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Hintergrund der Erfindung
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1. Gebiet der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung betrifft
ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlerzeugnisses, wie eines
dicken Stahlblechs, Bandstahls, Formstahls, Stahlblocks und dergleichen,
das auf den Gebieten des Baues, marinen Aufbauten, Rohren, im Schiffsbau,
Behältern,
im Bauwesen, Baumaschinen und dergleichen verwendet wird, und insbesondere
ein dickes Stahlerzeugnis hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit,
das eine hervorragende Schweißbarkeit
und eine minimale Variation der strukturellen und physikalischen
Eigenschaften aufweist.
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2. Beschreibung der verwandten
Technik
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Ein dickes Stahlerzeugnis, wie ein
dickes Stahlblech, wird auf verschiedenen Gebieten verwendet, wie oben
beschrieben, und dessen Eigenschaften, wie eine erhöhte Festigkeit
und Zähigkeit
sind verbessert worden. Insbesondere ist es in jüngster Zeit erforderlich, dass
diese Eigenschaften in eine Dickenrichtung des Erzeugnisses einheitlich
sind, und zwischen mehreren Stahlerzeugnissen weniger variabel sind.
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Ein Grund für diese Anforderung wird durch
die Tatsache veranschaulicht, dass wenn Gebäude zunehmend schlanker gemacht
werden, sie so gestaltet sind, dass Schwingungsenergie, die von
einem starken Erdbeben herrührt,
durch die kontrollierte Verformung des Gebäudes absorbiert wird, um dessen
chaotischen Zusammenbruch zu verhindern, wie in „Iron and Steel, 1988, Nr.
6" („Testu
to Hagane Dai 74 Nen (1988), Dai 6 Gou"), Seite 11 – Seite
21 beschrieben. Insbesondere wird, wenn ein Erdbeben auftritt, das
Rahmentragwerk des Gebäudes
teilweise in einer vorbestimmten Form zum Zusammenbruch gebracht,
so dass der vollständige oder
chaotische Zusammenbruch des Gebäudes
durch die Verformung des Rahmentragwerks verhindert wird. Da jedoch
diese Idee auf der Voraussetzung beruht, dass wenn ein Erdbeben
stattfindet, das Rahmentragwerk eines Gebäude ein Verhalten zeigt, das
durch einen Konstrukteur beabsichtigt wird, muss der Konstrukteur
genau das Grenzfestigkeitsverhältnis
der Stahlerzeugnisse kennen, die für die Säulen, Träger und dergleichen des Gebäudes verwendet
werden. Daher ist es unerlässlich,
dass Stahlerzeugnisse, wie Stahlbleche, Doppel-T-Querschnitte und
dergleichen, die für
die Säulen,
Träger
und dergleichen verwendet werden, einheitlich sind, und eine Variation
der Festigkeit der Stahlerzeugnisse ist ein ernstes Problem.
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Da es notwendig ist, dass Stahlerzeugnisse,
die für
Gebäude
und Schiffsbauten verwendet werden, eine hohe Zugfestigkeit und
eine hohe Zähigkeit
aufweisen, ist es herkömmlich,
diese Art Stahlerzeugnis durch einen thermomechanischen Steuerprozess
herzustellen (der im folgenden als TMCP-Verfahren bezeichnet wird).
Wenn jedoch dicke Stahlerzeugnisse durch das TMCP-Verfahren hergestellt
werden, wird deren Struktur variiert, da die Kühlgeschwindigkeit in einem
Kühlprozess,
der nach dem Walzen durchgeführt
wird, sich längs der
Dickenrichtung eines gegebenen Erzeugnisses, oder zwischen verschiedenen
solchen Erzeugnissen unterscheidet. Dieses Problem tritt auf, da
die Kühlgeschwindigkeit
in der Nähe
der Oberfläche
der Stahlerzeugnisse groß ist,
wenn sie abgekühlt
werden, wohingegen die Kühlgeschwindigkeit
in der Mitte der Stahlerzeugnisse in deren Dickenrichtung klein
ist. Als Ergebnis variiert das Material der so erhaltenen Stahlerzeugnisse längs der
Dickenrichtung eines gegebenen Stücks und/oder zwischen mehreren
Stücken.
Die Variation des Materials tritt zwischen den Stegen und zwischen
den Flanschen eines Doppel-T Querschnitts infolge der unregelmäßigen Kühlung dazwischen
oder zwischen jeweiligen Partien auf; zusätzlich tritt es als ein besonderes Problem
längs der
Dickenrichtung eines dicken Stahlblechs auf.
