für einen Kerbschlagversuch nach Charpy in einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung genommen wurden.
  • Unter Verwendung von Stahlproben, die man wie oben beschrieben entnahm, wurden die Eigenschaften von Ausfällungen in jedem Stahlprodukt (Matrix) sowie mechanische Eigenschaften des Stahlprodukts gemessen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 11 beschrieben. Auch wurden das Mikrogefüge sowie die Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone gemessen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 12 beschrieben. Diese Messungen wurden auf die gleiche Art und Weise wie im Beispiel 1 durchgeführt.
  • Figure 00490001
  • Figure 00500001
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 11 ist zu erkennen, dass die Dichte von Ausfällungen (TiN-Ausfällungen) in jedem warmgewalzten und erfindungsgemäß hergestelltem Produkt 1,0 × 108/mm2 oder mehr beträgt, wohingegen die Dichte von Ausfällungen in jedem konventionellem Produkt 4,07 × 105/mm2 oder weniger beträgt.
  • Auch wurde festgestellt, dass ZrN-Ausfällungen mit einer Korngröße von 50 bis 100 nm in den erfindungsgemäßen Produkten vorhanden sind. Auch wiesen die erfindungsgemäßen Produkte ein Matrixgefüge auf, bei dem Feinferrit einen hohen Anteil hat.
  • Figure 00520001
  • Figure 00530001
  • Unter Bezugnahme auf die Tabelle 12 ist zu erkennen, dass die Größe von Austenitkörnern bei einer maximalen Heiztemperatur von 1400°C, wie in der Wärmeeinflusszone, innerhalb eines Bereichs von 52 bis 64 μm bei der vorliegenden Erfindung liegt, während die Austenitkörner in den konventionellen Produkten sehr grob sind und eine Korngröße von etwa 180 μm haben. Damit zeigen die Stahlprodukte der vorliegenden Erfindung einen überlegenen Effekt bei der Unterdrückung des Wachstums von Austenitkörnen an der Wärmeeinflusszone in einem Schweißvorgang im Vergleich zu den konventionellen Stählen.
  • Wird ein Schweißvorgang unter Anwendung eines Wärmeeintrags von 100 kJ/cm angewandt, dann haben die erfindungsgemäßen Stahlprodukte einen Ferritanteil von etwa 70% oder mehr.

Claims (11)

