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Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten und
hochzähen Stahls mit einer Streckfestigkeit von 1080 MPa oder mehr, der trotz eines
geringen Kohlenstoffgehalts eine hohe Festigkeit besitzt und hinsichtlich der Beständigkeit gegen
Spannungskorrosion in einer spannungskorrosiven Umgebung, wie Meerwasser und
Salzwasser, ausgezeichnet ist.
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In den letzten Jahren hat die geophysikalische Suche im Erdmaßstab, wie die Suche
und das Bohren nach Energieressourcen und Auftreten von Erdbeben, zu wachsendem
Interesse an der Erschließung der Ozeane in der Tiefsee geführt und hat die Konstruktion und
Installation verschiedener Behälter zur Verwendung in der Tiefsee und die Entwicklung von
Forschungsschiffen zur Verwendung in der Tiefsee angeregt.
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Wenn verschiedene Behälter in einer Tiefseeumgebung verwendet werden, ist es, da
ein sehr hoher Druck darauf einwirkt, für Materialien für diese Behälter erforderlich, daß sie
unter dem Gesichtspunkt der Struktur einen hohen Grad an Zähigkeit und Festigkeit besitzen.
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Um der Nachfrage nach sicheren, zuverlässigen, hochfesten und hochzähen Materialien
gewachsen zu sein, ist im Fachgebiet die Entwicklung eines Ni-haltigen niedriglegierten
Stahls und eine Verbesserung seiner Qualität bewirkt worden. Beispielsweise sind
Vorschläge bezüglich vieler Herstellungsverfahren gemacht worden, wie ein Verfahren zur
Herstellung von hochfestem und hochzähem Stahl, umfassend Ni-Cr-Mo-V mit C + 1/8 Mo + V
> 0,26 und Cr ≤ 0,8 Mo, wie in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung (Kokai)
Nr. 56-9358 offenbart, ein Verfahren zur Herstellung von hochfestem Stahl auf Ni-Cr-Mo-V-
Basis, wie in der ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 57-188655
offenbart, welches die Bereitstellung von hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit in einem
weiten Abkühlgeschwindigkeitsbereich beim Abschrecken ermöglicht, und ein Verfahren für
ein Produkt aus Ni-haltigem Stahl, wobei sehr niedrige P- und sehr niedrige S-Behandlungen
zum Zweck der Sicherstellung von hoher Zähigkeit bewirkt werden. Auch wenn diese
Verfahren bei der Erhöhung von Festigkeit oder Zähigkeit wirksam sind, besteht die
Möglichkeit, daß die Zuverlässigkeit der Stahlprodukte, die gemäß den vorstehenden Verfahren
hergestellt wurden, in der Umgebung, die für die vorliegende Erfindung ins Auge gefaßt wird,
schlecht ist. Insbesondere da die in der Tiefsee verwendeten Behälter Meerwasser ausgesetzt
sind, sollten die Stahlprodukte eine zufriedenstellende Beständigkeit gegen Korrosion in
Meerwasser aufweisen, das heißt, eine hohe Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion in
Meerwasser.
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Beispiele für hochfeste Stahlprodukte mit einer hohen Unterwasserzuverlässigkeit
schließen einen hochzähen und hochfesten Stahl auf Ni-Cr-Mo-V-Basis ein, der in der
geprüften japanischen Patentveröffentlichung (Kokoku) Nr. 64-11105 vorgeschlagen wurde,
der dadurch gekennzeichnet ist, daß er einen Ni-haltigen Stahl mit erniedrigten N- und O-
Gehalten umfaßt und die Bedingung Al (%) · N (%) · 10&sup4; < 1,5 erfüllen kann, wobei der
hochzähe und hochfeste Stahl eine bedeutende Wirkung hat. Bei diesem Stahl ist jedoch,
verglichen mit dem Grundmaterial, die Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion an der
Schweißgluteinflußzone in Meerwasser derjenigen an Luft unterlegen, was weitere
Untersuchungen im Hinblick auf die Verbesserung der Sicherheit und Zuverlässigkeit erfordert.
Andererseits schlägt die geprüfte japanische Patentveröffentlichung (Kokoku) Nr. 1-51526
ein Verfahren zur Herstellung von hochfestem Stahl mit einer ausgezeichneten Beständigkeit
gegen Spannungsrisskorrosion vor, das direktes Abschrecken und-Tempern eines Stahls auf
Ni-Mo-Nb-Basis mit einem Ni-Gehalt von 5 bis 8% umfaßt. Die Festigkeit des Stahlprodukts
ist jedoch niedriger als die, die in der vorliegenden Erfindung ins Auge gefaßt wird. Bei der
Herstellung von dickem hochfestem Stahl durch das direkte
Abschreck-und-Temper-Verfahren ist unter dem Blickpunkt der Homogenität und Anisotropie der Qualität in der Richtung
der Plattendicke genaue Kontrolle notwendig. Ferner besteht die Möglichkeit, daß die
Stabilität der Qualität in Richtung der Breite und Länge innerhalb der Stahlplatte verschlechtert
ist.