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Um mit dem obigen-Problem fertigzuwerden,
offenbart die japanische ungeprüfte
Patentveröffentlichung
Nr. 63–179020
ein Verfahren zur Reduzierung des Härtenunterschiedes des Querschnitts
eines Stahlblechs in eine Dickenrichtung, indem Komponenten, ein
Walzreduzierungsverhältnis,
eine Kühlgeschwindigkeit
und eine Abkühlungsendtemperatur
ge steuert werden. Wenn jedoch ein dickes Stahlblech, insbesondere ein
sehr dickes Stahlblech mit einer Dicke hergestellt wird, die 50
mm überschreitet,
ist es schwierig den Unterschied der Härte der Querschnitt in die
Blechdickenrichtung zu unterdrücken,
da eine Kühlgeschwindigkeit unvermeidlich
längs dessen
Dickenrichtung variiert.
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Die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung
Nr. 61–67717
offenbart ein Verfahren zur beträchtlichen
Reduzierung des Festigkeitsunterschiedes in eine Blechdickenrichtung,
indem ein C-Gehalt beträchtlich reduziert
wird. Wie in 3 der Veröffentlichung
gezeigt, kann das Verfahren jedoch die Variation der Festigkeit
nicht korrigieren, die durch die Änderung einer Kühlgeschwindigkeit
verursacht wird, die insbesondere in einem dicken Stahlblech unvermeidlich
auftritt.
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Die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung
Nr. 58–77528
beschreibt, dass eine stabile Verteilung der Härte durch die komplexe Zugabe
von Nb und B erhalten wird. Da jedoch die Kühlgeschwindigkeit auf den Bereich
von 15–40°C/s gesteuert
werden muss, um Bainit zu bilden, und es schwierig ist, die Kühlgeschwindigkeit
in der Mitte eines Blechs in dessen Dickenrichtung streng zu kontrollieren,
gibt es ein Problem, dass keine einheitliche Mikrostruktur in die
Dickenrichtung des Blechs erhalten werden kann, die Festigkeit variabel
ist und die Dehnbarkeit und Zähigkeit
infolge der Bildung von inselförmigen
Martensit verschlechtert werden.
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Ferner ist es wichtig, dass das Stahlerzeugnis,
das für
die obigen Anwendungen verwendet wird, eine hohe Zähigkeit
und ein Zugfestigkeit aufweist, die größer als 570 MPa ist. Zu diesem
Zweck ist hauptsächlich ein
Verfahren verwendet worden, eine feine Martensitstruktur durch einen
Prozess des Nacherwärmens,
Abschreckens und Anlassens zu erhalten. Jedoch hat dieses Verfahren
ein Problem darin, dass hohe Kosten mit dem Prozess des Nacherwärmens, Abschreckens
und Anlassens verbunden sind, und da ferner ein Schweißrissigkeitsparameter
(der im folgenden als Pcm bezeichnet wird),
der der Index der Schweißbarkeit
ist, infolge einer erhöhten
Abschreckungseigenschaft zunimmt, wird die Schweißbarkeit
dadurch verschlechtert. Andererseits offenbart die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung
Nr. 62–158817
ein Verfahren zum Erhalten eines dicken Stahlblechs mit einer hohen
Festigkeit bei einem ver hältnismäßig niedrigen
Pcm, indem ein Anlassprozess nach einer
schnellen Kühlung
ausgeführt
wird, während
die Ausscheidung von Nb und Ti verwendet wird. Bei diesem Verfahren
gibt es jedoch die Gefahr, dass zusätzlich zu den hohen Kosten
eines Abschreckungsund Anlassprozesses eine Verwerfung durch eine
unregelmäßige Kühlung bewirkt
wird.
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Ebenso ist es schwierig, obwohl die
japanische ungeprüfte
Patentveröffentlichung
Nr. 55-100960 einen
Stahl offenbar dessen Schweißbarkeit
verbessert wird, indem Pc
m reguliert
wird und die Mengen an C, N und S begrenzt werden, die bedeutende
Variation der Festigkeit längs
dessen Dickenrichtung zu vermeiden.
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Ferner offenbart die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung
Nr. 54–132421
die Herstellung eines Hochspannungs-Bainitstahls durch Warmwalzen,
das bei einer Fertigtemperatur von 800°C oder weniger durchgeführt wird,
um Zähigkeit
zu erhalten, und indem ein C-Gehalt beträchtlich reduziert wird, um
den Stahl als ein Rohrleitungsausgangsmaterial zu verwenden. Jedoch
weist dieses Verfahren ein Problem auf, da das Warmwalzen in einem
Niedertemperaturbereich vollendet wird, dass wenn ein Blech der
Länge nach
geschlitzt werden muss, es nicht nur wahrscheinlich ist, dass eine
Verwerfung und Verziehung durch das Schlitzen, sondern auch eine
Variation zwischen der Festigkeit in eine Walzrichtung (L-Richtung)
und der Festigkeit in die Richtung senkrecht zur L-Richtung (C-Richtung) durch das
Walzen bewirkt werden, das im Niedertemperaturbereich durchgeführt wird.
