GEBIET DER ERFINDUNG
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Die vorliegende Erfindung betrifft ein hochfestes, hochzähes Stahlerzeugnis mit weniger
Änderung der Qualität und ausgezeichneter Zähigkeit bei niedriger Temperatur an
geschweißten Bereichen und ein Verfahren zur Herstellung des Stahlprodukts.
Insbesondere betrifft die Erfindung Stahlerzeugnisse, wie Stahlplatten, Stahlbänder,
Stahlabschnitte, Stabstähle und dergleichen, welche auf verschiedenen Gebieten verwendet
werden, wie in Gebäude und Schifffahrtsstrukturen, als Rohre, im Schiffsbau, Erhaltung
bzw. Konservierung, öffentliche Arbeitsprojekte, Konstruktionsvorrichtungen etc. und ein
Verfahren zur Herstellung dieser Erzeugnisse.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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Verbesserungen der Stahlprodukte, welche ihre Festigkeit, Zähigkeit etc. verbessern,
wurden durchgeführt, die Verbesserungen treten jedoch nicht gleichmäßig in der
Dickerichtung eines Stahlerzeugnisses auf und sind nicht gleichmäßig unter
Stahlerzeugnissen.
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Die Eignung solcher Erzeugnisse einem Erdbeben zu widerstehen ist von besonderer
Bedeutung. "Tetsu to Hagane (Eisen und Stahl)," Band 74, Nr. 6,1988, Seite 11 bis 21,
berichtet, dass, wenn die Gebäude höher werden, sie so aufgebaut sind, dass ein
Zusammenfallen während eines Erdbebens verhindert wird, indem die Vibrationsenergie
absorbiert wird. Das heißt, das Zusammenbrechen bzw. -fallen eines Gebäudes wird
durch die plastische Deformation der Gefüge bzw. Strukturmaterialien verhindert. Für
ein Gebäude, das so aufgebaut ist, dass es dieses Verhalten zeigt, muss der Designer
die Verhältnisse der Elastizitätsgrenzen der Stahlerzeugnisses des Gebäudes
verstehen.
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Daher ist es sehr wichtig, dass die Stahlerzeugnisse, welche in dem Gebäude
verwendet werden, wie Stahlplatten, Balken etc. homogen sind, und eine geringe Änderung
bzw. Abweichung der Festigkeit zeigen.
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Stahlerzeugnisse, die für Schiffbau, Gebäude etc. verwendet werden, sollen auch eine
hohe Zugspannung und hohe Zähigkeit aufweisen, und daher werden die
Stahlerzeugnisse dieser Art häufig durch das TMCP (Thermo-Mechanical-Controlled-Rolling-
Process (Thermo-Mechanisch-Gesteuerter-Walzvorgang)-Verfahren hergestellt, bei
welchem das Walzen und Abkühlen gesteuert wird.
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Wird jedoch ein dickes Stahlerzeugnis durch das TMCP-Verfahren hergestellt, kann die
Abkühlgeschwindigkeit während der Abkühlbehandlung, die auf das Walzen folgt, nicht
konstant sein. Das kann dazu führen, dass die Qualität des Stahlerzeugnisses in der
Dickerichtung variiert oder kann Unterschiede der Qualität unter Stahlerzeugnissen
bewirken. Als Beispiel der Unterschiede der Qualität in der Dickerichtung eines dicken
Stahlproduktes kann es zu beträchtlichen Unterschieden zwischen den Eigenschaften
eines Steges und eines Flansches in einem H-förmigen Stahl kommen.
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Die folgenden Referenzen sind Beispiele von Versuchen die Gleichförmigkeit der
Qualität der Stahlerzeugnisse zu verbessern.
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JP-A-63-179020 ("JP-A" bedeutet eine ungeprüfte, veröffentlichte, japanische
Patentanmeldung) offenbart ein Verfahren zur Verringerung des Härteunterschiedes in der
Dickerichtung einer Stahlplatte, indem die Bestandteile des Stahls, die
Walzverringerung, die Abkühlgeschwindigkeit und die Abkühlfertigtemperatur gesteuert werden.
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Bei der Herstellung von dicken Stahlplatten, insbesondere von Stahlplatten mit mehr als
50 mm Dicke, sind Änderungen der Abkühlgeschwindigkeit in der Dickerichtung der
Stahlplalte unvermeidbar, so dass es schwierig ist, den Unterschied in der Härte in der
Dickerichtung der Stahlplatte durch die oben beschriebenen Verfahren zu steuern.