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Somit haben die herkömmlichen hochfesten Stahlprodukte eine geringere
Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion insbesondere an der Schweißgluteinflußzone in
Meerwasser als an Luft und werden durch Verfahren hergestellt, die hinsichtlich der Homogenität
der Qualität in Richtung der Dicke der dicken Stahlplatte und der Stabilität der Qualität
innerhalb der Stahlplatte nachteilhaft sind. Das heißt, es wurde im Fachgebiet eine weitere
Verbesserung sowohl hinsichtlich der Stahlprodukte als auch der Herstellungsverfahren
gewünscht.
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Ein Stahl, der die Bedingungen für die Zusammensetzung gemäß der vorliegenden
Erfindung erfüllt, wird in US-A-4814141 (Tabelle 1; Stahl N) offenbart, wobei bestimmte
Parameter der Warmverarbeitung und Wärmebehandlung nach der Warmverarbeitung darin
nicht erwähnt werden. Derartige Parameter, die den hier beanspruchten ähnlich sind, werden
in US-A-4946516 offenbart, jedoch ohne daß eine bestimmte
Wiedererwärmungsgeschwindigkeit offenbart wird.
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Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, die Homogenität der Qualität eines
dicken Stahlprodukts durch eine Abmilderung des Problems nach dem Stand der Technik zu
verbessern, d. h. dem Problem der Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion,
insbesondere einer Verschlechterung der Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion an der
Schweißgluteinflußzone in Meerwasser zusammen mit einer Zunahme der Zugfestigkeit. Der
Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist folgender.
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Ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahls mit einer ausgezeichneten
Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion umfaßt die Schritte:
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Erwärmen einer Bramme, umfassend, in Gew.-%, 0,04 bis 0,09% C, 0,01 bis 0,10% Si,
0,05 bis 0,65% Mn, 8,0 bis 11,0% Ni, 0,5 bis 1,5% Mo, 0,2 bis 1,5% Cr, 0,02 bis
0,20% V und 0,01 bis 0,08% Al, wobei der Rest aus Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen besteht, oder einer Bramme, umfassend die vorstehend
beschriebenen Bestandteile und weiterhin umfassend mindestens einen Vertreter,
ausgewählt aus 0,2 bis 1,5% Cu, 0,005 bis 0,10% Nb und 0,005 bis 0,03% Ti als
Festigkeit verbessernde Elemente und 0,0005 bis 0,005% Ca und 0,0005 bis
0,0100% REM (Rare Earth Metal: Seltenerdmetall) als Elemente mit der
Fähigkeit, die Form von Einschlüssen zu regeln, auf eine Temperatur zwischen
1000ºC und 1250ºC,
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Heißwalzen der Bramme bei einer Temperatur des Ar'-Punktes (wobei der Ausdruck
"Ar'-Punkt" verwendet wird, da beim erfindungsgemäßen Stahl selbst beim Ar3-
Umwandlungspunkt Ferrit nicht aus dem austenitischen Zustand erzeugt wird
und γ → γ' auftritt) oder darüber,
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Luftkühlen der gewalzten Platte,
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Wiedererwärmen der gewalzten Platte mit einer Geschwindigkeit von 120ºC/min oder
weniger auf einen Temperaturbereich von (Ac3-Punkt - 40ºC) bis (Ac3-Punkt +
40ºC),
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Abschrecken der wiedererwärmten Platte und
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anschließend Tempern der abgeschreckten Platte bei einer Temperatur des Ac1-Punktes
oder darunter.
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Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Mn-Gehalt und der
Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion eines Stahlprodukts zeigt;
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Fig. 2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der
Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit während des Wiedererwärmens und der Streckfestigkeit zeigt;
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Fig. 3 ist eine schematische Ansicht einer metallischen Mikrostruktur im
Zusammenhang mit einem Bereich der Wiedererwärmtemperatur, wobei (A) eine metallische
Mikrostruktur für einen Bereich der Wiedererwärmtemperatur von (Ac3-Punkt - 40ºC) oder
darunter ist, (B) eine metallische Mikrostruktur für einen Bereich der Wiedererwärmtemperatur
ist, der innerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung fällt, und (C) eine metallische
Mikrostruktur für einen Bereich der Wiedererwärmtemperatur von (Ac3-Punkt + 40ºC) oder
darüber ist;
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Fig. 4 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Streckfestigkeit und dem
Kiscc-Wert des Grundmaterials eines Beispiels der vorliegenden Erfindung zeigt; und
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Fig. 5 ist ein Diagramm, das eine Kerbposition zur Bewertung des KISCC-Werts in der
Schweißgluteinflußzone in einem Beispiel der vorliegenden Erfindung zeigt.
