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Technisches
Gebiet
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Die vorliegende Erfindung betrifft
einen hochzugfesten Walzformstahl, der eine ausgezeichnete Zähigkeit
aufweist, zur Verwendung als ein Gebäudebauelement, und sein Herstellungsverfahren.
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Technologischer
Hintergrund
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Infolge des Trends zu sehr hohen
Hochhäusern
sind strengere Gebäudesicherheitsstandards
und dergleichen für
als Säulen
verwendete Stahlmaterialien, z. B. besonders dicke, großbemessene
Doppel-T- bzw. H-Profile (die im folgenden als „superdicke Doppel-T- bzw.
H-Profile" bezeichnet
werden), erforderlich, um verbesserte Eigenschaften hoher Festigkeit,
hoher Zähigkeit
und eines niedrigen Streckverhältnisses
zu erhalten. Die herkömmliche
Praxis, um diese erwünschten
Eigenschaften zu erhalten, ist es gewesen, Glühen oder eine andere solche
Wärmebehandlung
nach dem Walzen durchzuführen.
Jedoch verschlechtert die Erteilung einer Wärmebehandlung die Energiekostennutzung
und die Produktionseffizienz. Sie erhöht daher beträchtlich
die Kosten und ist vom Aspekt der Wirtschaftlichkeit ein Problem.
Die Lösung
dieses Problems erforderte die Entwicklung einer Bramme mit einem
neuen Legierungsaufbau, der die Verwirklichung von Hochleistungsmaterialeigenschaften
ermöglicht,
und eines Verfahrens zur Herstellung der Bramme.
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Wenn ein Formstahl mit einem Flansch,
z. B. ein Doppel-T- bzw.
H-Profil, durch Universalwalzen hergestellt wird, treten im allgemeinen
infolge von Beschränkungen
der Walzbedingungen (Temperatur und Anzug bzw. Reduktion), des Profils
und vom Aspekt der Walzformung Unterschiede der Walzfertigtemperatur,
des Verminderungsverhältnisses
und der Abkühlungsrate
zwischen den Steg-, Flansch- und Kehlenabschnitten auf. Als Ergebnis
treten Unterschiede der Festigkeit, Dehnbarkeit und Zähigkeit
zwischen den unterschiedlichen Abschnitten auf, so daß Abschnitte
auftauchen können,
die zum Beispiel die Kriterien für
Walzstähle
für geschweißte Strukturen
(JIS G3106) und dergleichen nicht erfüllen. Insbesondere wenn ein
superdickes Doppel-T-Profil durch Walzen unter Verwendung einer
stranggegossenen Bramme als Ausgangsmaterial hergestellt wird, muß das Walzen
bei einem niedrigen Verminderungsverhältnis durchgeführt werden,
da die begrenzte maximale Brammendicke, die durch die Produktion
mit einer Stranggießmaschine
erhältlich
ist, es unmöglich
macht, eine Bramme mit einer Querschnittsfläche zu erhalten, die zur Formung
ausreichend ist. Da zusätzlich
ein Hochtemperaturwalzen erwünscht
ist, um die erforderliche Abmessungsgenauigkeit des Produkts durch
Walzformung zu erhalten, wird der dicke Flanschabschnitt bei einer
hohen Temperatur gewalzt, und die Abkühlung des Stahlmaterials nach
dem Walzen schreitet langsam voran. Dies führt zu einer groben Mikrostruktur,
die die Festigkeit und Zähigkeit
verschlechtert.
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Obwohl TMCP (Thermomechanisches Steuerungsverfahren)
als ein Texturverfeinerungsverfahren im Walzverfahren zur Verfügung steht,
ist es aufgrund der Beschränkungen
der Walzbedingungen schwierig, ein TMCP mit niedriger Temperatur
und großem
Verminderungsverhältnis,
wie es auf eine Stahlplatte angewendet wird, beim Formstahlwalzen
anzuwenden. Auf dem Gebiet von Stahlplatten sind Technologien zur Herstellung von
hochfesten, hochzähen
Stählen
eingeführt
worden, die den Ausscheidungseffekt von VN nutzen. Siehe zum Beispiel
die japanischen Patentveröffentlichungen
Nr. 62(1987)-50548 und 62(1987)-54862. Wenn diese Verfahren auf
die Herstellung der 590-MPa-Klasse angewendet werden, verursacht
jedoch das Vorhandensein einer festen Lösung von N mit einer hohen
Konzentration kohlenstoffreiches inselförmiges Martensit (das im folgenden
als „M*" bezeichnet wird)
in der hergestellten Bainittextur. Da dies die Zähigkeit merklich verschlechtert,
tritt ein Problem auf, daß man
nicht in der Lage ist, die Standards zu erfüllen. Andererseits lehrt die
japanische ungeprüfte
Patentveröffentlichung
Nr. 10-147835 ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Walzformstahls,
indem winzige Mengen von Nb, V und Mo hinzugegeben werden, Kohlenstoff
und Stickstoff auf niedrige Pegel reduziert werden, eine Texturverfeinerung
durch eine feine Dispersion von Ti-Oxiden und TiN vermittelt wird
und ein gesteuertes Walzen mit beschleunigter Abkühlung durchgeführt wird.
Infolge der Nutzung der C-Verminderung und des TMCP erhöht dieses
Verfahren jedoch die Produktionskosten und kompliziert das Herstellungsverfahren.