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JP-A-61-67717 offenbart die Verwendung eines Stahls mit sehr wenig C, um zu
versuchen den Unterschied der Festigkeit in der Dickerichtung einer Stahlplatte zu steuern,
wie dort jedoch in Fig. 3 gezeigt, kann die Variation der Festigkeit, welche die Änderung
der Abkühlgeschwindigkeit begleitet, in sehr dicken Stahlplatten nicht vermieden
werden.
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JP-A-58-77528 offenbart einen Stahl, welcher Nb und B enthält, bei welchem eine
stabile Härte Verteilung erzielt wird. Die Abkühlgeschwindigkeit muss auf den Bereich von
15 bis 40º/Sekunde gesteuert werden, um das Bainit-Gefüge zu erzielen. Da es jedoch
schwierig ist die Abkühlgeschwindigkeit in dem zentralen Bereich der Dicke der
Stahlplatte strikt zu steuern, kann keine gleichmäßige Struktur in der Dickerichtung der
Stahlplatte erhalten werden, so dass die Festigkeit ungleichmäßig ist und Martensit-Inseln
bilden sich, welche die Duktilität und Zähigkeit verringern.
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JP-A-54-132421 offenbart ein Verfahren zur Verbesserung der Schweißeigenschaften,
wobei Hochspannungs-Bainit-Stahl erzeugt wird, indem ein sehr niedriger
Kohlenstoffgehalt verwendet wird und indem der Stahl bei einer Fertigtemperatur von 800ºC oder
darunter gewalzt wird, um ein zähes Produkt zu erzielen, welches als Leitungsrohr
geeignet ist. Das Walzen wird jedoch bei einer niedrigen Temperatur abgeschlossen, so
dass die Produktivität gering ist. Des Weiteren kann, wenn eine dicke Stahlplatte auf
eine bestimmte Länge geschnitten werden soll, das Abschneiden eine Belastung bzw.
Deformation bewirken.
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In der EP 0 730 042 A1 (entsprechend der JP-A-8-144019) schlagen die vorliegenden
Erfinder Stahlprodukte mit einer gleichmäßigeren Qualität vor, wobei ein sehr niedriger
Kohlenstoffgehalt verwendet wird. Wenigstens 90% der herkömmlichen Stahlprodukte
weisen ein Bainit-Gefüge auf. Diese herkömmlichen Stahlprodukte mit sehr wenig
Kohlenstoff erlauben ein Maximum an 0,100 Gew.-% Al. Des Weiteren umfasst das
herkömmliche Stahlerzeugnis nicht mehr als 0,60 Gew.-% Si, von 1,00 bis 3,00 Gew.-%
Mn, von 0,005 bis 0,20 Gew.-% Nb und von 0,0003 bis 0,0050 Gew.-% B, wobei der
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen ist. Jedoch selbst bei diesen
Stahlerzeugnissen sind die Schockbeständigkeitseigenschaften des Bereichs mit
Schweißwärmeeinfluss (HAZ) nicht immer bei einer Temperatur von -20ºC gut.
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Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ein hochfestes und hochzähes
Stahlerzeugnis mit weniger Schwankung bezüglich der Qualität und mit ausgezeichneten
Schockbeständigkeitseigenschaften von HAZ bei einer sehr niedrigen Temperatur
be
reitzustellen, und ein Verfahren zur Herstellung solch eines Stahlerzeugnisses
bereitzustellen.
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Die obige Aufgabe wird hinsichtlich des gewünschten Stahlerzeugnisses durch den
Gegenstand des Anspruches 1 erzielt.
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Im Hinblick auf ein Herstellungsverfahren wird die obige Aufgabe durch den Gegenstand
des Anspruches 2 erzielt. Bevorzugte Ausführungsformen des erfindungsgemäßen
Verfahrens sind in den Ansprüchen 3 und 4 definiert.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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Fig. 1 ist eine Kurve, welche die Beziehung des Al-Gehalts in einem dünnen
Stahlerzeugnis und der Charpy-Absorptionsenergie des
Reproduktionsschweißwärmeeinflussbereiches bei -20ºC, und
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Fig. 2 zeigt eine Kurve, welche die Beziehung der Abkühlgeschwindigkeit eines
dünnen Strahlproduktes und dessen Festigkeit darstellt.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
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Die Erfinder haben herausgefunden, dass die Schwankung der Qualität eines dicken
Stahlerzeugnisses durch eine Abweichung des Stahlgefüges aufgrund von Änderungen
der Abkühlgeschwindigkeit in der Dickerichtung und durch Änderungen der
Abkühlgeschwindigkeit bewirkt wird, welche durch die Unterschiede der Herstellungsbedingungen
verursacht werden. Das heißt, die Erfinder haben herausgefunden, dass es wichtig ist
eine homogene Struktur über einen weiten Bereich von Abkühlgeschwindigkeiten zu
erzielen.