  1. Schweißkonstruktionsstahlprodukt mit TiN- und ZrN-Ausfällungen, umfassend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,001 bis 0,03% Zr, 0,008 bis 0,030% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,01% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 1,2 < Ti/N < 2,5,0,3 < Zr/N < 2,0, 10 < N/B < 40, 2,5 < Al/N < 7 und 6,8 < (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N < 17, und aufweisend eine Mikrostruktur, die im Wesentlichen aus einer komplexen Struktur aus Ferrit und Pearlit mit einer Korngröße von 20 μm oder weniger besteht, wobei das Schweißkonstruktionsstahlprodukt wahlweise ferner Folgendes umfasst: 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 ≤ V/N < 9 und 7 ≤ (Ti + 2Al + 4B + V)/N ≤ 17; eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%.
  2. Schweißkonstruktionsstahlprodukt nach Anspruch 1, wobei ZrN-Ausfällungen und TiN-Ausfällungen, die eine Korngröße von 0,01 bis 0,1 μm aufweisen, mit einer Dichte von 1,0 × 107/mm2 oder mehr und einem Abstand von 0,5 μm oder weniger verteilt sind.
  3. Schweißkonstruktionsstahlprodukt nach Anspruch 1, wobei ein Zähigkeitsunterschied zwischen dem Stahlprodukt und der Wärmebehandlungszone, der aufgezeigt wird, wenn das Stahlprodukt auf eine Temperatur von 1400°C oder mehr erwärmt und dann innerhalb von 60 Sekunden über einen Kühlbereich von 800 bis 500°C abgekühlt wird, in einem Bereich von ±30 J liegt; ein Zähigkeitsunterschied zwischen dem Stahlprodukt und der Wärmebehandlungszone, der aufgezeigt wird, wenn das Stahlprodukt auf eine Temperatur von 1400°C oder mehr erwärmt und dann innerhalb von 60 bis 120 Sekunden über einen Kühlbereich von 800 bis 500°C abgekühlt wird, in einem Bereich von ± 0 bis 40 J liegt; und ein Zähigkeitsunterschied zwischen dem Stahlprodukt und der Wärmebehandlungszone, der aufgezeigt wird, wenn das Stahlprodukt auf eine Temperatur von 1400°C oder mehr erwärmt und dann innerhalb von 120 bis 180 Sekunden über einen Kühlbereich von 800 bis 500°C abgekühlt wird, in einem Bereich von ± 0 bis 105 J liegt.
  4. Verfahren zur Fertigung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts mit feinen komplexen TiN- und ZrN-Ausfällungen, umfassend die Schritte des Herstellens einer Stahlbramme, enthaltend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,001 bis 0,03% Zr, 0,008 bis 0,030% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, höchstens 0,03% S, höchstens 0,01% O und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 1,2 ≤ Ti/N ≤ 2,5, 0,3 ≤ Zr/N ≤ 2, 0,10 ≤ N/B ≤ 40, 2,5 ≤ Al/N ≤ 7 und 6,8 ≤ (Ti + Zr + 2Al + 9B)/N ≤ 17; Erhitzen der Stahlbramme bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C für eine Dauer von 60 bis 180 Minuten; Heißwalzen der erhitzten Stahlbramme in einem Austenitumkristallisationsbereich bei einer Dickenreduzierungsrate von 40% oder mehr; und Abkühlen der heißgewalzten Stahlbramme mit einer Rate von 1°C/Min. auf eine Temperatur, entsprechend ±10°C von einer Ferritumwandlungsendtemperatur, wobei die Bramme ferner Folgendes enthält: 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 ≤ V/N ≤ 9 und 7 ≤ (Ti – f2Al + 4B + V)/N ≤ 17; eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr; 0,05 bis 1,0%; und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, wobei die Herstellung der Bramme durch Zusetzen eines deoxidierenden Elements mit einer höheren deoxidierenden Wirkung als diejenige von Ti zu dem geschmolzenen Stahl, wodurch der geschmolzene Stahl derart eingestellt wird, dass er eine gelöste Sauerstoffmenge von 30 ppm oder weniger aufweist, und Zusetzen von Ti zu dem ge schmolzenen Stahl innerhalb von 10 Minuten auf einen Ti-Gehalt von 0,005 bis 0,2%, und Gießen der resultierenden Bramme durchgeführt wird.