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Im Hinblick auf die stabile Herstellung eines Ni-haltigen niedriglegierten Stahls mit
guter Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion, insbesondere Spannungsrisskorrosion an
der Schweißgluteinflußzone, in Meerwasser oder Salzwasser und gleichzeitig hoher
Zugfestigkeit und hoher Zähigkeit haben die hier genannten Erfinder verschiedene
Untersuchungen durchgeführt über Stahlbestandteile und Herstellungsverfahren, insbesondere über
Heißwalzen, Wiedererwärmen, Abschrecken und Tempern, und haben als Ergebnis
gefunden, daß, wenn Mo, V und Nb zu einem Ni-haltigen Stahl mit erniedrigten C-, Si- und Mn-
Gehalten gegeben werden und der Ni-haltige Stahl heißgewalzt, um diese Elemente
ausreichend in Form einer festen Lösung zu lösen, und mit kontrollierter
Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit und kontrolliertem Erwärmungstemperaturbereich wiedererwärmt und
abgeschreckt wird, Mo, V und Nb, die in Form einer festen Lösung gelöst sind, während des
Erwärmens abgeschieden werden, wodurch rückverwandelte γ-Körner vom Nichtdiffusions-
Typ erzeugt werden, umfassend eine Gruppe von azikulären Austeniten mit einer hohen
Versetzungsdichte, was es ermöglicht, daß sich ein dem Ni-haltigen Stahl inherenter
Verstärkungsmechanismus entfaltet, wodurch eine Zunahme der Festigkeit erreicht wird.
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Am Anfang wird nun der Grund für die Einschränkung der Bestandteile des
erfindungsgemäßen Stahls beschrieben.
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C ist ein nützliches Element zur Verbesserung der Abschreckbarkeit und zur einfachen
Erhöhung der Festigkeit. Andererseits hat es die größte Wirkung auf eine Verbesserung der
Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion der Schweißgluteinflußzone des hochfesten
Stahls. Wenn der Gehalt 0,09% übersteigt, tritt eine deutliche Erniedrigung der Beständigkeit
gegen Spannungsrisskorrosion der Schweißgluteinflußzone ein. Wenn er andererseits
niedriger als 0,04% ist, ist die Festigkeit unzufriedenstellend. Aus diesem Grund ist der C-Gehalt
auf 0,04 bis 0,09% eingeschränkt.
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Si ist zur Verbesserung der Festigkeit nützlich. Es ist auch für die Stahlherstellung
unentbehrlich. Si ist in einer Menge von wenigstens 0,01% enthalten. Im Fall eines stark
Nihaltigen Stahls, der in der vorliegenden Erfindung ins Auge gefaßt wird, wird, wenn der Si-
Gehalt 0,10% übersteigt, die Tempersprödigkeit so groß, daß die Niedertemperaturzähigkeit
erniedrigt wird. Aus diesem Grund ist der Si-Gehalt auf 0,01 bis 0,10% eingeschränkt.
Mn ist zur Verbesserung der Abschreckbarkeit und Warmverarbeitbarkeit notwendig.
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Wenn jedoch der Mn-Gehalt weniger als 0,05% beträgt, kann keine Verbesserungswirkung
erzielt werden. Andererseits erhöht im Fall des Ni-haltigen Stahls, der in der vorliegenden
Erfindung ins Auge gefaßt wird, die Zugabe von Mn die Anfälligkeit für Tempersprödigkeit
und verschlechtert die Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion der
Schweißgluteinflußzone, so daß der Mn-Gehalt 0,65% oder weniger betragen sollte. Fig. 1 zeigt die Zähigkeit
und die Ergebnisse eines Spannungsrisskorrosionstests (KISCC-Test) in künstlichem
Meerwasser für Stahlplatten, die hergestellt wurden, indem eine Bramme mit der
Zusammenset
zung 0,06% C - 9,9% Ni - 1,0% Mo - 0,1% V, wobei die zugegebene Menge an Mn von 0,15
bis 1,05% variiert wurde, heißgewalzt und luftgekühlt, die abgekühlte Platte auf 770ºC
wiedererwärmt, die wiedererwärmte Platte abgeschreckt und die abgeschreckte Platte bei 540ºC
getempert wurde. Es ist offensichtlich, daß die Niedertemperaturzähigkeit und die
Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion beim Absenken des Mn-Gehalts verbessert werden.
Aus diesem Grund ist der Mn-Gehalt auf 0,05 bis 0,65% eingeschränkt.
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Ni ist zur Steigerung der Stapelfehlerenergie, Zunahme des Quergleitens, Erleichterung
des Auftretens von Spannungsrelaxation, Zunahme der Stoßabsorptionsenergie und
Verbesserung der Niedertemperaturzähigkeit nützlich.