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Die Erfinder haben entdeckt, dass durch Änderung der Legierungszusammensetzung
eines Stahls und unabhängig von der Änderung einer Abkühlgeschwindigkeit, die
Gleichförmigkeit des Gefüges in der Dickerichtung eines Stahlerzeugnisses verbessert
werden kann. Das Gefüge des Stahlerzeugnisses kann gleichmäßig zu einem Bainit-
Gefüge über weite Bereiche von Abkühlgeschwindigkeiten geändert werden, indem
ge
eignete Mengen an Nb und B zu einem Stahl mit einem sehr niedrigen C-Gehalt
zugegeben wer den.
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Zusätzlich wurde entdeckt, dass durch eine Verringerung des C-Gehaltes in dem
Stahlerzeugnis durch Verringerung des Pcm (die Anfälligkeit der Zusammensetzung für
Schweißabsplitterungen) und durch die Untersuchung der Einflüsse der Bestandteile auf
die Zähigkeit der geschweißten Bereiche, eine Verringerung des Al-Gehaltes die
Zähigkeit der geschweißten Bereiche bei einer niedrigen Temperatur verbessert.
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Gemäß dar vorliegenden Erfindung umfasst ein hochfestes und hochzähes
Stahlprodukt, welches ausgezeichnete Zähigkeit in Schweißbereichen aufweist, wenigstens
0,001% und weniger als 0,030 Gew.-% C, nicht mehr als 0,60 Gew.-% Si, zwischen 0,8
bis 3,0 Gew.-% Mn, zwischen 0,005 bis 0,20 Gew.-% Nb, zwischen 0,0003 bis
0,0050 Gew.-% B und zwischen 0,001 bis 0,005 Gew.-% Al, Rest Eisen und
unvermeidbare Verunreinigungen. Wenigstens 90% des Produktes weist ein Bainit-Gefüge bzw.
Gefüge auf.
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Die Gründe für die Begrenzungen jedes der Bestandteile der Zusammensetzung des
Stahlerzeugnisses auf die oben beschriebenen Bereiche wird im Folgenden erläutert.
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Kohlenstoff. Der Gehalt des Stahlerzeugnisses an Kohlenstoff sollte wenigstens
0,001 Gow.-% betragen, so dass das Stahlerzeugnis ein Einphasen-Bainit enthält, ohne
von einer Abkühlgeschwindigkeit abzuhängen. Auf der anderen Seite, wenn der Anteil
an C mehr als 0,030 Gew.-% beträgt, werden Carbide im Inneren oder an den Grenzen
des Bainit-Gefüges abgeschieden und die Abscheidungsform der Carbide ändert sich
mit einer Änderung der Abkühlgeschwindigkeit, so dass es schwierig ist eine konstante
Festigkeit über einen weiten Bereich von Abkühlgeschwindigkeiten zu erhalten.
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Silicium. Wenn der Siliciumgehalt 0,60 Gew.-% überschreitet, verschlechtert sich die
Zähigkeit der geschweißten Bereiche.
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Mangan. Der Mn-Gehalt sollte wenigstens 0,8 Gew.-% betragen, um das
Volumenverhältnis des Einphasen-Bainits zu erhöhen, insbesondere des Bainit-Gefüges auf 90%
oder mehr. Eine Erhöhung des Mn-Gehalt auf mehr als 3,0 Gew.-% erhöht die Härte
beim Schweißen und verringert die Zähigkeit in den durch die Schweißwärme
beeinflussten Bereichen (HAZ).
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Niob. Nb weist insbesondere eine Wirkung der Verringerung des Ars auf und der
Verlängerung des Bereiches, in welchem sich Bainit bildet, auf einen Bereich einer
niedrigen Abkühlgeschwindigkeit und ist wichtig um das Bainit-Gefüge zu erhalten. Des
Weiteren trägt Nb zur Ausfällungsfestigkeit bei und ist auch wirkungsvoll für die
Verbesserung der Zähigkeit. Wenigstens 0,005 Gew.-% Nb ist notwendig, überschreitet der Anteil
an Nb dagegen 0,20 Gew.-% ist die Verbesserung der Zähigkeit beendet und die
Zugabe von mehr ist unwirtschaftlich.
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Bor. Wenigstens 0,0003 Gew.-% B ist notwendig um ein einphasiges Bainit zu erhalten.
Überschreitet der Anteil an B 0,0050 Gew.-%, fällt BN (Bornitrid) aus, und dies
verschlechtert die Schweißeigenschaften.