  6. Verfahren nach Anspruch 5, wobei die Deoxidation in der Reihenfolge Mn, Si und Al durchgeführt wird.
  7. Verfahren nach Anspruch 5, wobei der geschmolzene Stahl mit einer Geschwindigkeit von 0,9 bis 1,1 m/Min. gemäß einem kontinuierlichen Gussverfahren gegossen wird, während er in einer zweiten Kühlzone mit einer Wassersprühmenge von 0,3 bis 0,35 l/kg leicht abgekühlt wird.
  8. Verfahren zur Fertigung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts mit feinen komplexen TiN- und ZrN-Ausfällungen, umfassend die Schritte des Herstellens einer Stahlbramme, enthaltend in Gewichtsprozent: 0,03 bis 0,17% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,4 bis 2,0% Mn, 0,005 bis 0,2% Ti, 0,0005 bis 0,1% Al, 0,001 bis 0,03% Zr, höchstens 0,005% N, 0,0003 bis 0,01% B, 0,001 bis 0,2% W, höchstens 0,03% P, 0,003 bis 0,05% S, höchstens 0,01% 0 und als Rest Fe und Nebenverunreinigungen; Erhitzen der Stahlbramme bei einer Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250°C für eine Dauer von 60 bis 180 Minuten, während die Stahlbramme, nitrogenisiert wird, um den N-Gehalt der Stahlbramme auf 0,008 bis 0,03% einzustellen und die folgenden Bedingungen zu erfüllen: 1,2 ≤ TilN ≤ 2,5, 0,3 ≤ Zr/N ≤ 2,0, 10 ≤ N/B ≤ 40, 2,5 ≤ Al/N ≤ 7 und 6,8 ≤ (Ti + Zr + 2Al + 4B)/N ≤ 17; Heißwalzen der nitrogenisierten Stahlbramme in einem Austenitumkristallisationsbereich bei einer Dickenreduzierungsrate von 40% oder mehr; und Abkühlen der heißgewalzten Stahlbramme mit einer Rate von 1°C/Min. auf eine Temperatur, entsprechend ±10°C von einer Ferritumwandlungsendtemperatur, wobei die Bramme wahlweise ferner Folgendes enthält: 0,01 bis 0,2% V, während die folgenden Bedingungen erfüllt werden: 0,3 ≤ V/N ≤ 9 und 7 ≤ (Ti + 2Al + 4B + V)/N ≤ 17; eines oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni: 0,1 bis 3,0%, Cu: 0,1 bis 1,5%, Nb: 0,01 bis 0,1%, Mo: 0,05 bis 1,0% und Cr: 0,05 bis 1,0%; und/oder eines oder beides von Ca: 0,0005 bis 0,005% und REM: 0,005 bis 0,05%.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, wobei die Herstellung der Bramme durch Zusetzen eines deoxidierenden Elements mit einer höheren deoxidierenden Wirkung als diejenige von Ti zu dem geschmolzenen Stahl, wodurch der geschmolzene Stahl derart eingestellt wird, dass er eine gelöste Sauerstoffmenge von 30 ppm oder weniger aufweist, und Zusetzen von Ti zu dem geschmolzenen Stahl innerhalb von 10 Minuten auf einen Ti-Gehalt von 0,005 bis 0,2%, und Gießen der resultierenden Bramme durchgeführt wird.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, wobei die Deoxidation in der Reihenfolge Mn, Si und Al durchgeführt wird.
  11. Geschweißte Konstruktion mit einer überragenden Wärmeeinflusszonenzähigkeit, die unter Verwendung eines Schweißkonstruktionsstahlprodukts nach einem der Ansprüche 1 bis 3 hergestellt ist.
DE60132302T 2000-12-14 2001-11-21 Tin- und zrn-ausscheidendes stahlblech für schweissstrukturen, hertsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge Expired - Fee Related DE60132302T2 (de)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2000-0076393A KR100470058B1 (ko) 2000-12-14 2000-12-14 ＴｉＮ과 ＺｒＮ의 석출물을 갖는 용접구조용 강재와 그제조방법
KR2000076393 2000-12-14
KR10-2000-0076827A KR100435488B1 (ko) 2000-12-15 2000-12-15 침질처리에 의해 ＴｉＮ과 ＺｒＮ의 석출물을 갖는용접구조용 강재의 제조방법
KR2000076827 2000-12-15
PCT/KR2001/001997 WO2002048417A1 (en) 2000-12-14 2001-11-21 STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN + ZrN FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND WELDING FABRIC USING THE SAME