Der Stahl enthält
auch 50–80%
Bainit in der Mikrostruktur.
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Um die vorhergehenden Probleme zu überwinden,
muß die
Textur des Walzformstahls verfeinert werden, indem kohlenstoffarmes
Bainit hergestellt wird, das wenig M* erzeugt. Dafür muß die Verfeinerung
des γ-Korndurchmessers
zur Zeit des Walzens und der Erwärmung
im Stahlherstellungsverfahren sichergestellt werden, indem die Bramme
hergestellt wird, indem im voraus Ti-O in der Bramme kristallisiert
wird, TiN mit dem Ti-O als Kristallisationskerne fein ausgeschieden
wird, und zusätzlich der
Kohlenstoffgehalt gesenkt wird, indem eine kleine Menge einer Mikrolegierung
hinzugegeben wird, die bei einem sehr niedrigen Gehalt eine hohe
Festigkeit verleiht. Überdies
fällt der
Kehlenabschnitt an der Verbindungsstelle zwischen dem Flansch und
dem Steg eines Doppel-T-Profils mit der zentralen Seigerungszone
einer CC-Bramme zusammen. Das MnS in dieser Seigerungszone wird
durch Walzen merklich gezogen. In einigen Fällen verschlechtern die Seigerungszone
mit einer hohen Konzentration von Elementen und das gezogene MnS
in diesem Bereich merklich die Verminderbarkeit und Zähigkeit
in der Dickenrichtung und verursachen ferner eine Unternahtrissigkeit bzw.
lamellare Rißbildung
während
des Schweißens.
Die Verhinderung einer Erzeugung von MnS, das diese schädlichen
Wirkungen aufweist, ist ein Hauptproblem. Vorhandene Technologien
sind folglich nicht zur laufenden Produktion und zur kostengünstigen
Lieferung der gewünschten
hochzuverlässigen,
hochfesten und hochzähen
Walzformstähle
in der Lage.
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Offenbarung
der Erfindung
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Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung
ist es, die Herstellung eines hochzugfesten Walzformstahls bei niedrigen
Kosten ohne eine herkömmliche
Wärmebehandlung,
wie Glühen
durchzuführen,
wodurch ein Walzformstahl der 590-MPa-Klasse mit hoher Festigkeit
und ausgezeichneter Zähigkeit
zur Verwendung als Gebäudebauelement
bereitgestellt wird, und ein Verfahren zu dessen Herstellung zu
ermöglichen.
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Ein wichtiges Merkmal der vorliegenden
Erfindung beruht in dem Punkt, daß abweichend vom herkömmlichen
Denken ein hochfester und hochzäher
Walzformstahl durch eine Texturverfeinerung verwirklicht wird, die
durch Zugabe von Ti, einer feinen Dispersion feiner Ti-Oxide und
TiN, die als Ergebnis hergestellt werden, und einer Erzeugung einer kohlenstoffarmen
Bainitstruktur durch Zugabe einer Mikrolegierung erzielt wird.
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Zusätzlich ist das TMCP, das übernommen
werden kann, ein Verfahren zum Durchführen einer Wasserkühlung zwischen
Walzdurchgängen
und Wiederholung des Walzens und der Wasserkühlung, wodurch eine effektive
Texturkornverfeinerung selbst durch Warmwalzen mit niedriger Verminderung
während
des Formstahlwalzens statt durch Walzen mit hoher Verminderung ermöglicht wird,
das für
eine Stahlplatte verwendet wird.
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Das Verfahren verwendet das Gießen einer
Bramme, um eine feine Textur aus kohlenstoffarmem Bainit mit kleinem
M*-Gehalt zu erhalten,
und das Durchführen
eines effektiven TMCP während
des Formstahlwalzens dieser Bramme, um einen Formstahl mit einer
hohen Festigkeit und hohen Zähigkeit
herzustellen.
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Die Bramme wird so hergestellt, daß eine γ-Kornverfeinerung
während
des Walzens und Erwärmens erzielt
wird, indem während
des Stahlherstellungsverfahrens der Bramme Ti hinzugegeben wird,
um feines Ti-O zu kristallisieren und TiN fein zu dispergieren,
ein Legierungselement hinzugegeben wird, das die Festigkeit und
Zähigkeit
sicherstellt mit dem Ziel, M* in der Textur nach dem Walzen zu reduzieren,
und indem der B-Gehalt sehr niedrig gemacht wird.
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Die Bramme wird dann walzgeformt,
um einen Formstahl herzustellen. In diesem Walzformstahlwalzverfahren
wird dem Stahl eine Temperaturdifferenz zwischen dem Oberflächenschichtabschnitt
und dem Inneren durch Wasserkühlung
des Stahls zwischen Warmwalzdurchgängen erteilt, um das Eindringen
der Verminderung in das heiße
Stahlinnere selbst unter milden Verminderungsbedingungen zu erhöhen, wodurch
Bearbeitungsversetzungen eingeführt
werden, die als Bainitbildungskristallisationskerne in den γ-Körnern dienen und
folglich die Anzahl ihrer Bildungskristallisationskerne erhöhen. Zusätzlich kann
die Verfeinerung der Mikrostruktur bzw. des Mikrogefüges durch
das Verfahren erzielt werden, eine Abkühlungssteuerung der γ/α-Umwandlungstemperatur
nach dem Walzen durchzuführen,
um das Wachstum des Bainits zu unterdrücken, dessen Kristallisationskerne
gebildet wurden, wodurch gesteuert gewalzter Formstahl mit niedrigen
Produktionskosten mit einer hohen Effizienz hergestellt werden kann.