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In EP-A-733715 wird ein Verfahren
zur Bildung von warmgewalzten Stahlblechtafeln beschrieben, die ein
niedriges Grenzverhältnis,
eine hohe Festigkeit und ausgezeichnete Zähigkeit aufweisen. Insbesondere
offenbart das Dokument ein Verfahren zum Erhalten einer warmgewalzten
Blechtafel von 5 bis 30 mm Dicke, das auch auf die Herstellung von
dicken Blechen anwendbar ist. Die Zusammensetzungsbereiche sind
in Gewichtsprozent: 0,005 bis weniger als 0,030% C, 1,5% oder weniger
Si, 1,5% oder weniger Mn, 0,005 bis 0,10% Al, 0,0100% oder weniger
N, 0,0002 bis 0,0100 B, mindestens eines von 0,20% oder weniger
T und 0,25% oder weniger Nb, der Rest Eisen und unwesentliche Verunreinigungen.
Weitere Elemente sind: 1,0% oder weniger Mo, 2,0% oder weniger Cu,
1,5% oder weniger Ni, 1,0% oder weniger Cr, 0,10% oder weniger V,
0,0005 bis 0,0050% Ca und 0,001 bis 0,020% seltene Erdmetalle (REM).
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Das Verfahren umfasst die Schritte
der Erwärmung
einer Platte, die die obigen Zusammensetzungsanforderung erfüllt, auf
zwischen 900 und 1300°C,
Warmwalzen, Abkühlung
mit einer Geschwindigkeit von zwischen 5 und nicht mehr als 20°C/s und Aufwickeln.
Die Fertigtemperatur nach dem Warmwalzen liegt zwischen 750 und
950°C.
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Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung
ist es, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlerzeugnisses bereitzustellen,
das frei von den obigen Problemen ist, das heißt ein Stahlerzeugnis, das
nicht durch die Kühlgeschwindigkeit
nach dem Walzen eingeschränkt
wird, eine minimale Variation der Mikrostruktur längs seiner
Dickenrichtung und zwischen mehreren Erzeugnissen aufweist, in seiner
Schweißbarkeit
ausgezeichnet ist und eine hohe Zähigkeit von 570 MPa oder mehr
bezüglich
der Zugfestigkeit aufweist.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Die Variation der Materialeigenschaften
eines dicken Stahlblechs wird durch die Änderung der Mikrostruktur bewirkt,
die von der großen Änderung
der Kühlgeschwindigkeit
während
eines Kühlprozesses
längs der
Dickenrichtung des Stahlblechs von dessen Oberfläche zur Mitte oder von der Änderung
der Kühlgeschwindigkeit
während
des Kühlprozesses
infolge der Variation der Herstellungsbedingungen herrührt. Es
ist wichtig, eine homogene Mikrostruktur ungeachtet der Arbeit über einen
weiten Kühlgeschwindigkeitsbereich zu
erhalten, um eine Variation der Materialeigenschaften zu vermeiden.
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Die Erfinder haben herausgefunden,
dass eine sorgfältige
Auswahl der Bestandteile der Stahlzusammensetzung die Herstellung
eines Stahlblechs zulässt,
das eine minimale Variation der Materialeigenschaften aufweist und
dessen Mikrostruktur in eine Dickenrichtung unabhängig von
der Änderung
einer Kühlgeschwindigkeit
unverändert
bleibt, als Ergebnis der Entwicklung eines Verfahrens zum Erhalten
einer homogenen Mikrostruktur, selbst wenn die Herstellungsbedingungen
geändert
werden. Insbesondere kann eine einphasige Bainitstruktur durch die
Zugabe von Nb und B mit einer extrem niedrigen C- und einer großen Menge
Mn hergestellt werden, dessen Bildung unabhängig von der Kühlgeschwindigkeit
ist.
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Erfindungsgemäß wird, da der im vorliegenden
Verfahren verwendete Stahl extrem wenig C enthält, selbst bei einer großen Kühlgeschwindigkeit
kein Martensit erzeugt; da überdies
infolge der Zugabe von Mn, Nb und B selbst bei einer kleinen Kühlgeschwindigkeit
kein Ferrit erzeugt wird, kann über
einen weiten Bereich der Kühlgeschwindigkeit
eine Bainit-Einzelphase
erreicht werden. Als Ergebnis sind die Mikrostruktur und Festigkeit
des Stahls schwer durch die Kühlgeschwindigkeit
zu beeinflussen, und der Unterschied der Festigkeit zwischen jeweiligen
Stahlerzeugnissen wird reduziert.