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Ferner zeigt Ni die beste Wirkung, wenn es zusammen mit Mo, V und anderen
Elementen, die im erfindungsgemäßen Stahl enthalten sind, vorliegt. Insbesondere wenn der
Stahl auf einen Temperaturbereich von (Ac3-Punkt - 40ºC) bis (Ac3-Punkt + 40ºC)
wiedererwärmt wird, wird ein Korngemisch aus rückverwandelten γ-Körnern vom Diffusions-Typ,
umfassend massiven Austenit, der durch Auflösen von Carbiden erzeugt wurde, mit
rückverwandelten γ-Körnern vom Nichtdiffusions-Typ, umfassend eine Gruppe aus azikulären
Austeniten, die nicht mit Auflösen von Carbiden verknüpft sind, erzeugt, und die
rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ haben eine höhere Versetzungsdichte als die
rückverwandelten γ-Körner vom Diffusions-Typ und tragen sehr wirksam zu einer Zunahme
der Festigkeit bei. Insbesondere dient Ni dazu, das Auflösen von Carbiden von Mo, V und
anderen Elementen zu verzögern, was es ermöglicht, daß die Gruppe von azikulären
Austeniten bis zu einer hohen Temperatur stabil beibehalten wird. Aus diesem Grund sollte
Ni in einer Menge von 8,0% oder mehr zugegeben werden zwecks Sicherstellung der
Festigkeit, indem die Stabilisierung der rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ bei
hoher Temperatur ausgenutzt wird. Wenn andererseits die zugegebene Menge an Ni 11,0%
übersteigt, wird Austenit während des Temperns abgeschieden, was die Festigkeit und
Zähigkeit verschlechtert. Aus diesem Grund ist der Ni-Gehalt auf 8,0 bis 11,0% eingeschränkt.
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Mo ist ein Element, das zur Abscheidungshärtung durch Tempern und zur
Verhinderung der Tempersprödigkeit nützlich ist und ist gleichzeitig wie Ni wichtig für die
vorliegende Erfindung. Insbesondere da ein feines Carbid, das hauptsächlich aus Mo besteht und
im Verlauf des Erwärmens beim Schritt des Wiedererwärmens und Abschreckens
abgeschieden wird, als ungelöstes Carbid bis zu einer hohen Temperatur verbleibt, kann die Gruppe
von azikulären Austeniten mit hoher Versetzungsdichte bei hoher Temperatur beibehalten
werden, so daß Mo zur Sicherstellung der Festigkeit notwendig ist. Wenn jedoch der Mo-
Gehalt weniger als 0,5% beträgt, tritt beim Wiedererwärmen und Abschrecken das Auflösen
des Mo-Carbids auf, was verursacht, daß die verwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-
Typ rasch von den rückverwandelten γ-Körnern vom Diffusions-Typ angegriffen werden, so
daß die ins Auge gefaßte Festigkeit nicht erhalten werden kann. Wenn andererseits der Mo-
Gehalt 1,5% übersteigt, ist die Wirkung zur Verbesserung der Festigkeit gesättigt, so daß die
Menge an groben Legierungscarbiden zunimmt, wodurch die Zähigkeit erniedrigt wird. Aus
diesem Grund ist der Mo-Gehalt auf 0,5 bis 1,5% eingeschränkt.
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Cr dient dazu, die Abschreckbarkeit zu verbessern, und ist zur Sicherstellung der
Festigkeit nützlich. Der Cr-Gehalt sollte wenigstens 0,2% betragen. Wenn er 1,5% übersteigt,
ist die Zunahme der Festigkeit gesättigt und die Zähigkeit nimmt ab. Aus diesem Grund ist
der Cr-Gehalt auf 0,2 bis 1,5% eingeschränkt.
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V ist zur Erzeugung eines Carbonitrids beim Tempern nützlich, das
abscheidungsgehärtet wird, wodurch die Festigkeit sichergestellt wird. Ferner wird V, wie Mo, während des
Erwärmens beim Wiedererwärmen und Abschrecken fein abgeschieden, wodurch die
Stabilität der rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ, umfassend eine Gruppe von
azikulären Austeniten, erhöht wird, was zur Sicherstellung der Festigkeit nützlich ist. Wenn
der V-Gehalt weniger als 0,02% beträgt, kann eine ins Auge gefaßte Festigkeit nicht erreicht
werden, während, wenn er 0,20% übersteigt, die Zähigkeit erniedrigt ist. Aus diesem Grund
ist der V-Gehalt auf 0,02 bis 0,20% eingeschränkt.
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Al ist zur Desoxidation notwendig und verbindet sich gleichzeitig mit N, wodurch ein
Nitrid, AlN, erzeugt wird, das die Wirkung des Verfeinerns der Struktur hat. Wenn jedoch
der Al-Gehalt weniger als 0,01% beträgt, ist diese Wirkung gering. Wenn er andererseits
0,08% übersteigt, wird die Menge an Einschlüssen, umfassend Aluminiumoxid, so groß, daß
die Zähigkeit gehemmt wird. Aus diesem Grund ist der Al-Gehalt auf 0,01 bis 0,08%
eingeschränkt.