Die obenerwähnten
Probleme wurden beruhend auf diesen Erkenntnissen überwunden,
und ihre Lösung
ist in den Ansprüchen
angegeben.
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Kurze Beschreibung der
Zeichnung
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1 ist
ein Diagramm, das ein Beispiel einer Anlagengestaltung zur Ausführung des
Verfahrens der vorliegenden Erfindung zeigt.
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2 ist
eine schematische Darstellung, die die Profilform eines Doppel-T-
bzw. H-Profils und die Stelle zeigt, aus der mechanische Proben
entnommen wurden.
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Beste Arten zur Ausführung der
Erfindung
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Die vorliegende Erfindung wird im
folgenden im Detail erläutert.
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Die Festigung eines Stahls wird erreicht
durch: 1) Ferritkristallverfeinerung, 2) Lösungshärtung der Legierungselemente,
Dispersionshärtung
durch eine Härtungsphase,
3) Ausscheidungshärtung
durch feine Ausscheidungen und dergleichen. Eine hohe Zähigkeit
wird erreicht durch: 4) Kristallverfeinerung, 5) Verminderung einer
festen Lösung
von N und C in der Matrix (Ferrit), 6) Verminderung und Verfeinerung
von kohlenstoffreichem Martensit und groben Oxiden und Ausscheidungen
der Härtungsphase,
die Bruchausgangspunkte werden, und dergleichen.
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Normalerweise verschlechtert die
Stahlfestigung die Zähigkeit,
so daß eine
Verbesserung der Festigung und Zähigkeit
unverträgliche
bzw. inkompatible Maßnahmen
erfordert. Nur ein metallurgischer Faktor ermöglich beides gleichzeitig:
Kristallverfeinerung.
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Ein Merkmal der vorliegenden Erfindung
ist, daß eine
hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit
durch einer Texturverfeinerung verwirklicht wird, die im Stahlherstellungsverfahren
erreicht wird, indem feine Ti-Oxide, die durch Ti-Zugabe erzeugt
werden, und TiN dispergiert werden und eine kohlenstoffarme Bainittextur
beruhend auf einem mikrolegierten Legierungsaufbau hergestellt wird.
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Zusätzlich wiederholt das Verfahren
im Warmwalzprozeß einen
Schritt der Wasserkühlung
der Flanschoberflächen
zwischen Walzdurchgängen
und Walzen während
der Erholung, wodurch ein Verminderungseindringeffekt am zentralen
Abschnitt der Flanschdicke erteilt wird, der den Texturverfeinerungseffekt
des TMCP in diesem Bereich verbessert, und durch diese Texturverfeinerung
die mechanischen Eigenschaften der Matrix an den unterschiedlichen
Abschnitten des Doppel-T-Profils verbessert werden und deren Streuung
reduziert wird, um eine Gleichmäßigkeit
zu erzielen.
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Die Gründe der Begrenzungen der Bestandteilbereiche
und der Steuerungsbedingungen des erfinderischen Formstahls werden
im folgenden erläutert.
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C wird hinzugegeben, um den Stahl
zu festigen. Bei einem C-Gehalt von weniger als 0,02% kann die für einen
Baustahl erforderliche Festigkeit nicht erhalten werden. Wenn mehr
als 0,06% C hinzugegeben werden, werden die Matrixzähigkeit, Schweißrissigkeitseigenschaft,
die Zähigkeit
der durch Schweißwärme beeinflußten Zone
(im folgenden als „HAZ" abgekürzt) und
dergleichen merklich verschlechtert. Die Untergrenze wird daher
auf 0,02% und die obere Grenze auf 0,06 festgelegt.
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Si ist notwendig zur Sicherung der
Matrixfestigkeit, einer vorbereitenden Desoxidation der Stahlschmelze
und dergleichen. Wenn mehr als 0,25 Si vorhanden sind, wird kohlenstoffreiches
inselförmiges
Martensit in der Härtungstextur
der Matrix und der HAZ hergestellt, so daß eine merkliche Verschlechterung
der Zähigkeit
der Matrix und der Schweißverbindung
verursacht wird. Wenn Si mit weniger als 0,05 vorhanden ist, kann
die vorbereitende bzw. vorläufige
Desoxidation der Stahlschmelze nicht ausreichend durchgeführt werden.
Der Si-Gehalt ist daher auf den Bereich von 0,05–0,25 begrenzt.
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Mn muß mit nicht weniger als 0,9%
hinzugegeben werden, um die Matrixfestigkeit zu sichern, jedoch wird
seine obere Grenze in Hinblick auf die zulässige Konzentration hinsichtlich
der Matrix und Schweißzähigkeit,
Brucheigenschaft und dergleichen auf 2,0% festgelegt.
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Während
der Aufrechterhaltung und allmählichen
Abkühlung
in dem •-Temperaturbereich
scheidet Cu eine Cu-Phase an Versetzungen in der α-Phase ab,
und die Festigkeit der Matrix bei normaler Temperatur wird durch
deren Ausscheidungshärtung
erhöht.