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Die Erfinder haben auch herausgefunden,
dass nicht nur eine hervorragende Schweißbarkeit erhalten wird, da
Pcm klein gemacht wird, indem der C-Gehalt
stark reduziert wird, sondern auch eine ausreichende Festigkeit
durch die Bainit-Einzelphase erzielt wird, und dass eine ausreichende
Zähigkeit
erhalten wird, indem eine körnige
Bainit-Ferrit-Struktur erzielt wird, indem die Zusammensetzung so
formuliert wird, dass verglichen mit einer herkömmlichen kohlstoffarmen Bainit-Struktur
selbst unter einer kleinen Walzreduzierung eine Mikrostruktur gebildet
wird. Die Erfinder haben die obigen Probleme gelöst, indem sie die obigen Entdeckungen
umfassend kombiniert haben.
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Das heißt, dass die Aufgabe der vorliegenden
Erfindung durch den Gegenstand des Anspruchs 1 gelöst wird.
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Eine bevorzugte Ausführungsform
wird im abhängigen
Anspruch 2 definiert.
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Andere Aspekte der vorliegenden Erfindung
werden aus der folgenden detaillierten Beschreibung deutlich werden.
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Kurze Beschreibung
der Zeichnungen
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1 ist
eine Fotografie der mikroskopischen Struktur einer feinen körnigen Bainit-Ferrit-Struktur;
und
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2 ist
eine graphische Darstellung; die die Beziehung zwischen der Kühlgeschwindigkeit
und Festigkeit in einem dicken Stahlblech zeigt.
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Detaillierte
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
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Einleitend wird beschrieben, warum
die Gewichtsprozentbereiche der jeweiligen chemischen Komponenten
des Stahlerzeugnisses der vorliegenden Erfindung in der offenbarten
Weise hergestellt werden.
C: 0,001 – 0,025 Gew.%
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Obwohl es notwendig ist, C in 0,001
Gew.% oder mehr vorzusehen, wird, wenn sein Gehalt 0,025 Gew.% überschreitet,
die Zähigkeit
an einem geschweißten
Abschnitt beträchtlich
vermindert, und es ist schwierig, eine Mikrostruktur zu einer körnigen Bainit-Ferrit-Struktur
zu machen, deshalb wird C-Gehalt so gewählt, dass er 0,001 – 0,025
Gew.% beträgt.
Mn:
1,0 – 3,0
Gew.%
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Mn sollte in 1,0 Gew.% oder mehr
enthalten sein, um die Umwandlungsanfangstemperatur zu senken, um
dadurch eine feine körnige
Bainit-Ferrit-Struktur zu erhalten. Da jedoch die Zähigkeit
durch einen Gehalt verschlechtert wird, der 3,0 Gew.% überschreitet,
wird der Bereich von 1,0–3,0
Gew.% gewählt.
T:
0,005 – 0,20
Gew.%
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T sollte in einer Menge von 0,005
Gew.% oder mehr vorhanden sein, um die Zähigkeit in einer Wärmeeinflusszone
(HAZ) zu steigern; jedoch wird seine Wirkung gesättigt, wenn der Gehalt 0,20
Gew.% überschreitet,
und deshalb wird der obere Endpunkt des Bereichs einfach vom Standpunkt
der Kastenreduzierung auf 0,20 Gew.% gesetzt.
Nb: 0,005 – 0,20 Gew.%
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Nb sollte in einer Menge von 0,005
Gew.% oder mehr vorhanden sein, um die Umwandlungsanfangstemperatur
zu senken, um dadurch eine feine körnige Bainit-Ferrit-Struktur
zu erhalten; jedoch wird seine Wirkung ebenfalls gesättigt, wenn
der Gehalt 0,20 Gew.% überschreitet;
und deshalb wird ebenfalls der Kostenreduzierung willen der obere
Endpunkt des Bereichs auf 0,20 Gew.% gesetzt.
B: 0,0003 – 0,0050
Gew.%
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Eine Zugabe von B in einer geringen
Menge ist wirksam, die Bildung von Ferrit-Kristallisationskernen zu
beschränken,
indem die Korngrenzenenergie der früheren γ-Korngrenze reduziert wird,
und deshalb sollte es in einer Menge von 0,0003 Gew.% oder mehr
vorhanden sein, um eine feine körnige
Bainit-Ferrit-Struktur zu erhalten. Wenn andererseits der Gehalt
von B 0,0050 Gew.% überschreitet,
wird die Zähigkeit
durch die Bildung von B-Verbindungen, wie BN und dergleichen verschlechtert,
und deshalb wird der Bereich auf 0,0003 – 0,0050 Gew.% eingestellt.