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Aluminium. Al ist ein wichtiges Element in dieser Erfindung. Überschreitet der Al-Gehalt
0,005 Gew.-% wird die Zähigkeit bei einer niedrigen Temperatur (-20ºC) in den HAZ
reduziert, so dass es wichtig ist den Al-Gehalt auf nicht mehr als 0,005 Gew.-% und
vorzugsweise auf unterhalb von 0,004 Gew.-% zu halten. Fig. 1 zeigt das Resultat der
Bestimmung der Beziehung des Al-Gehalts und der Charpy-Absorptionsenergie der
Reproduktion der HAZ bei -20ºC. Zusätzlich ist der Wärmezyklus der HAZ Reproduktion
die Bedingung des Abkühlens von 800ºC auf 500ºC für 300 Sekunden nach der
Erwärmung auf 1350ºC und die Bedingung entspricht dem Schweißwärmeeinfluss von 500 kJ/cm.
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Aus Fig. 1 wird deutlich, wenn der Anteil an Al unter 0,005 Gew.-% liegt, verbessern sich
die Schockbeständigkeitseigenschaften des Stahlprodukts bei -20ºC deutlich.
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Die HAZ-Zähigkeit wird verbessert, da der reduzierte Al-Anteil die Bildung eines rohen
Bainit-Gefüges mit langsäuligem Habitus mit einer geringeren Zähigkeit verhindert und
das Stahlerzeugnis erzielt ein Bainit-Gefüge mit einer hohen Zähigkeit, welches relativ
feines granuläres (polygonales) Ferrit enthält.
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Der Al-Gehalt eines typischen Stahlerzeugnisses liegt zwischen 0,02 und 0,05 Gew.-%.
Dies führt dazu, dass die Kristallkörner roh werden, wenn sie einer
Hochtemperaturschweißhitze ausgesetzt werden. Der Stahl wird in ein rohes Bainit-Gefüge mit
langsäuligem Habitus während des Abkühlverfahrens überführt und die HAZ-Zähigkeit
verschlechtert sich.
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Im Gegensatz dazu ist in der vorliegenden Erfindung der Al-Gehalt des
Stahlerzeugnisses reduziert, so dass ein Bainit-Gefüge, welches polygonales Ferrit an den
Korngrenzen enthält, erhalten wird, ohne dass ein Bainit-Gefüge mit langsäuligem Habitus
während des Abkühlverfahrens erzeugt wird. Die Struktur weist eine gute HAZ-Zähigkeit auf.
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Indem die Bestandteile der Stahlzusammensetzung wie oben beschrieben verändert
werden, kann ein Stahlerzeugnis mit einer homogenen Zusammensetzung über einen
breiten Bereich an Produktionsbedingungen erzielt werden, wobei wenigstens 90% ein
Bainit-Gelüge aufweist, und insbesondere über einen weiten Bereich von
Abkühlgeschwindigkeiten.
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Fig. 2 zeigt die Resultate der Bestimmung der Zugfestigkeit der Stahlplatten, welche
erhalten wurden, indem die Abkühlgeschwindigkeiten innerhalb des Bereiches von 0,1
bis 50ºC/Sekunde sowohl für die vorliegende Erfindung als auch für herkömmlichen
Stahl geändert wurde. Wie gezeigt, zeigen die Stahlerzeugnisse gemäß der
vorliegenden Erfindung eine konstante Festigkeit unabhängig von der Abkühlgeschwindigkeit.
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Insbesondere kann bei der vorliegenden Erfindung die Veränderung des Y. S.
(Streckfestigkeit)-Wertes und des T. S. (Zugfestigkeit)-Wertes über einen breiten Bereich von
Abkühlgeschwindigkeiten erzielt werden, was unerwartet ist. Des Weiteren kann eine
hohe Zähigkeit durch die Verringerung des Al-Gehaltes erzielt werden.
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Man nimmt an, dass der Grund hierfür ist, dass der Gehalt an C reduziert wird und dass
Mn, Nb und B die oben beschriebenen Wirkungen aufweisen. Demzufolge, kann eine
Stahlplatte mit einer gleichmäßigeren Qualität in Dickerichtung der Stahlplatte erzielt
werden, ohne die Festigkeit zu verändern, auch wenn die Abkühlgeschwindigkeit in der
Dickerichtung einer Stahlplatte geändert wird.
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In dem Beispiel von Fig. 2, wies die Ausführungsform des Stahlerzeugnisses der
vorliegenden Erfindung 0,011 Gew.-% C, 0,21 Gew.-% Si, 1,55 Gew.-% Mn, 0,031 Gew.-%
Nb, 0,0012 Gew.-% B, und 0,003 Gew.-% Al auf, wobei der Rest Eisen und
unvermeidbare Verunreinigungen war. Das herkömmliche Stahlerzeugnis wies 0,14 Gew.-% C,
0,4 Gew.-% Si, 1,31 Gew.-% Mn, 0,024 Gew.-% Al, 0,015 Gew.-% Nb und
0,013 Gew.-% Ti auf, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen war.