Bei einem Cu-Gehalt von weniger als 0,3% befindet sich jedoch Cu
in der α-Phase
innerhalb der Grenze einer festen Lösung, und es kann keine Festigung
durch Cu-Ausscheidung
erhalten werden, da keine Ausscheidung stattfindet. Bei einem Cu-Gehalt
von 1,2% oder mehr, wird die Ausscheidungsfestigung gesättigt. Der
Cu-Gehalt wird daher auf 0,03–1,2%
festgelegt.
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Ni ist ein sehr effektives Element
zur Anhebung der Festigkeit und Zähigkeit der Matrix. Ein Ni-Gehalt von
0,1% oder größer ist
für die
Manifestation dieses Effekts notwendig. Jedoch erhöht eine
Zugabe von mehr als 2,0% die Legierungskosten und ist unwirtschaftlich.
Die obere Grenze wird daher auf 2,0% festgelegt.
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Ti scheidet TiN ab und durch Reduzierung
einer festen Lösung
steuert N die Erzeugung von M*. Zusätzlich trägt fein ausgeschiedenes TiN
zur γ-Phasenverfeinerung
bei. Diese Wirkungen von Ti verfeinern die Textur und verbesseren
die Festigkeit und Zähigkeit.
Da bei einem Ti-Gehalt von weniger als 0,005% der TiN-Ausscheidungsbetrag
unzureichend ist und diese Effekte nicht erhalten werden können, wird
die untere Grenze des Ti-Gehalts auf 0,005 festgelegt. Wenn der
Gehalt 0,025% überschreitet,
scheidet jedoch überschüssiges Ti
TiC ab, und die Ausscheidungshärtung
durch TiC verschlechtert die Zähigkeit
der Matrix und der durch Schweißwärme beeinflußten Zonen.
Der Ti-Gehalt wird daher auf nicht mehr als 0,025 begrenzt.
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Nb wird zum Zweck der Erhöhung der
Härtbarkeit
hinzugegeben, um die Festigkeit zu erhöhen. Ein Nb-Gehalt von 0,01%
oder mehr ist für
die Manifestation dieses Effekts notwendig. Bei einem größeren Gehalt als
2,0% nimmt jedoch die Menge des Nb-Carbonitrids zu und der Effekt
von Nb als feste Lösung
wird gesättigt. Der
Nb-Gehalt ist daher auf nicht mehr als 0,10% begrenzt.
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Die Walztextur kann durch Zugabe
einer kleinen Menge V verfeinert werden. Da durch eine Vanadium-Carbonitrid-Ausscheidung
eine Festigung erzeugt wird, kann eine niedrige Legierung erzielt
werden, um die Schweißeigenschaft
zu verbessern. Ein V-Gehalt von 0,01% ist für die Manifestation dieses
Effekts notwendig. Jedoch bewirkt eine übermäßige V- Zugabe eine Schweißhärtung und erhöht die Matrixstreckgrenze. Die
obere Grenze des V-Gehalts wird daher auf 0,10% festgelegt.
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Obwohl N die Festigkeit erhöht, indem
es in α in
einer festen Lösung
eintritt, verschlechtert es die Zähigkeit, indem es M* in der
oberen Bainittextur erzeugt. Eine feste Lösung von N muß daher
auf so wenig wie möglich
reduziert werden. In der vorliegende Erfindung wird jedoch N für den Zweck
hinzugegeben, es mit Ti zu kombinieren, um TiN fein auszuscheiden
und die -feste Lösung
von N im Stahl zu reduzieren, woraufhin ein Kristallkornwachstum
durch TiN unterdrückt
wird, um einen Texturverfeinerungseffekt zu erzeugen. Bei einem N-Gehalt
von weniger als 0,003% ist die Menge der TiN-Ausscheidung unzureichend,
um diesen Effekt zu erzielen, und wenn er 0,009 überschreitet, scheidet sich
grobes TiN ab, so daß die
Zähigkeit
verschlechtert wird, obwohl die ausgeschiedene Menge ausreichend
ist. N wird daher auf 0,003–0,009
begrenzt.
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O (Sauerstoff) ist zur Bildung von
Ti-O unentbehrlich und muß zu
diesem Zweck mit mehr als 0,0017 enthalten sein. Wenn es mit mehr
als 0,004% enthalten ist, werden die gebildeten Ti-O-Körner jedoch
grob und verschlechtern die Zähigkeit.
Der O-Gehalt wird daher auf 0,0017–0,004% begrenzt.
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Die Mengen von P und S, die als Verunreinigungen
enthalten sind, sind nicht besonders begrenzt. Da P und S infolge
einer Verfestigungsentmischung ein Grund für einen Schweißbruch und
eine Zähigkeitsverschlechterung
sind, sollten sie jedoch auf das äußerst Mögliche reduziert werden. Die
Menge von jedem wird vorzugsweise auf weniger als 0,002 begrenzt.
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Die Zugabe einer kleinen Menge von
B erhöht
die Härtbarkeit
und trägt
zur Festigkeitsverbesserung bei. Jedoch wurde herausgefunden, daß wenn B
mit mehr als 0,0003 enthalten ist, es in der oberen Bainittextur M*
bildet, das die Zähigkeit
merklich verschlechtert. B wird daher als eine Verunreinigung behandelt
und in seinem Gehalt auf nicht mehr als 0,0003 beschränkt.
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Der Grund, Al auf nicht mehr als
0,005% zu begrenzen, ist, daß Al
ein starkes Desoxidationselement ist, das die Ti-O-Bildung behindert, wenn es mit mehr
als 0,005% enthalten ist. Da dieses eine feine Dispersion unmöglich macht,
wird Al als eine Verunreinigung behandelt und auf nicht mehr als
0,005 beschränkt.