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE60132302D1 DE60132302D1 (de) 2008-02-21
DE60132302T2 true DE60132302T2 (de) 2008-07-24

Family

ID=26638624

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE60132302T Expired - Fee Related DE60132302T2 (de) 2000-12-14 2001-11-21 Tin- und zrn-ausscheidendes stahlblech für schweissstrukturen, hertsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge

Country Status (6)

Country Link
US (1) US6966955B2 (de)
EP (1) EP1254275B1 (de)
JP (1) JP3895687B2 (de)
CN (1) CN1149297C (de)
DE (1) DE60132302T2 (de)
WO (1) WO2002048417A1 (de)

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7105066B2 (en) * 2001-11-16 2006-09-12 Posco Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and welded structure made therefrom
JP4616552B2 (ja) * 2003-06-18 2011-01-19 新日本製鐵株式会社 Ｃｕ含有鋼材
JP4453843B2 (ja) 2004-03-24 2010-04-21 住友金属工業株式会社 耐食性に優れた低合金鋼の製造方法
US7520942B2 (en) * 2004-09-22 2009-04-21 Ut-Battelle, Llc Nano-scale nitride-particle-strengthened high-temperature wrought ferritic and martensitic steels
WO2007064172A1 (en) * 2005-12-01 2007-06-07 Posco Steel sheet for hot press forming having excellent heat treatment and impact property, hot press parts made of it and the method for manufacturing thereof
EP2081834B1 (de) 2006-10-04 2012-02-01 Pregis Innovative Packaging Inc. Automatisierte luftpolsterabgabevorrichtung
JP4356949B2 (ja) * 2006-11-13 2009-11-04 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
US8039118B2 (en) * 2006-11-30 2011-10-18 Nippon Steel Corporation Welded steel pipe for high strength line pipe superior in low temperature toughness and method of production of the same
JP5251089B2 (ja) * 2006-12-04 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
BRPI0710842B1 (pt) * 2006-12-25 2018-09-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp aço estrutural para máquinas
JP4976905B2 (ja) * 2007-04-09 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 Ｈａｚ靭性および母材靭性に優れた厚鋼板
JP4473928B2 (ja) * 2007-04-18 2010-06-02 新日本製鐵株式会社 被削性と衝撃値に優れた熱間加工鋼材
KR100957940B1 (ko) * 2007-12-13 2010-05-13 주식회사 포스코 대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강
JP5305709B2 (ja) 2008-03-28 2013-10-02 株式会社神戸製鋼所 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板
US8110292B2 (en) * 2008-04-07 2012-02-07 Nippon Steel Corporation High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same
US9200357B2 (en) 2009-10-02 2015-12-01 Kobe Steel, Ltd. Steel for machine structural use, manufacturing method for same, case hardened steel component, and manufacturing method for same
CN102080193B (zh) * 2011-01-10 2013-02-06 东北大学 一种超大热输入焊接用结构钢及其制造方法
JP6193206B2 (ja) * 2013-12-11 2017-09-06 株式会社神戸製鋼所 耐サワー性、ｈａｚ靭性及びｈａｚ硬さに優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
US10829839B2 (en) * 2014-02-05 2020-11-10 Arcelormittal Production of HIC-resistant pressure vessel grade plates using a low-carbon composition
CN103938065B (zh) * 2014-04-22 2015-10-28 钢铁研究总院 一种大线能量焊接用钢中复合添加镁钛的方法
US10465258B2 (en) 2015-04-17 2019-11-05 The Curators Of The University Of Missouri Grain refinement in iron-based materials
CN105779864B (zh) * 2016-04-28 2017-11-21 武汉钢铁有限公司 弥散强化微合金高强钢及其生产方法
CN109128544B (zh) * 2018-10-15 2021-06-01 华北水利水电大学 一种激光点焊-电子束钎焊复合焊接高氮钢的方法
CN112517863A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种高强薄规格花纹钢板/带及其制造方法
CN112030058B (zh) * 2020-08-28 2022-01-04 广州大学 通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法和Q345B钢种
CN114196881B (zh) * 2021-12-08 2022-08-09 东北大学 一种兼具低温焊接和高热输入焊接性能的高强度钢及其生产方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5526164B2 (de) * 1973-07-31 1980-07-11
JPS5217314A (en) * 1975-07-31 1977-02-09 Kobe Steel Ltd Structural steel for heavy heat input welding
JPS593537B2 (ja) 1982-04-26 1984-01-24 新日本製鐵株式会社 溶接構造用鋼
JPH07824B2 (ja) 1984-05-22 1995-01-11 新日本製鐵株式会社 溶接用高靭性鋼
JPS6179745A (ja) 1984-09-28 1986-04-23 Nippon Steel Corp 溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法
JPS63149354A (ja) * 1986-12-12 1988-06-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 大入熱溶接用高張力鋼板およびその製法
JPS6415320A (en) 1987-07-08 1989-01-19 Nippon Steel Corp Production of high tensile steel for low temperature use having excellent toughness of weld zone
JPH01176016A (ja) * 1987-12-28 1989-07-12 Kawasaki Steel Corp 溶接継手部のじん性に優れた鋼材の製造方法
JPH0757886B2 (ja) * 1988-07-14 1995-06-21 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法
JPH0737646B2 (ja) 1990-11-08 1995-04-26 新日本製鐵株式会社 溶接部の低温靭性に優れた耐火高強度鋼の製造法
JPH05186848A (ja) 1992-01-10 1993-07-27 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼
JP2953919B2 (ja) * 1993-09-10 1999-09-27 新日本製鐵株式会社 高靱性高強度鋼用鋳片及びその鋳片による圧延形鋼の製造方法
JPH0860292A (ja) 1994-08-23 1996-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼
JPH09194990A (ja) 1996-01-23 1997-07-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼
JP3434125B2 (ja) 1996-06-04 2003-08-04 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板
JPH10298706A (ja) 1996-06-21 1998-11-10 Nkk Corp 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法
JP4041201B2 (ja) 1997-02-28 2008-01-30 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
JP4022958B2 (ja) 1997-11-11 2007-12-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法
JP4044665B2 (ja) * 1998-03-13 2008-02-06 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れたｂｎ析出強化型低炭素フェライト系耐熱鋼
JP3752076B2 (ja) * 1998-04-15 2006-03-08 新日本製鐵株式会社 Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼
JP2000226633A (ja) 1999-02-04 2000-08-15 Nkk Corp 靭性に優れた電子ビーム溶接用鋼