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Beide Ausführungsformen verwendeten das gleiche Herstellungsverfahren um
Stahlplatten mit einer Dicke von 15 mm herzustellen, während die Abkühlgeschwindigkeiten
verändert wurde. Die Zugfestigkeit wurde für jedes Teststück gemessen, welches von
jeder Stahlplatte entnommen wurde.
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Die grundlegende Zusammensetzung des Stahlerzeugnisses dieser Erfindung wurde
oben erläutert, weitere Verbesserungen der Festigkeit, Zähigkeit etc. können jedoch
erzielt werden, indem andere Elemente zugegeben werden, wie unten erläutert. Die
homogene Struktur des Stahlerzeugnisses wird durch die Zugabe der neuen Elemente
kaum beeinflusst.
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Die Festigkeit des Stahlerzeugnisses kann verbessert werden, indem 0,05 bis
3,0 Gew.-% Cu, 0,005 bis 0,20 Gew.-% Ti, und/oder 0,005 bis 0,20 Gew.-% V als
Ausscheidungshärtungsbestandteile zugegeben werden.
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Kupfer. Cu kann zur Ausscheidungshärtung und zur Mischkristallverfestigung
zugegeben werden. Überschreitet der Gehalt an Cu 3,0 Gew.-% verschlechtert sich die
Zähigkeit plötzlich und wenn der Gehalt dessen weniger als 0,05 Gew.-% beträgt, ist die
Wirkung der Ausscheidungshärtung und der Mischkristallverfestigung gering.
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Titan. Ti verringert den Ar&sub3;-Punkt um die Bildung des Bainit-Gefüges zu vereinfachen
und verbessert die Zähigkeit der geschweißten Bereiche durch die Bildung von TiN und
trägt des Weiteren wirksam zu der Ausscheidungshärtung bei. Ist der Anteil an Ti jedoch
geringer als 0,005 Gew.-% ist die Zugabewirkung gering und überschreitet der Anteil
0,20 Gew.-% verschlechtert sich die Zähigkeit des Stahlerzeugnisses.
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Vanadium. V wird auch zur Ausscheidungshärtung in einer Menge von wenigstens
0,005 Gew.-% zugegeben, überschreitet V jedoch 0,20 Gew.-% erreicht die Wirkung
eine Sättigung.
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Des Weiteren kann zur Verbesserung der Festigkeit des Stahlerzeugnisses eines oder
mehrere der folgenden zugegeben werden: nicht mehr als 3,0 Gew.-% Ni, nicht mehr als
0,5 Gew.-% Cr, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mo, nicht mehr als 0,5 Gew.-% W und nicht
mehr als 0,5 Gew.-% Zr.
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Nickel. Ni verbessert die Festigkeit und Zähigkeit des Stahlerzeugnisses der Erfindung
und weist eine Wirkung auf, dass eine Rissbildung des Cu beim Walzen verhindert wird,
wenn Cu zugegeben wurde. Ni ist jedoch teuer und die Wirkung erreicht die Sättigung
wenn mehr als 3,0 Gew.-% zugegeben werden. Ist die Menge an Ni geringer als 0,05
Gew.-% kann die oben beschriebene Wirkung nicht immer ausreichend erzielt werden,
und daher ist es bevorzugt, dass die Zugabemenge wenigstens 0,05 Gew.-% beträgt.
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Chrom. Cr verbessert die Festigkeit des Stahlerzeugnisses, überschreitet Cr jedoch
0,5 Gew.-% verschlechtert sich die Zähigkeit der geschweißten Bereiche. Es ist
bevorzugt, dass die untere Grenze von Cr 0,05 Gew.-% beträgt.
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Molybdän. Mo erhöht die Festigkeit des Stahlerzeugnisses bei normalen Temperaturen
und darüber. Überschreitet Mo jedoch 0,5 Gew.-% verschlechtert sich die
Schweißbarkeit des Stahlerzeugnisses. Zusätzlich wird, wenn Mo weniger als 0,05 Gew.-% beträgt,
die Wirkung der Erhöhung der Festigkeit nicht beobachtet, so dass die untere Grenze
der Zugabemenge von Mo vorzugsweise 0,05 Gew.-% beträgt.
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Wolfram. W erhöht die Festigkeit des Stahlerzeugnisses bei einer hohen Temperatur. W
ist jedoch teuer und des Weiteren verschlechtert sich die Zähigkeit des
Stahlerzeugnisses, wenn W mit mehr als 0,5 Gew.-% zugegeben wird. Wenn W weniger als
0,05 Gew.-% beträgt, wird zusätzlich die festigkeitserhöhende Wirkung nicht beobachtet,
so dass es bevorzugt ist, dass die untere Grenze von W 0,05 Gew.-% beträgt.