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Zusätzlich können abhängig vom Stahltyp des Formstahls
der vorliegenden Erfindung für
den Zweck einer Erhöhung
der Matrixfestigkeit und einer Verbesserung der Zähigkeit
der Matrix zusätzlich
zu den vorhergehenden Elementen eines oder mehrere aus Cr, Ni, Mo,
Mg und Ca eingebaut werden.
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Cr ist zur Festigung der Matrix effektiv,
indem es die Härtbarkeit
verbessert. Ein Cr-Gehalt von 0,1% oder mehr ist zur Manifestation
dieses Effekts notwendig. Jedoch ist eine übermäßige Zugabe von über 1,0% von
den Aspekten der Zähigkeit
und Härtbarkeit
schädlich.
Die obere Grenze wird daher auf 1,0% eingestellt.
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Mo ist ein Element, das zur Sicherung
der Matrixfestigkeit effektiv ist. Eine Mo-Gehalt von 0,05% oder mehr
ist für
die Manifestation dieses Effekts notwendig. Wenn jedoch Mo mit mehr
als 0,4% vorhanden ist, scheidet sich Mo-Karbid (Mo2C)
ab und der Härtbarkeitsverbesserungseffekt
als feste Lösung
von Mo wird gesättigt.
Die obere Grenze wird daher auf 0,4% festgelegt.
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Die Mg-Legierungen, die zur Mg-Zugabe
verwendet werden, sind Si-Mg-Al und Ni-Mg. Der Grund zur Verwendung
einer Mg-Legierung
ist, daß Legieren
die Mg-Gehaltskonzentration senkt und eine Desoxidationsreaktion
während
der Zugabe zur Stahlschmelze unterdrückt, wodurch die Sicherheit
zur Zeit der Zugabe aufrechterhalten werden kann und die Mg-Ausbeute
verbessert werden kann. Der Grund zur Begrenzung von Mg auf 0,0005–0,005 ist,
daß eine
Zugabe von mehr als 0,005 keine weitere Zunahme der Ausbeute erzeugt,
da Mg ebenfalls ein starkes Desoxidationselement ist und sich die
kristallisierten Mg-Oxide durch Flotation in der Stahlschmelze leicht
abtrennen. Die obere Grenze wird daher auf 0,005% festgelegt. Bei
weniger als 0,0005% ist die gewünschte
Dispersionskonzentration der Mg-Systemoxide unzureichend. Die untere
Grenze wird daher auf 0,0005 festgelegt. Obwohl MgO die Hauptformel
für die
hier aufgeführten
Mg-Systemoxide ist, wird durch Elektronenmikroskopanalyse oder dergleichen
festgestellt, daß dieses
Oxid Komplexoxide mit Ti, Spurenmengen von Al, und Ca bildet, das
als Verunreinigung enthalten ist.
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Der Grund der Begrenzung des Ca-Gehalts
auf 0,001– 0,003%
ist, daß die
Zugabe von mehr als 0,003% keine weitere Zunahme der Ausbeute erzeugt,
da Ca ein starkes Desoxidationselement ist und sich das kristallisierte
Ca-Oxid leicht durch Flotation in der Stahlschmelze abtrennt. Die
obere Grenze wird daher auf 0,003 festgelegt. Bei weniger als 0,001%
ist die erwünschte
Dispersionskonzentration der Mg-Systemoxide unzureichend.
Die untere Grenze wird daher auf 0,001% festgelegt.
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Um gleichzeitig eine Zugfestigkeit
der 590 MPa (60 kgf/ mm2)-Klasse und Zähigkeit
sicherzustellen, muß das
Walzen der vorliegenden Erfindung eine Mikrostruktur aufweisen,
wobei das Flächenverhältnis des Bainits
in der Mikrostruktur nicht größer als
40% ist und der Rest Ferrit, Perlit und kohlenstoffreiches inselförmiges Martensit
ist, wobei das Flächenverhältnis des
kohlenstoffreichen inselförmigen
Martensits nicht größer als
5% ist.
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Der Grund, das Flächenverhältnis des Bainits in der Mikrostruktur
auf nicht größer als
40%, den Rest als Ferrit, Perlit und kohlenstoffreiches inselförmiges Martensit,
und das Flächenverhältnis des
kohlenstoffreichen inselförmigen
Martensits auf nicht größer als
5% zu definieren, ist daß sich
die Zähigkeit
verschlechtert, wenn entweder das Bainit-Flächenverhältnis oder
das Flächenverhältnis des
kohlenstoffreichen inselförmigen Martensits
die obenerwähnte
obere Grenze überschreitet.
Die Dichten sind daher auf einen Bereich beschränkt, der nicht größer als
die obenerwähnten
oberen Grenzen ist.
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Die obenerwähnte Mikrostruktur (Mikrogefüge) kann
durch das Verfahren der vorliegenden Erfindung verwirklicht werden.