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In einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird mindestens ein Vertreter,
ausgewählt aus (Cu, Nb, Ti) und (Ca, REM), neben den vorstehend beschriebenen
Bestandteilen zugegeben. Cu, Nb und Ti zeigen eine ausgleichende Wirkung, das heißt, sie dienen
dazu, die Festigkeit des Stahls zu verbessern. Ferner sind Nb und Ti auch nützlich zur
Verfeinerung der Austenitkörner. Damit eine gewünschte Wirkung sichergestellt wird, ist es
notwendig, daß die Untergrenzen für Cu, Nb bzw. Ti 0,2%, 0,005% bzw. 0,005% betragen.
Wenn jedoch die Cu-, Nb- bzw. Ti-Gehalte 1,5%, 0,10% bzw. 0,03% übersteigen, wird nicht
nur die Niedertemperaturzähigkeit erniedrigt, sondern es wird auch die Anfälligkeit für
Spannungsrisskorrosion vergrößert. Aus diesem Grund sind die Cu-, Nb- und Ti-Gehalte auf
die vorstehend beschriebenen, jeweiligen Bereiche eingeschränkt.
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Ca und REM (Seltenerdmetall) haben die Wirkung des Kugeligmachens von
nichtmetallischen Einschlüssen und sind nützlich, um sowohl die Zähigkeit als auch die Anisotropie
zu verbessern. Zu diesem Zweck sollten Ca und REM in einer Menge von wenigstens
0,0005% vorhanden sein. Wenn jedoch die Ca- bzw. REM-Gehalte 0,005% bzw. 0,0100%
übersteigen, wird auf Grund einer Zunahme der Menge an Einschlüssen die Zähigkeit
erniedrigt. Aus diesem Grund sind die Ca- bzw. REM-Gehalte auf 0,0005 bis 0,005% bzw. 0,0005
bis 0,0100% eingeschränkt.
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Der erfindungsgemäße Stahl enthält, neben den vorstehend beschriebenen
Bestandtei
len, P, S, N, O und andere Elemente als unvermeidbare Verunreinigungen, die nachteilig sind
für die Zähigkeit und die Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion, die für den
erfindungsgemäßen Stahl charakteristisch sind, und deshalb ist die Menge dieser unvermeidbaren
Verunreinigungen so klein wie möglich. Die Gehalte an P, S, N bzw. O werden
vorzugsweise auf 0,005% oder weniger, 0,003% oder weniger, 0,0050% bzw. 0,0030%
reguliert.
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Das Herstellungsverfahren, das ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung
ist, wird nun beschrieben.
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Selbst wenn der Stahl die vorstehend beschriebene Zusammensetzung umfaßt, sollte
das Herstellungsverfahren angemessen sein, um die in der vorliegenden Erfindung ins Auge
gefaßte Festigkeit, Zähigkeit und Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion zu erzielen.
Demgemäß wurden im erfindungsgemäßen Verfahren die Walz-, Abkühl- und
Wiedererwärm-Abschreck-Temper-Bedingungen aus den folgenden Gründen eingeschränkt.
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Am Anfang wird eine Bramme, umfassend die vorstehend beschriebenen Bestandteile,
auf 1000 bis 1250ºC erwärmt. Damit neben der Verfeinerung der erwärmten Austenitkörner
die Anwendung der Verfestigung durch Ausnutzen der vorstehend beschriebenen
rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ und des feinen Abscheidens beim
Wiedererwärmen-Abschrecken-Tempern nach dem Heißwalzen erzielt wird, sollte die Bramme beim
Erwärmen auf 1000ºC oder darüber erwärmt werden, um Mo, Cr, V, Nb usw. ausreichend in
Form einer festen Lösung zu lösen. In diesem Fall ist, wenn die Temperatur unterhalb
1000ºC liegt, das Auflösen dieser Elemente in Form einer festen Lösung
unzufriedenstellend und das ungelöst verbleibende Legierungscarbid (M&sub6;C) wird vergröbert, was es
unmöglich macht, ausreichendes Abscheidungshärten beim Tempern zu erwarten und gleichzeitig
der Grund für die Erniedrigung der Zähigkeit ist. Wenn andererseits die Temperatur 1250ºC
übersteigt, nimmt, auch wenn Legierungscarbide von Mo, Cr, V, Nb usw. ausreichend in
Form einer festen Lösung gelöst werden, im Ni-haltigen Stahl, der in der vorliegenden
Erfindung ins Auge gefaßt wird, die Menge an Oxid auf der Oberfläche der Bramme zu, was
schließlich zum Auftreten eines Lunkers an der Oberfläche nach dem Walzen führt. Ferner
werden die erwärmten Austenitkörner vergröbert und es wird schwierig, die Austenitkörner
im nachfolgenden Walzen zu verfeinern, was der Grund für die Erniedrigung der Zähigkeit
ist. Aus diesen Gründen ist die Erwärmungstemperatur der Bramme auf 1000 bis 1250ºC
eingeschränkt.