Al:
0,01 – 0,100
Gew.%
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Al ist in 0,01 Gew.% oder mehr als
ein Reduktionsmittel notwendig. Da jedoch die Reinheit des Stahls verschlechtert
wird, wenn sein Gehalt 0,100 Gew.% überschreitet, sollte es in
einer Menge von 0,100 Gew.% oder weniger vorhanden sein.
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Ferner ist es wichtig, dass die obigen
Komponenten eine Umwandlungsanfangstemperatur (BS)
von 670°C
oder weniger aufweisen.
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Das heißt, als Ergebnis des sorgfältigen Experimentieren
durch die Erfinder hinsichtlich der Beziehung zwischen der Zähigkeit
und der Mikrostruktur von extrem kohlenstoffarmen Stahl haben die
Erfinder entdeckt, dass eine feine körnige Bainit-Struktur, wie
insbesondere in 1 gezeigt,
die größte Zähigkeit
unter den Mikrostrukturen von extrem kohlenstoffarmen Stahl aufweist.
Die Steuerung der Mikrostruktur ließ es zu, dass die Verschlechterung
der Zähigkeit
verglichen mit herkömmlichen
Stahl beträchtlich
reduziert wurde, selbst wenn eine Walzfertigtemperatur erhöht wurde.
Als ein Verfahren zum Erhalten dieser Mikrostruktur untersucht wurde,
wurde herausgefunden, dass es eine gute Beziehung zwischen einer
Mikrostrukturur und einer Umwandlungsanfangstemperatur gab. Dies
liegt dar an, dass wenn Stahlerzeugnisse durch Ändern der Walzbedingungen aus
Stählen
mit verschiedenen Komponenten im Bereich von C: 0,002 – 0,020
Gew.%, Mn: 1,2 – 2,0
Gew.%, Ni: 0,0 – 2,0
Gew.%, T: 0,01 Gew.%, Nb: 0,005 – 0,08 Gew.%, B: 0,0010 – 0,0018
Gew.%, Cu: 0,0 – 1,22
Gew.% und Al: 0,01 – 0,100
Gew.% erhalten wurden, und die Beziehung zwischen der Umwandlungsanfangstemperatur
BS und der Mikrostruktur der Stahlerzeugnisse
untersucht wurde, während
sie nach dem Walzen abgekühlt
wurde, herausgefunden wurde, dass eine feine körnige Bainit-Ferrit-Struktur
erhalten werden konnte, wenn BS auf 670°C oder weniger
eingestellt wurde.
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Desweiteren ist es zu bevorzugen,
dass die Zusammensetzung der obigen Komponenten die folgende Formel
(1) oder (2) erfüllt.
130 Mn + 2500 Nb ≥ 296 (1)
130 Mn – 13 Ni + 2500 Nb + 55 Cu Z 296 (2)
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Da die Umwandlungsanfangstemperatur
Bs durch die Zusammensetzung der Komponenten
beeinflusst wurde, konnte, wenn eine Mehrfachregressionsanalyse
hinsichtlich der Mengen von Mn, Ni, Nb und Cu ausgeführt wurde,
die besonders deutlich BS änderten,
die Beziehung BS = 966 – 130 Mn + 13 Ni – 2500 Nb – 55 Cu
erhalten werden. Da andererseits die körnige Bainit-Struktur erhalten
werden kann, indem die Umwandlungsanfangstemperatur Bs auf
670°C oder
weniger eingestellt wird, ist es wichtig, dass die folgende Formel erfüllt wird.
966 – 130
Mn + 13 Ni – 2500
Nb – 55
Cu ≤ 670
Die
Umstellung der obigen Formel führt
zu der folgenden Formel.
130
Mn – 13
Ni + 2500 Nb + 55 Cu ≥ 296 (2) Wenn die Zusammensetzung der
Komponenten der obigen Formel (2) Ni und Cu nicht enthält, kann
die folgende Formel (1) erhalten werden.
130 Mn + 2500 Nb ≥ 296
(1) Man beachte, dass wenn die Umwandlungsanfangstemperatur
BS 670°C überschreitet,
die feine körnige
Bainit-Struktur nicht erhalten werden kann, ebenso wie wenn die
Kühlgeschwindigkeit
nach dem Walzen reduziert wird, die Festigkeit durch die Ausscheidung
von Ferrit unzureichend gemacht wird.
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Die vorliegende Erfindung ferner
dadurch gekennzeichnet, dass eine homogene Mikrostruktur, genauer
gesagt eine Mikrostruktur, von der mindestens 90% aus einer körnigen Bainit-Ferrit-Struktur
bestehen, praktisch unabhängig
von der Kühlgeschwindigkeit
nach dem Walzen erhalten werden kann, indem die Komponenten so eingestellt
werden, dass sie die obige Grundzusammensetzung ergeben. Dieses
Merkmal wird aus dem Experiment deutlich, dessen Ergenisse in 2 gezeigt werden.