Also Published As

Publication number Publication date
JP2004515653A (ja) 2004-05-27
DE60132302D1 (de) 2008-02-21
EP1254275A1 (de) 2002-11-06
CN1149297C (zh) 2004-05-12
EP1254275B1 (de) 2008-01-09
JP3895687B2 (ja) 2007-03-22
US20030121577A1 (en) 2003-07-03
EP1254275A4 (de) 2004-11-10
CN1398302A (zh) 2003-02-19
WO2002048417A1 (en) 2002-06-20
US6966955B2 (en) 2005-11-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE60130500T2 (de) Stahlplatte mit überlegener zähigkeit in der von der schweisshitze beeinflussten zone und verfahren zu ihrer herstellung; schweisskonstruktion unter verwendung davon
DE60132302T2 (de) Tin- und zrn-ausscheidendes stahlblech für schweissstrukturen, hertsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge
DE60130362T2 (de) Stahlplatte mit tin- und cus-ausscheidungen für geschweisste strukturen, herstellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge
DE60130788T2 (de) Tin- und mns-ausscheidendes stahlblech für schweisstrukturen, hetsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge
DE112005003112B4 (de) Hochfestes Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung
DE60012595T2 (de) Warmgewalztes hochfestes Stahlblech und dessen Herstelllungsverfahren
EP3305935B1 (de) Hochfestes stahlflachprodukt und verwendung eines hochfesten stahlflachprodukts
DE602004015922T3 (de) Hochfestes, Kaltgewalztes Stahlblech mit Ausgezeichneter Adhesion von Beschichtung
DE69908450T2 (de) Breitflanschträger aus Stahl mit hoher Zähigkeit und Streckgrenze und Verfahren zur Herstellung dieser Bauteile
DE69723204T2 (de) Stahl mit verbesserter zähigkeit in durch schwei en wärmebeaufschlagter zonen
EP2935635B1 (de) Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt
DE60130087T2 (de) Walzdraht zum Ziehen, mit ausgezeichneten Verwindungseigenschaften und dessen Herstellungsverfahren
DE112014004844T5 (de) Warm-gewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Oberflächenhärte nach Aufkohlungs-Wärme-Behandlung und ausgezeichneter Kaltumformbarkeit
EP3688203B1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
DE112014004834T5 (de) Warm-gewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Oberflächenhärte nach Aufkohlungs-Wärme-Behandlung und ausgezeichneter Ziehfähigkeit
DE2324788A1 (de) Kohlenstoffarmer stahl und verfahren zu seiner herstellung
DE2334974A1 (de) Aushaertbarer und hochfester stahl fuer kaltgewalztes blech
EP2905348A1 (de) Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
EP2009120B1 (de) Verwendung einer hochfesten Stahllegierung zur Herstellung von Stahlrohren mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit
DE69931601T2 (de) Stähle zum kaltschmieden und verfahren zu deren herstellung
DE60319197T2 (de) Maraging-Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung
DE112006003553B4 (de) Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür
DE60210767T2 (de) Hochzugfestes warmgewalztes stahlblech mit hervorragender masshaltigkeit und hervorragenden dauerfestigkeitseigenschaften nach dem formen
DE112020006043T5 (de) Kaltgewalztes stahlblech mit ultrahoher festigkeit und verfahren zu dessen herstellung
DE69433002T2 (de) Nichtkornorientiertes Siliziumstahlblech und Herstellungsverfahren

Legal Events

Date Code Title Description
8364 No opposition during term of opposition
8339 Ceased/non-payment of the annual fee