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Die erwärmte Bramme wird dann bei einer Temperatur des Ar'-Umwandlungspunkts
heißgewalzt und luftgekühlt. Da der Ar'-Punkt bei gerade einmal 400ºC liegt, kann die
vorstehende Bedingung beim erfindungsgemäßen Stahl erfüllt werden, indem die erwärmte
Bramme einfach auf herkömmliche Weise heißgewalzt wird. Da weiterhin der
erfindungsgemäße Stahl eine Zusammensetzung mit ausreichend hoher Abschreckbarkeit aufweist,
reicht Luftkühlen allein aus zur Bildung einer martensitischen Einphasenstruktur, die eine
ausreichend große Menge an Versetzung einschließt. Da die rückverwandelten γ-Körner vom
Nichtdiffusions-Typ, die zur Verfestigung beitragen, die gleichen sind wie die γ-Körner nach
dem Heißwalzen, wird angemerkt, daß, falls es notwendig ist, eine höhere
Niedertemperaturzähigkeit zu gewährleisten, auch wenn ein Erniedrigen der Temperatur bei der
Walzendbehandlung gemäß der Notwendigkeit für den Zweck des Veredlens der γ-Körner durch Walz-
Umkristallisation bevorzugt wird, es keine Begrenzung hinsichtlich des Verfahrens gibt.
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Die Stahlplatte nach dem Heißwalzen und Luftkühlen wird dann auf einen
Temperaturbereich von (Ac3-Punkt - 40ºC) bis (Ac3-Punkt + 40ºC) wiedererwärmt und abgeschreckt.
Beim Schritt der Wärmebehandlung, in dem das Wiedererwärmen bewirkt wird, wobei die
Martensitstruktur als Vorläuferstruktur verwendet wird, werden, wenn der Stahl auf einen
Temperaturbereich erwärmt wird, indem eine α-γ-Doppelphase gemeinsam vorliegt, die
rückverwandelten γ-Körner vom Diffusions-Typ, umfassend gewöhnlichen massiven
Austenit, aus alten Austenitkorngrenzen erzeugt, während eine Gruppe von azikulären
Austeniten aus dem Martensit im Korninneren erzeugt wird. Sie liegen gemeinsam mit
Carbiden und Ferrit vor. Da der azikuläre Austenit durch Rückverwandlung vom
Nichtdiffusions-Typ (martensitisch) hergestellt wird, weist er eine große Menge an Versetzung auf, die
zu einer Zunahme der Festigkeit beiträgt. Ferner verursacht das Erwärmen der Stahlplatte auf
einen Temperaturbereich von (Ac3-Punkt - 40ºC) bis (Ac3-Punkt + 40ºC), daß die Gruppe
von azikulären Austeniten ihre Fläche erhöht, wodurch rückverwandelte γ-Körner vom
Nichtdiffusions-Typ erzeugt werden, die bis zu einer hohen Temperatur stabil beibehalten
werden und feine Austenitkörner werden, umfassend ein Gemisch davon mit
rückverwandelten γ-Körnern vom Diffüsions-Typ. Wenn Abschrecken aus diesem Temperaturbereich
bewirkt wird, wird eine martensitische Struktur, in die weitere Versetzung eingebracht
wurde, erzeugt, so daß es möglich wird, einen hochfesten Stahl herzustellen.
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Wenn die Stahlplatte auf eine Temperatur von (Ac3-Punkt + 40ºC) erwärmt wird,
werden die rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ, die nach dem Abschrecken zur
Verfestigung beitragen, in gewöhnliche rückverwandelte γ-Körner vom Diffusions-Typ
überführt, was zu einer Erniedrigung der Festigkeit der Stahlplatte Anlaß gibt. Deshalb sollte die
Wiedererwärmtemperatur zum Abschrecken im Bereich von (Ac3-Punkt - 40ºC) bis (Ac3-
Punkt + 40ºC) liegen und beträgt unter dem Blickpunkt des Stabilisierens der
rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ vorzugsweise Ac3-Punkt ± 20ºC. Die vorstehend
beschriebene Änderung in den Austenitkörnern (γ-Körner) wird in Fig. 3 gezeigt. Fig. 3 (B)
ist eine schematische Ansicht eines Korngemischs von rückverwandelten γ-Körnern vom
Nichtdiffusions-Typ mit rückverwandelten γ-Körnern vom Diffüsions-Typ, wobei das
Korngemisch durch Behandeln in einem in der vorliegenden Erfindung spezifizierten
Wiedererwärmtemperaturbereich zum Abschrecken von (Ac3-Punkt - 40ºC) bis (Ac3-Punkt + 40ºC)
erzeugt wurde. Fig. 3 (A) ist ein Diagramm, das die Ergebnisse für einen
Wiedererwärmtemperaturbereich von (Ac3-Punkt - 40ºC) oder darunter zeigt, und Fig. 3 (C) ist ein Diagramm,
das die Ergebnisse für einen Wiedererwärmtemperaturbereich von (Ac3-Punkt + 40ºC) oder
darüber zeigt.