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Das heißt, 2 zeigt das Ergebnis einer Untersuchung
der Zugfestigkeit von Stahlblechen, die erhalten wurden, indem eine
Kühlgeschwindigkeit
im Herstellungsprozess des Stahls zwischen 0,1°C/s und 50°C/s mehrmals geändert wurde,
dessen Komponenten erfindungsgemäß eingestellt
wurden (Beispiel der vorliegenden Erfindung) und herkömmlichen
Stahl (herkömmliches
Beispiel), der als Gebäudematerial
verwendet wird. Es wird aus 2 herausgefunden,
dass eine eindeutige Festigkeit durch die erfindungsgemäße Einstellung
der Komponenten erhalten werden kann, ohne von der Kühlgeschwindigkeit
abzuhängen.
Insbesondere wird die Variation der Werte YS und TS über einen
weiten Bereich der Kühlgeschwindigkeit
reduziert, was herkömmlicherweise
nicht erwartet werden konnte. Diese ergibt sich aus der Zugabe von
Mn, Ti und B in geeigneten Mengen. Daher wird selbst dann, wenn
sich die Kühlgeschwindigkeit
längs der
Dickenrichtung eines dicken Stahlblechs unterscheidet, die Festigkeit
nicht entsprechend abhängig
von der Kühlgeschwindigkeit
geändert,
und es kann ein dickes Stahlblech erhalten werden, dessen Mikrostruktur
und physikalischen Eigenschaften längs einer Dickenrichtung einheitlicher
sind.
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Man beachte, dass das Beispiel der
vorliegenden Erfindung enthielt: C: 0,013 Gew.%, Mn: 1,60 Gew.%,
Ti: 0,01 Gew.%, Nb: 0,065 Gew.%, B: 0,0015 Gew.% und Al: 0,035 Gew.%
und der Rest war Fe und unwesentliche Verunreinigungen. Andererseits
enthielt das herkömmliche
Beispiel: C: 0,14 Gew.%, Si: 0,4 Gew.%, Mn:1,31 Gew.%, Al: 0,024
Gew.%, Nb: 0,015 Gew.% und Ti: 0,013 Gew.%. Dann wurde eine Reihe von
dicken Stahlblechen mit einer Dicke von 50 mm hergestellt, indem
die Kühlgeschwindigkeit
im selben Herstellungs- prozess
geändert
wurde, und es wurde die Zugfestigkeit der Prüfstücke gemessen, die aus den jeweiligen
dicken Stahlblechen erhalten wurden.
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Die gleichzeitige Zugabe von V: 0,04 – 0,15 Gew.%
und N: 0,0035 – 0,0100
Gew.% zusätzlich
zu den obigen Grundkomponenten kann zu einer schnelleren Bildung
von feinem Bainit führen.
Das heißt,
wenn V zusammen mit N verwendet wird, hat es die Wirkung der Erzeugung
eines VN-Niederschlags und der Zunahme von in Bainit umgewandelten
Kristallisationskernen. Zu diesem Zweck sollten V und N in mindestens
0,04 Gew.% bzw. 0,0035 Gew.% enthalten sein. Wenn andererseits V
und N 0,15 Gew.% bzw. 0,0100 Gew.% überschreiten, wird keine Verbesserung
in einer schnelleren Bildung von feinen Bainit erhalten, und ferner
wird die Zähigkeit
eines geschweißten
Metalls und in der HAZ verschlechtert. Daher sollten sie in den
Bereichen von V: 0,04 – 0,15
Gew.% und N: 0,0035 – 0,0100
Gew.% enthalten sein.
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Zusätzlich kann die vorliegende
Erfindung optional den Grad der Festigkeit und Zähigkeit durch die Zugabe von
vorbestimmten chemischen Komponenten zu den obigen Grundkomponenten
steuern. Da die homogene Mikrostruktur, die erzielt worden ist,
nicht durch die Zugabe der neuen Komponenten beeinflusst wird, kann
dann leicht ein dickes Stahlblech hoher Festigkeit und/oder hoher
Zähigkeit
mit einer minimalen Variation der Eigenschaften erhalten werden.
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Erstens kann mindestens eine Komponente,
die aus Si: 0,60 Gew.% oder weniger, Cr: 0,2 Gew.% oder weniger,
Ni: 0,05 – 2,0
Gew.%, Mo: 0,5 Gew.% oder weniger, W: 0,5 Gew.% oder weniger, V:
0,005 – 0,04 Gew.%
und Cu: 0,05 – 0,7
Gew.% ausgewählt
wird, zugegeben werden, um die Festigkeit zu verbessern. Da diese
Komponenten wirksam sind, selbst wenn sie in einer geringen Menge
zugegeben werden, kann die Untergrenze der Zugabe wie gewünscht eingestellt
werden, mit der Ausnahme von V. Man beachte, dass wenn V im Bereich
von 0,04 – 0,15
Gew.% zugegeben wird, um Bainit fein zu machen, wie oben beschrieben,
auch eine Wirkung erwartet werden kann, die ähnlich zu der unten gezeigten
ist.