Insbesondere wird eine Bramme, die die obenerwähnte chemische Zusammensetzung aufweist,
auf den Temperaturbereich von 1100 –1300°C angelassen. Der Grund für die Begrenzung
der Anlaß- bzw. Wiedererwärmungstemperatur
auf diesen Temperaturbereich ist, daß bei der Formstahlproduktion
durch Warmbearbeitung eine Erwärmung
auf eine Temperatur von 1100°C
oder höher
notwendig ist, um eine plastische Deformation zu erleichtern. Ferner
wird die untere Grenze der Anlaßtemperatur
auf 1100°C
festgelegt infolge der Notwendigkeit, Elemente wie V und Nb gänzlich in
eine feste Lösung
zu bringen. Die obere Grenze wird in Hinblick auf die Heizofenleistung
und die Wirtschaftlichkeit auf 1300°C festgelegt.
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Die in der vorhergehenden Weise erwärmte Bramme
wird vorzugsweise mindestens einem oder einer Kombination mehrerer
der Verfahren unterzogen:
- 1) im Walzschritt
Durchführen
des Walzen mit nicht weniger als 10% bezüglich eines Dickenverhältnisses bei
einer Profilflanschoberflächentemperatur
von nicht mehr als 950°C,
- 2) im Walzschritt Durchführen
von nicht weniger als einem Wasserkühlung/Walzzyklus aus Wasserkühlung der
Profilflanschoberflächentemperatur
auf nicht mehr als 700°C
und Walzen während
der Erholung,
- 3) nach Vollendung des Walzens, Abkühlung der Profilflanschdurchschnittstemperatur
mit einer Abkühlungsrate
im Bereich von 0,1°C–5°C/s auf einen
Temperaturbereich von 700–400°C und danach
Zulassen einer Selbstabkühlung,
und
- 4) nachdem die Profilflanschdurchschnittstemperatur einmal auf
nicht mehr als 400°C
abgekühlt
worden ist, Anlassen auf den Temperaturbereich von 400–500°C, Aufrechterhalten
für 15
Minuten bis 5 Stunden und Wiederabkühlen.
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Für 1)
ist es im Schritt des Walzens der in der vorhergehenden Weise erwärmten Bramme
notwendig, das Walzen mit nicht weniger als 10% bezüglich eines
Dickenverhältnisses
bei einer Profilflanschoberflächentemperatur
von nicht mehr als 950°C
durchzuführen.
Der Grund für
die Durchführung
des Walzens bei einer Profilflanschoberflächentemperatur von nicht mehr
als 950°C,
um eine Gesamtverminderung von nicht weniger als 10% zu erhalten,
ist, daß der
Verfeinerungseffekt durch kontrolliertes Walzen nicht aus einer
Verminderung bei einer höheren
Temperatur als diese vorausgesehen werden kann, und daß der Verfeinerungseffekt der
Gesamtverminderung von nicht mehr als 10% bei nicht mehr als 950°C klein ist.
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In 2) wird nicht weniger
als ein Wasserkühlung/Walzzyklus
durchgeführt,
wobei die Wasserkühlung zwischen
den Warmwalzdurchgängen
durchgeführt
wird, die Flanschoberflächentemperatur
durch die Wasserkühlung
während
des Walzens auf nicht mehr als 700°C abgekühlt wird, und das Walzen dann
durchgeführt wird,
während
die Erholung des nächsten
Zwischendurchgangs im Gang ist. Dies dient dazu, eine Temperaturdifferenz
zwischen dem Oberflächenschichtabschnitt
und dem Inneren des Flansches zu vermitteln, um es selbst unter
milden Verminderungsbedingungen zu ermöglichen, daß die Bearbeitungsdeformation
in das Innere eindringt, und um die Wasserkühlung auszunutzen, um ein schnelles
Tieftemperaturwalzen zu ermöglichen,
das es ermöglicht,
daß das
TMCP effizient durchgeführt
wird. Der Zweck der Durchführung
des Walzens während
der Erholung nach der Abkühlung
der Flanschoberflächentemperatur
auf nicht mehr als 700°C
ist es, die Oberfläche
durch Unterdrückung
der Abschreckungshärtung
infolge der beschleunigten Abkühlung
nach dem Fertigwalzen weich zu machen. Der Grund ist, daß wenn die
Flanschoberflächentemperatur
auf nicht mehr als 700°C
abgekühlt
wird, die Temperatur einmal unter die γ/α-Umwandlungstemperatur fällt, der
Oberflächenabschnitt
eine Erholungstemperaturzunahme zur Zeit des nächsten Walzens durchmacht,
das Walzen eine Bearbeitung im Temperaturbereich der γ/α-Zweiphasenkoexistenz
ausmacht, und eine gemischte Textur aus verfeinerten γ-Körnern und
bearbeitetem feinem α gebildet
wird. Dadurch wird die Härtbarkeit
des Oberflächenabschnitts
merklich vermindert, so daß die
Härtung
der Oberfläche
durch beschleunigte Abkühlung
verhindert werden kann.
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In 3) wird unmittelbar nach
Vollendung des Walzens die Profilflanschdurchschnittstemperatur
mit einer Abkühlungsrate
im Bereich von 0,1°C–5°C/s auf einen
Temperaturbereich von 700–400°C abgekühlt, und
danach von selbst abkühlen gelassen.