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Eine Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit von 120ºC/min oder weniger während des
Wiedererwärmens ist auch eines der charakteristischen Merkmale der vorliegenden
Erfindung. Fig. 2 zeigt die Ergebnisse eines Streckfestigkeitstests an einer Stahlplatte, die durch
Erwärmen einer Bramme mit der Zusammensetzung 0,06% C - 9, 9% Ni - 1,0% Mo - 0,1% V
auf 1150ºC, Walzen und Luftkühlen, Wiedererwärmen der Stahlplatte auf 790ºC mit
unterschiedlichen Temperaturerhöhungsgeschwindigkeiten, Abschrecken der Stahlplatte und
Tempern der abgeschreckten Stahlplatte bei 540ºC hergestellt wurde. Es ist offensichtlich,
daß die Festigkeit beim Erniedrigen der Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit verbessert
Wird. Es wird berichtet, daß die rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ im
allgemeinen durch rasches Erwärmen erzeugt werden. Jedoch wurde gefunden, daß beim
erfindungsgemäßen Stahl mit hohem Ni-Gehalt die rückverwandelten γ-Körner vom
Nichtdiffusions-Typ ohne rasches Erwärmen erzeugt werden und im Gegensatz zu
herkömmlichem allgemeinem Wissen eine Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit von 120ºC/min oder
weniger unter dem Blickpunkt der Erhöhung der Festigkeit vorteilhaft ist. Ausführliche
Untersuchungen über diesen Punkt haben aufgezeigt, daß Carbide und Nitride von Mo, Cr, V,
Nb usw., die während des allmählichen Erwärmens abgeschieden wurden, die Stabilität der
einmal erzeugten rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ erhöhen, so daß der
Flächenanteil der rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ, die zur Verfestigung
beitragen, erhöht wird.
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Die Stahlplatte nach dem Wiedererwärmen und Abschrecken wird dann bei einer
Temperatur des Ac1-Punktes oder darunter getempert. In diesem Fall werden, wenn die
Temperatur den Ac1-Punkt übersteigt, die Festigkeit und Zähigkeit auf Grund der Erzeugung von
unstabilem Austenit erniedrigt. Aus diesem Grund ist die Tempertemperatur auf den Ac1-
Punkt oder darunter zum Zweck des ausreichenden Abscheide-Verfestigens durch feines
Abscheiden von Mo, Cr, V, Nb usw., wodurch eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit
bereitgestellt werden, eingeschränkt.
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Der durch das vorstehend beschriebene Herstellungsverfahren bereitgestellte Stahl
besitzt trotz eines geringen Kohlenstoffgehalts eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit
sowie eine bemerkenswert verbesserte Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion,
insbesondere an der Schweißgluteinflußzone.
BEISPIELE
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Stähle mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen wurden durch das
Schmelzverfahren hergestellt, wodurch Brammen bereitgestellt wurden, die dann verwendet
wurden, um Stahlplatten mit einer Dicke von 20 bis 80 mm unter den
Herstellungsbedingungen gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren oder dem in Tabelle 2 angegebenen
Ver
gleichsverfahren herzustellen.
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Die mechanischen Eigenschaften dieser Grundmaterialien und der KISCC-Wert
(Grenzbruchzähigkeitswert relativ zur Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion) des
Grundmaterialanteils und der Schweißgluteinflußzone wurden geprüft. Das Schweißen wurde bei
einem Wärmeeintrag von 25 kJ/cm mittels WIG-Schweißen bewirkt.
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Die mechanischen Eigenschaften der Grundmaterialien, die unter Verwendung von
Platten mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen und den in Tabelle 2
angegebenen Herstellungsbedinguungen hergestellt wurden, und die Ergebnisse des KISCC-Tests für
den Grundmaterialanteil und die Schweißgluteinflußzone unter Verwendung von in ASTM E
399 spezifizierten Prüfstücken in künstlichem Meerwasser mit 3,5% NaCl sind in Tabelle 3
angegeben. Beim Bewertungsverfahren wurde ein angebrochenes Prüfstück unter
Einsatzumweltbedingungen (in diesem Fall Meerwasser) verwendet, und die Spitze der Kerbe wird
einer harten Bedingung (Spannungslast) ausgesetzt, um das Auftreten eines verzögerten
Bruchs zu erleichtern. Die Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion wird bewertet,
indem in dieser Umgebung ein Test mit konstanter Last bei einem K-Wert (ein Koeffizient der
Spannung, die notwendig ist, um das Auftreten von Rissen an der Spitze der Kerbe zu
verhindern) bei verschiedenen Niveaus duchgeführt wird, wodurch ein Grenzwert des Kiscc-
Werts bestimmt wird, der keinen Bruch bei einem bestimmten K-Wert oder weniger
verursacht. Unter Hinblick auf die Bewertung der KISCC-Eigenschaft der Schweißgluteinflußzone
wird, wie in Fig. 5 gezeigt, am Zentrum der GEZ eine Kerbe angebracht.
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In der Tabelle liegt der dick unterstrichene Teil außerhalb des Umfangs der
vorliegenden Erfindung und ist in seinen Eigenschaften unzufriedenstellend.