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Zircon. Zr erhöht die Festigkeit des Stahlerzeugnisses und verbessert die
Abrissbeständigkeit einer Plattierung, wenn eine Zinkplattierung auf das Stahlerzeugnis aufgebracht
wurde. Wird Zr mit mehr als 0,5 Gew.-% zugegeben, verschlechtert sich jedoch die
Zähigkeit der geschweißten Bereiche. Zusätzlich ist es bevorzugt, dass die untere Grenze
von Zr 0,05 Gew.-% beträgt.
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Des Weiteren kann zur Verbesserung der Zähigkeit von HAZ wenigstens ein Metall der
seltenen Erden (REM) und Ca in dem Bereich von nicht mehr als 0,02 Gew.-%
zugegeben werden.
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REM bedeutet in dieser Erfindung die Elemente der Lanthan-Reihe und Mischmetalle
können als Quelle für das REM verwendet werden. REM verbessert die Zähigkeit von
HAZ, indem das Wachstum von Austenit-Körnern eingeschränkt wird, da sie Oxysulfide
dieser werden. Überschreitet REM jedoch 0,02 Gew.-%, wird die Reinheit des
Stahlerzeugnisses nicht erzielt. Zusätzlich ist, wenn REM weniger als 0,001 Gew.-% beträgt,
die Wirkung der Verbesserung der Zähigkeit von HAZ gering, so dass es bevorzugt ist,
dass die untere Grenze der Zugabemenge 0,001 Gew.-% beträgt.
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Calcium. Ca verbessert nicht nur die Zähigkeit von HAZ, sondern trägt auch effektiv zur
Verbesserung der Qualität in der Dickerichtung der Stahlplatte bei, indem die Form der
Sulfide in dem Stahl gesteuert wird. Überschreitet Ca jedoch 0,02 Gew.-% werden
zunehmend innere Defekte erzeugt. Zusätzlich, wenn die Zugabemenge von Ca weniger
als 0,0005 Gew.-% beträgt, sind die oben beschriebenen Wirkungen unzureichend und
daher ist es bevorzugt, dass die untere Grenze der Zugabemengen von Ca 0,0005 Gew.-%
beträgt.
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Das Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung wird im Folgenden beschrieben.
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Da die Bestandteile der Zusammensetzung des Stahls der vorliegenden Erfindung ein
homogenes Gefüge zur Verfügung stellen, ist es nicht notwendig die
Produktionsbedingungen strikt zu kontrollieren und die Stahlerzeugnisse können gemäß herkömmlicher
Verfahren erzeugt werden. Das heißt die Bramme mit der modifizierten
Zusammensetzung der Bestandteile, wie oben beschrieben, wird erwärmt, heißgewalzt und abgekühlt.
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Bei dem Herstellungsverfahren der Erfindung wird eine Stahlbramme mit der oben
beschriebenen Zusammensetzung auf eine Temperatur von der Ac&sub3;-Temperatur auf
1350ºC erwärmt, anschließend bei einer Temperatur von nicht weniger als 800ºC
heißgewalzt und anschließend einer Luftkühlung oder einem beschleunigten Kühlen
unterworfen.
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Ist die Erwärmungstemperatur niedriger als die Ac&sub3;-Temperatur kann eine vollständige
Austenit-Phase nicht geformt werden und die Homogenisierung wird unzureichend, und
wenn die Erwärmungstemperatur 1350ºC überschreitet, wird die Oberflächenoxidation
stark. Demzufolge wird die Stahlbramme vorzugsweise auf einen Temperaturbereich
von der Ac&sub3;-Temperatur bis auf 1350ºC erwärmt.
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Des Weiteren wird die Walzeffizienz verringert, wenn die Fertigwalztemperatur niedriger
als 800ºC ist, so dass die Fertigwalztemperatur nicht weniger als 800ºC betragen sollte.
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Im Stand der Technik musste jedoch das Abkühlen nach dem Walzen strikt kontrolliert
werden. Es war z. B. bisher notwendig die Abkühltemperatur in dem Bereich von ±3ºC
zu steuern. In der vorliegenden Erfindung ist es jedoch nicht notwendig das Abkühlen
strikt zu steuern, wie es bei den herkömmlichen Verfahren notwendig ist und
Luftkühlung oder beschleunigtes Abkühlen kann eingesetzt werden.