Si: 0,60 Gew.% oder weniger
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Da die Schweißbarkeit durch einen Si-Gehalt
beeinträchtigt
wird, der 0,60 Gew.% über schreitet,
wird er auf einen Bereich von 0,60 Gew.% oder weniger eingestellt.
Cr:
0,2 Gew.% oder weniger
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Obwohl Cr wirksam ist, die Festigkeit
eines Grundmetalls und eines geschweißten Abschnitts zu erhöhen, werden
die Schweißbarkeit
und die Zähigkeit
der HAZ durch sein Vorhandensein von mehr als 0,2 Gew.% verschlechtert,
und deshalb wird es im Bereich von 0,2 Gew.% oder weniger zugegeben.
Man beachte, dass es vorzuziehen ist, Cr in einer Menge von mindestens
0,05 Gew.% zuzugeben, um eine ausreichende Festigkeitserhöhungswirkung
zu erzielen.
Ni: 0,05 – 2,0
Gew.%
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Owohl Ni in einer Menge von 0,05
Gew.% oder mehr die Festigkeit und Zähigkeit verstärkt und
auch Rissen beim Walzen verhindert, die durch die Zugabe von Cu
verursacht werden, wird es im Bereich von 2,0 Gew.% oder weniger
hinzugegeben, da es kostspielig ist und die übermäßige Zugabe seine Wirkung nicht
verbessert.
Mo: 0,5 Gew.% oder weniger
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Obwohl Mo wirksam ist, die Festigkeit
bei normaler Temperatur und hoher Temperatur zu erhöhen, wird
es im Bereich von 0,5 Gew.% oder weniger zugegeben, da dessen Zugabe,
die 0,5 Gew.% überschreitet, die
Schweißbarkeit
verschlechtert. Es ist vorzuziehen, eine Untergrenze der Zugabe
auf 0,05 Gew.% einzustellen.
W: 0,5 Gew.% oder weniger
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Obwohl W wirksam ist, die Festigkeit
bei hoher Temperatur zu erhöhen,
wird es im Bereich von 0,5 Gew.% oder weniger zugegeben, da es kostspielig
ist und dessen Zugabe, die 0,5 Gew.% überschreitet, die Zähigkeit
verschlechtert. Man beachte, dass es vorzuziehen ist, die Untergrenze
der Zugabe auf 0,05 Gew.% einzustellen.
Cu: 0,05 – 0,7 Gew.%
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Da Cu wirksam ist, die Ausscheidung
und Festlösung
von Stahl zu verstärken
und die Umwandlungsanfangstemperatur Bs zu
senken, sollte es in 0,05 Gew.% oder mehr enthalten sein. Da andererseits
dessen Zugabe, die 0,7 Gew.% überschreitet,
die Kosten erhöht,
wird es in einer Menge von 0,7 Gew.% oder weniger zugegeben.
V:
0,005 – 0,04
Gew.%
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Obwohl V in 0,005 Gew.% oder mehr
zugegeben wird, um die Ausscheidung zu verstärken und um ferner die früheren γ-Körner einem
Pinning als VN oder VC zu unterziehen, wird die Obergrenze der Zugabe asuf
0,04 Gew.% eingestellt, da dessen Zugabe, die 0,04 Gew.% überschreitet,
seine Wirkung sättigt.
Ferner kann mindestens eine; Komponente, die aus Ca und einem seltenen
Erdmetall (REM) ausgewählt
wird, zugegeben werden, um die Zähigkeit
der HAZ zu verstärken.
Ca:
0,006 Gew.% oder weniger
Obwohl Ca wirksam ist, die Zähigkeit
der HAZ zu steigern, indem Sulfideinschlüsse kontrolliert werden, wird es
in 0,006 Gew.% oder weniger zugegeben, da dessen Zugabe, die 0,006
Gew.% überschreitet,
die Eigenschaft des Stahls verschlechtert, indem grobe Einschlüsse im Stahl
gebildet werden.
REM: 0,02 Gew.% oder weniger
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Obwohl REM die Zähigkeit der HAZ verbessert,
indem es als Oxysulfid das Wachstum von Austenitkörnern einschränkt, wird
es in 0,02 Gew.% oder weniger zugegeben, da dessen Zugabe, die 0,02
Gew.% überschreitet,
die Reinheit des Stahls verletzt.