Tabelle 1
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Anmerkung) Der Ac3-Umwandlungspunkt wurde mit einem Formaster-Messgerät für die thermische Ausdehnungsumwandlung gemessen.
Tabelle 2
Tabelle 3
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Anmerkung) Ein KISCC-Prüfstück für das Grundmaterial wurde aus halber Plattendicke entnommen und in der C-Richtung eingekerbt. Andererseits wurde das Prüfstück für
die Schweißgluteinflußzone im Zentrum der Schweißgluteinflußzone eingekerbt. Diese Prüfstücke wurden in 3,5% NaCl künstlichem Meerwasser geprüft.
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In den erfindungsgemäßen Beispielen (1-A bis 15-O, in denen Stähle, die innerhalb des
Umfangs der vorliegenden Erfindung fallen, in Kombination mit dem erfindungsgemäßen
Verfahren verwendet werden) hatten die Grundmaterialien gute mechanische Eigenschaften,
d. h. eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit, und auch im Hinblick auf die
Beständigkeit gegen Spannungsrisskorrosion hatten sowohl das Grundmaterial als auch die
Schweißgluteinflußzone einen ausreichend hohen Kiscc-Wert.
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Im Hinblick auf die Vergleichsbeispiele andererseits, in denen das Verfahren, das
innerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung fällt, in Kombination mit
Vergleichsstählen (P bis V) außerhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereichs der
chemischen Zusammensetzung verwendet wird, werden in 16-P und 17-Q, da der Mo- und
V-Gehalt niedrig sind, rückverwandelte γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ nicht erzeugt und das
Abscheidungshärten ist auch gering, so daß die Festigkeit unzufriedenstellend ist. In 18-R
werden, da der Ni-Gehalt niedrig ist, rückverwandelte γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ
nicht erzeugt, so daß die Festigkeit unzufriedenstellend ist. In 19-S und 20-T sind, da der
Mn-Gehalt und sowohl die C- als auch Mn-Gehalte hoch sind, die Zähigkeit und der KISCC-
Wert des Grundmaterials und der Schweißgluteinflußzone niedrig. In 21-U ist, da die C- und
Ni-Gehalte hoch sind, der KISCC-Wert des Grundmaterials und der Schweißgluteinflußzone
niedrig. In 22-V ist, da der C-Gehalt hoch ist, der KISCC-Wert der Schweißgluteinflußzone
niedrig.
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Im Hinblick auf Vergleichsbeispiele, in denen Stähle, die innerhalb des Umfangs der
vorliegenden Erfindung fallen, in Kombination mit Vergleichsverfahren (23 bis 29)
außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung verwendet werden, werden in 23-D und 28-J,
da die Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit beim Wiedererwärmen zum Abschrecken hoch
ist, die rückverwandelten γ-Körner vom Nichtdiffusions-Typ unstabil, was die Menge der
rückverwandelten γ-Körner vom Difftisions-Typ erhöht, so daß die Festigkeit unstabil wird.
In 24-D ist die Wiedererwärmtemperatur zum Abschrecken so niedrig, daß eine große
Menge Ferrit zwischen der Gruppe der azikulären γ-Körner vorhanden ist, was zu einer
Erniedrigung der Festigkeit und Zähigkeit Anlaß gibt. In 25-B und 27-F ist die
Brammenerwärmtemperatur so niedrig, daß nicht nur grobe ungelöste Abscheidungen von Carbiden
vorhanden sind, sondern auch das Abscheidungsverfestigen gering ist, so daß die Festigkeit und
Zähigkeit unzufriedenstellend sind. In 26-B und 29-L werden, da die
Wiedererwärmtemperatur zum Abschrecken hoch ist, die rückverwandelten γ-Körner vom Diffusions-Typ
erzeugt, so daß die Festigkeit unzufriedenstellend ist. Ferner ist in diesem Fall der KISCC-Wert
des Grundmaterials etwas erniedrigt. Fig. 4 ist ein Diagramm, das die KISCC-Werte von
erfindungsgemäßem Stahl, Vergleichsstahl und herkömmlichen Materialien zeigt. Aus dieser
Zeichnung ist offensichtlich, daß der KISCC-Wert des erfindungsgemäßen Stahls auf einem
Niveau liegt, das gegenüber demjenigen von herkömmlichen Materialien beträchtlich
verbessert ist.
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Wie vorstehend beschrieben ermöglichten der erfindungsgemäße Bereich der
Zusammensetzung und das erfindungsgemäße Verfahren, daß ein hochfester Stahl mit einer
Streckfestigkeit von 1080 MPa oder mehr, der in der Niedertemperaturzähigkeit und Beständigkeit
gegen Spannungsrisskorrosion an der Schweißgluteinflußzone ausgezeichnet ist, stabil
hergestellt und geliefert wird, so daß es möglich wurde, die Zuverlässigkeit von Behältern und
Ausrüstung, die in einer Tiefseeumgebung eingesetzt werden, beträchtlich zu verbessern.