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Es ist des Weiteren bevorzugt, dass die Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,1 bis
80ºC/Sekunde liegt. Wird das Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit durchgeführt,
die 80ºC/Sekunde überschreitet, wird das Intervall der langsäuligen Bainithabita dicht
und die Festigkeit kann sich mit der Abkühlgeschwindigkeit verändern. Ist die
Abkühlgeschwindigkeit niedriger als 0,1ºC/Sekunde wird Ferrit gebildet und das Gefüge neigt
weniger dazu ein Einphasen-Bainit zu bilden.
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Indem zu dem oben beschriebenen Herstellungsverfahren verschiedene
Behandlungsschritte hinzugefügt werden, kann der Grad der Festigkeit und Zähigkeit des
Stahlerzeugnisses geeignet gesteuert werden, wie in dem Fall, dass weitere Bestandteile
zugeführt werden wie oben beschrieben.
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Wenn Cu, Ti, V etc., als die Verfestigungsbestandteile zugegeben werden, wird nach
dem Fertigwalzen der gewalzte Stahl beschleunigt auf eine bestimmte Temperatur von
500ºC oder mehr jedoch niedriger als 800ºC abgekühlt, was der Temperaturbereich der
Ausscheidungsbehandlung ist, bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,1 bis
80ºC/Sekunde. Anschließend kann die Festigkeit erhöht werden, indem die bestimmte
Temperatur für wenigstens 30 Sekunden gehalten wird, oder indem eine
Abkühlungsausscheidungsbehandlung für wenigstens 30 Sekunden mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von 1ºC/Sekunde oder weniger innerhalb dieses Temperaturbereiches durchgeführt
wird.
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Wenn die Abkühlgeschwindigkeit vom Fertigwalzen bis zu der
Ausscheidungsbehandlungstemperatur niedriger als 0,1ºC/Sekunde ist, wird Ferrit in dem Bainit-Gefüge
gebildet, wohingegen, wenn die Abkühlgeschwindigkeit 80ºC/Sekunde überschreitet, das
Intervall der langstieligen Bainithabita dicht wird und sich die Festigkeit abhängig von
der Abkühlgeschwindigkeit erhöht. Daher liegt die bevorzugte Abkühlgeschwindigkeit in
dem Bereich von 0,1 bis 80ºC/Sekunde.
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Nach der beschleunigten Abkühlbehandlung und durch das Beibehalten einer
konstanten Temperatur für wenigstens 30 Sekunden in dem Temperaturbereich von 500ºC bis
800ºC, oder wenn eine Abkühlungsausscheidungsbehandlung für wenigstens
30 Sekunden mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 1ºC/Sekunde oder weniger innerhalb
dieses Temperaturbereiches durchgeführt wird, werden wenigstens eine Art oder zwei
oder mehrere Arten von Cu, Ti(CN) und V(CN) und des Weiteren Nb(CN)
ausgeschieden, wodurch sich die Festigkeit des Stahlerzeugnisses erhöht. Des Weiteren wird durch
die Ausscheidungsbehandlung die Struktur homogenisiert und die Änderung der Qualität
in der Dickerichtung der Stahlplatte weiter verbessert.
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In diesem Fall, wenn die Temperatur der Ausscheidungsbehandlung 800ºC oder mehr
beträgt, sind die Ausscheidungsbestandteile immer noch aufgelöst und die
Ausscheidung kann nicht ausreichend auftreten. Ist die Temperatur niedriger als 500ºC, kann die
Ausscheidung nicht ausreichend auftreten. Der Grund die Zeit für wenigstens
30 Sekunden beizubehalten, ist das eine ausreichende Ausscheidungshärtung nicht
erzielt worden kann, wenn die Haltezeit kürzer als 30 Sekunden ist. Des Weiteren kann
durch das Abkühlen für wenigstens 30 Sekunden mit einer Abkühlgeschwindigkeit von
1ºC/Sekunde innerhalb des oben genannten Temperaturbereiches auch eine
Ausscheidungshärtung erzielt werden, obwohl eine ausreichende Ausscheidung nicht erzielt wird,
wenn die Abkühlgeschwindigkeit 1ºC/Sekunde überschreitet. Für eine ausreichende
Ausscheidungshärtung ist es wünschenswert, dass die Abkühlgeschwindigkeit
0,1ºC/Sekunde oder weniger beträgt, innerhalb des oben angegebenen
Temperaturbereiches.
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Des Weiteren kann die oben beschriebene Ausscheidungsbehandlung nach dem
Abkühlen, welches auf das Walzen folgt, durchgeführt werden. Das heißt nach dem
Abkühlen wird der gewalzte Stahl erneut erwärmt auf eine Temperatur zwischen 500ºC bis
800ºC und auf der Temperatur für wenigstens 30 Sekunden gehalten.