Der Zweck davon ist es, eine hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit
zu erhalten, indem eine beschleunigte Abkühlung durchgeführt wird,
um Kristallisationskerne zu bilden und das Kornwachstum von Ferrit
zu unterdrücken
und die Bainittextur zu verfeinern. Die beschleunigte Abkühlung wird bei
700–400°C gestoppt,
da wenn sie bei einer Temperatur über 700°C gestoppt wird, ein Teil des
Oberflächenschichtabschnitts über den
Ar1- bzw. Ar1-Punkt steigt, wobei bewirkt
wirkt, daß eine γ-Phase übrig bleibt,
und diese γ-Phase
wandelt sich in Ferrit um, wobei koexistierendes Ferrit als Kristallisationskern
verwendet wird, während
zusätzlich
Ferritkörner
wachsen und grob werden. Die Endtemperatur der beschleunigten Abkühlung wird
daher auf nicht höher
als 700°C
festgelegt. Andererseits scheidet bei einer Abkühlung auf weniger als 400°C kohlenstoffreiches
Martensit, das zwischen den Bainitlatten während der nachfolgenden Selbstabkühlung gebildet
wird, während
der Abkühlung
Zementit ab, so daß es
unfähig
zur Zersetzung wird und folglich als Härtungsphase übrig bleibt.
Dieses kohlenstoffreiche Martensit dient als Startpunkt für einen
Sprödbruch
und ist daher ein Grund für
eine Zähigkeitsverschlechterung.
Aus diesen Gründen
ist die Endtemperatur der beschleunigte Abkühlung auf 700–400°C begrenzt.
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In 4) wird, nachdem die
Profilflanschdurchschnittstemperatur einmal auf nicht mehr als 400°C abgekühlt worden
ist, sie erneut auf einen Temperaturbereich von 400–500°C erwärmt, für 15 Minuten
bis 5 Stunden gehalten, und wieder abgekühlt. Der Grund dafür ist, daß es durch
Erwärmung
und Aufrechterhaltung mit einem Heizofen durchgeführt werden
kann, der zur Temperaturregelung des einmal abgekühlten Stahls
bis etwa 500°C
fähig ist.
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Der Grund zur Implementierung dieses
Herstellungsverfahrens ist es, das kohlenstoffreiche inselförmige Martensit
anzulassen, das in der Mikrostruktur im Walzzustand bis 400–500°C vorhanden
ist, um das inselförmige
Martensit zu zersetzen, indem C darin in der Matrix dispergiert
wird. Dies ermöglicht
eine Zähigkeitsverbesserung
durch Reduzierung des Flächenverhältnisses
des inselförmigen
Martensits.
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Eine Übernahme des Herstellungsverfahrens 2)
wird in der tatsächlichen
Herstellung von Formstählen bevorzugt.
Dies liegt daran, daß das
Verfahren 2) alle Größen bei
einer maximalen Effizienz und niedrigen Kosten umfassen kann. Obwohl
die Herstellungsverfahren 1) und 3) die Herstellungseffizienz
beeinträchtigen,
sind sie in dem Punkt ihrer Verbesserung der mechanischen Eigenschaften
effektiv. Das Verfahren 4) zielt auf eine anlagenunabhängige Herstellung
ab und ist ein Verfahren, das das gewünschte Produkt bereitstellen
kann, ohne eines der Verfahren 1), 2) und 3)
zu übernehmen.
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Der erfindungsgemäße Formstahl ist so spezifiziert,
daß er
durch Warmwalzen einer Profilform hergestellt wird, die zwei oder
mehr Platten einer Dicke im Bereich von 15–80 mm und einem Dickenverhältnis im Bereich
von 0,5–2,0
kombiniert. Dies liegt daran, daß Doppel-T- bzw. H-Profile
mit einer großen
Dickenabmessung die Hauptstahlmaterialien sind, die für Säulen verwendet
werden. Die maximale Dicke wird daher als 80 mm definiert. Mit einem
Stahlmaterial, das eine Dicke aufweist, die größer als 80 mm ist, ist Bauausführungseffizienz
niedrig, da die Anzahl der Durchgänge während einer Mehrschichtschweißung äußerst groß wird.
Der untere Grenzwert der Dicke ist als 15 mm definiert, da eine
Dicke von 15 mm benötigt
wird, um die Festigkeit sicherzustellen, die für ein Säulenmaterial erforderlich ist,
und die Festigkeitsanforderung kann bei weniger als 15 mm nicht
erfüllt
werden. Ferner ist aus den folgenden beiden Gründen das Dickenverhältnis auf
0,5–2,0 beschränkt. Wenn
das Flansch/Steg-Dickenverhältnis
2,0 überschreitet,
erzeugen im Fall der Herstellung eines Doppel-T-Profils durch Warmwalzen
eine Stegsitzlagenbildung, die durch einen Unterschied des Dehnungsverhältnisses
verursacht wird, und eine plastische Deformation des Stegs, die
durch einen Unterschied der Abkühlungsrate
nach dem Warmwalzen verursacht wird, Profildefekte, die als Stegwelle
bekannt sind, so daß der
Steg zu einem wellenförmigen
Profil verändert
wird. Die obere Grenze des Dickenverhältnisses wird daher auf 2,0
festgelegt. Andererseits ist die Stegdicke einer Doppel-T-Säule ein kritischer Faktor bei
der Unterdrückung
einer Doppel-T-Säulenverbindungsverformung
in einer architektonischen Struktur. Vom Standpunkt des gegenwärtigen Zustands
der Verwendung, die durch eine Stahlplatte verstärkt wird, die als eine Verstärkungsplatte
bezeichnet wird, und der Verhinderung einer Deformation sind Doppel-T-Säulen erforderlich, die
so strukturiert sind, daß sie
ein Dickenverhältnis
aufweisen, wobei die Stegdicke größer als die Flanschdicke ist,
und da infolge einer Welligkeit des Flansches durch eine Erscheinung,
die ähnlich
zum oben beschriebenen Stegwellenmechanismus ist, Profildefekte
auftreten, wenn das Dickenverhältnis
kleiner als 0,5 ist, wird die unter Grenze des Dickenverhältnisses
auf 0,5 festgelegt.