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Die folgenden Beispiele sollen die vorliegende Erfindung praktisch beschreiben die
Erfindung jedoch nicht in irgendeiner Weise beschränken.
Beispiel 1
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Jede der Strahlbrammen mit verschiedenen modifizierten Zusammensetzungen, wie in
der nachfolgenden Tabelle 1 dargestellt, wurde auf 1150ºC erwärmt, anschließend
gerollt, wobei die gesamte Querschnittsabnahme 74% betrug, fertiggestellt bei einer
Endtemperatur von 800ºC, und anschließend beschleunigt abgekühlt
(Abkühlgeschwindigkeit: 7ºC/Sekunde) um jede Stahlplatte mit einer Dicke von 80 mm herzustellen.
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Jede Stahlplatte wurde einem Zerreißtest bzw. einem Zugtest und einem Charpy-Test
unterworfen, um die mechanischen Eigenschaften zu bestimmen und die Änderung der
Festigkeit in der Dickerichtung zu bestimmen. Die Härte des Querschnitts der Stahlplatte
wurde mil einem 2 mm Stoß (pitch) von der Oberfläche gemessen, um die
Harteverteilung in der Dickerichtung der Stahlplatte zu bestimmen. Des Weiteren wurde zur
Ermittlung der Zähigkeit von HAZ, nach der Erwärmung jeder Stahlplatte auf 1350ºC, ein
Abkühlwärmezyklus von 800ºC auf 500ºC für 300 Sekunden (entsprechend der
thermischen Geschichte von HAZ in dem Fall von Schweißen mit einer Einlasswarmemenge
von 500 kJ/cm) ausgeführt, anschließend wurde die Charpy-Testprobe entnommen und
die Charpy-Absorptionsenergie bei -20ºC gemessen.
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Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt.
Tabelle 1
Tabelle 2
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Wie in Tabelle 2 gezeigt, wird deutlich dass, das jede der Stahlplatten der vorliegenden
Erfindung eine Zugfestigkeit von wenigstens 400 MPa aufweist und eine homogene
Struktur besitzt, die Änderung der Härte in der Dickerichtung der Stahlplatte im
Vergleich mit der der Vergleichsbeispiele sehr gering ist und der Unterschied zwischen dem
maximalen Wert und dem minimalen Wert der Härte innerhalb von 20 als Hv liegt.
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Zusätzlich wurde das Volumenverhältnis des Bainit-Gefüges durch Punktezählung mit
einem optischen Mikroskop bei einer 400 fachen Vergrößerung gemessen.
Beispiel 2
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Jede der Stahlbrammen mit verschiedenen modifizierten Zusammensetzungen, welche
in Tabelle 3 dargestellt sind, wurde jeweils entsprechend der verschiedenen
Bedingungen, welche in Tabelle 4 dargestellt sind, behandelt, um Stahlplatten mit einer Dicke von
80 mm Zu erzeugen.
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Jede der Stahlplatten wurde einem Zugtest unterworfen und dem Charpy-Test, wie in
Beispiel 1, um die mechanische Festigkeit und die Änderung der Festigkeit in der
Dickerichtung der Stahlplatte zu ermitteln.
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Die Untersuchungsergebnisse sind in Tabelle 5 dargestellt.
Tabelle 3
Tabelle 4
Tabelle 5
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Wie in Tabelle 5 gezeigt, besitzt jede der Stahlplatten der vorliegenden Erfindung eine
Zugfestigkeit von wenigstens 400 MPa und eine homogene Struktur, und die Änderung
der Härte in Dickerichtung der Stahlplatte ist im Vergleich mit den Vergleichsbeispielen
sehr gering.
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Es wird deutlich, dass durch Zugabe der Ausscheidungshärtungselemente und durch
Anwendungen der Ausscheidungshärtungsbehandlung eine weitere Verbesserung der
Festigkeit erhalten wird, im Vergleich mit den anderen Beispielen der Erfindung, welche
in Tabelle 2 dargestellt sind.
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Daher wird gemäß der vorliegenden Erfindung, ein hochfestes und hochzähes
Stahlerzeugnis mit weniger Änderung der Qualität und mit einer ausgezeichneten
Schockbeständigkeitseigenschaft in den HAZ-Bereichen bei -20ºC erhalten.
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Es wird Fachleuten deutlich, dass die vorliegende Erfindung vorzugsweise auf
Stahlplatten, Stahlbereiche, Stahlbarren etc. angewendet werden kann.
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Während die Erfindung in Bezug auf bestimmte bevorzugte Ausführungsformen
beschrieben wurde, sollte deutlich sein, dass die vorliegende Erfindung durch die
begleitenden Ansprüche definiert wird, wenn diese in Verbindung mit der Beschreibung
gelesen werden.