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Was bezüglich der vorliegenden Erfindung
als „Dicke" bezeichnet wird,
bedeutet entweder das Flansch/Steg-Dickenverhältnis oder das Steg/Flansch-Dickenverhältnis.
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Beispiel
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Für
eine Versuchsproduktion von Formstählen wurde in einem Konverter
hergestellter Stahl mit einer Legierung zusammengegeben, einer vorbereitenden
Desoxidation unterzogen, um den Sauerstoffgehalt der Stahlschmelze
zu regulieren, anschließend
mit einer Ti- und Mg-Legierung zusammengegeben, und zu einer 250–300 mm
dicken Bramme stranggegossen. Die Abkühlung der Bramme wurde gesteuert,
indem die Wassermenge einer sekundären Abkühlungszone unter der Form und
die Brammenextraktionsrate gesteuert wurden. Die Bramme wurde auf
1300°C erwärmt und
zu einem Doppel-T- bzw. H-Profil gewalzt, wobei eine Walzstraße verwendet
wurde, die mit einem Universalwalzwerk ausgestattet war, wie in 1 gezeigt, aus dem das Diagramm
des Grobwalzenverfahrens weggelassen worden ist. Zur Wasserkühlung zwischen
den Walzdurchgängen
wurden Wasserkühlungsvorrichtungen 5a vor
und nach einem Zwischenuniversalwalzwerk 4 installiert,
und eine Berieselungskühlung
der Flanschaußenflächen und
ein Reversierwalzen wurden wiederholt. Zur beschleunigten Wasserkühlung wurde
das Walzen mit einem Fertiguniversalwalzwerk 6 durchgeführt, gefolgt von
einer Abkühlung
mit Wasser. Wie abhängig
von der Stahlsorte erforderlich, wurde nach der Vollendung des Walzens
die Flanschaußenfläche durch
eine Kühlvorrichtung 5b berieselungsgekühlt, die
an deren Rückseite
angeordnet war.
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Der mechanischen Eigenschaften wurden
unter Verwendung von Proben bestimmt, die aus einem Doppel-T-Profil,
das einen Flansch 2 und einen Steg 3 aufweist,
wie in 2 gezeigt, am
mittleren Abschnitt der Dicke t2 des Flansches 2 (1/2 t2) über 1/4
und 1/2 der gesamten Flanschbreite (B) (über 1/4B und 1/2B) entnommen
wurden. Die Eigenschaften wurden an diesen Stellen bestimmt, da
der Flanschabschnitt 1/4F durchschnittliche mechanische Eigenschaften
des Doppel-T-Profils
zeigt und diese Eigenschaften am Flanschabschnitt 1/2F am stärksten abnehmen,
so daß angenommen
wurde, daß die
mechanischen Testeigenschaften des Doppel-T-Profils durch diese
beiden Stellen repräsentiert
werden konnten. Die chemischen Zusammensetzungen der erfinderischen
Stähle
werden in Tabelle 1 gezeigt.
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Tabelle 2 zeigt das Herstellungsverfahren
jedes erfinderischen Stahls, der in Tabelle 1 gezeigt wird, die
mechanischen Testeingeschaftswerte der jeweiligen Doppel-T-Profile und die Bainit-
und M*-Bereiche. Die Warmwalztemperatur wurde einheitlich auf 1300°C eingestellt,
da es allgemein bekannt ist, γ-Teilchen
zu verfeinern und die mechanischen Testeigenschaften durch Senkung
der Erwärmungstemperatur
zu verbesseren. Daher wurde unter der Annahme, daß die mechanischen
Eigenschaften die niedrigsten Werte unter einer Hochtemperaturerwärmungsbedingung
zeigen, angenommen, daß solche
Werte die mechanischen Testeigenschaften bei niedrigeren Erwärmungstemperaturen
repräsentieren
könnten.
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Wie in Tabelle 2 gezeigt, zeigten
alle erfindungsgemäß hergestellten
Walzformstähle
mechanische Eigenschaften einer Zugfestigkeit von nicht weniger
als 590 MPa, einer Streckgrenze oder 0,2%-Dehngrenze von nicht weniger
als 440 MPa und einer Kerbschlag-Absorptionsenergie nach Charpy
bei 0°C
von nicht weniger als 47J.
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Bemerkung:*
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Industrielle
Anwendbarkeit
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Die Anwendung der legierungsmäßig eingestellten
Bramme und des kontrollierten Walzverfahrens der vorliegenden Erfindung
auf einen Walzformstahl ermöglicht
die Herstellung eines Formstahls, der selbst an einer 1/2 Flanschdicke,
dem Abschnitt der 1/2 Breite, wo die mechanischen Festigkeitseigenschaften
am schwierigsten sicherzustellen sind, eine überragende Festigkeit und ausgezeichnete
Zähigkeit
aufweist. Der industrielle Effekt der Erfindung ist daher in den
Aspekten der Verbesserung der Zuverlässigkeit großer Stahlstrukturen,
einer Sicherheitsgarantie, der Wirtschaftlichkeit und dergleichen
hervorragend.