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Man beachte, dass, da die Zugabe
von Ca und/oder REM unter 0,001 Gew.% ungenügend ist, um die Zähigkeit
der HAZ zu verbessern, wie oben beschrieben, es vorzugsweise in
0,001 Gew.% oder mehr zugegeben wird.
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Da der Stahl mit den obigen Komponenten
eine homogene körnige
Bainit-Ferrit-Struktur erzielen kann, indem dessen Komponenten auf
die obige Grundzusammensetzung kontrolliert werden, ist es nicht
notwendig, die Herstellungsbedingungen streng zu kontrollieren.
So kann, obwohl es ausreicht, das Stahlblech entsprechend der Praxis
herzustellen, die bei der Herstellung dieser Art Stahl verwendet
wird, der folgende Herstellungsprozess vorteilhafterweise eingesetzt
werden, um eine hohe Festigkeit und Schweißbarkeit zusammen mit der begrenzten
Variation des Materials und einer erhöhten Zähigkeit sicherzustellen.
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Das heißt, es ist zur Erhöhung der
Festigkeit und Verbesserung der Schweißbarkeit besonders wirksam,
einen Prozess, der die Erwärmung
einer Stahlplatte, deren Komponenten eingestellt werden, wie oben beschrieben, über einer
Temperatur innerhalb des Bereichs vom Ac3-Punkt
bis 1350°C,
und dann deren Kühlung
mit einer Geschwindigkeit von 10°C/
s oder weniger umfasst; oder einen Prozess zur Erwärmung der Stahlplatte
auf die Temperatur des Ac3-Punkts -1350°C, und Vollenden
deren Warmwalzens bei einer Endfertigtemperatur von 800°C oder mehr
und dann deren Kühlung
mit der Geschwindigkeit von 10°C/
s oder weniger durchzuführen.
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Ein Grund, warum die Erwärmungstemperatur
auf den Ac3-Punkt oder höher
eingestellt wird, ist es, die Mikrostruktur homogen zu machen, indem
sie anfänglich
austenitisch gemacht wird; wohingegen die Temperatur auf 1350°C oder weniger
eingestellt wird, da die Oberfläche
eines Stahlerzeugnis stark oxidiert wird, wenn die Erwärmungstemperatur
1350°C überschreitet.
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Ein Grund, warum die Kühlgeschwindigkeit
bei 10°C/s
oder weniger durchgeführt
wird, ist dass wenn sie 10°C/s überschreitet,
es schwieriger ist, eine feine körnige
Bainit-Ferrit-Struktur
zu erhalten, und die Zähigkeit
verschlechtert wird.
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Wenn das Warmwalzen durchgeführt wird,
ist es vorteilhaft, die Endfertigtemperatur auf 800°C oder mehr
einzustellen. Das heißt,
es gibt herkömmlicherweise
ein Problem, dass wenn die Fertigtemperatur gesenkt wird, um die
Zähigkeit
eines Si-Mn-Stahls sicherzustellen, ein Unterschied (im folgenden
als Festigkeitsunterschied in L-C bezeichnet) zwischen der Festigkeit
in eine Walzrichtung (L-Richtung) und der Festigkeit in die Richtung
senkrecht zur L-Richtung (C-Richtung) bewirkt wird. Um den Unterschied
der Festigkeit in L-C zu reduzieren, ist es wirksam, die Fertigtemperatur
zu erhöhen,
oder das Walzreduzierungsverhältnis
zu reduzieren. Wenn die Fertigtemperatur erhöht wird oder das Walzreduzierungsverhältnis reduziert
wird, wie oben beschrieben, tritt jedoch ein Problem auf, dass eine
Mikrostruktur nicht fein gemacht wird und die Zähigkeit verschlechtert wird.
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Da andererseits die erfindungsgemäße Zusammensetzung
der Komponenten die feine körnige
Bainit-Ferrit-Struktur zulässt,
die für
die Zähigkeit
vorteilhaft ist, die ohne die Ausführung von Walzen erhalten werden
soll, wird die Zähigkeit
nicht verschlechtert, selbst wenn die Fertigtemperatur erhöht wird
und das Walzreduzierungsverhältnis
reduziert wird, und ferner kann eine homogene und feine Mikrostruktur
ohne die Ausführung
von Frischen erhalten werden. Da die vorliegende Erfindung nicht
an dem herkömmlichen
nachteiligen Effekt leidet, kann daher der Unterschied der Festigkeit
in L-C reduziert werden, indem die Fertigtemperatur erhöht wird,
ohne die Zähigkeit
zu opfern.
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Platten von 100 mm Dicke wurden erhalten,
indem drei Arten von Stählen
geschmiedet wurden, das heißt,
ein Stahl der vorliegenden Erfindung (A) der enthielt: C: 0,013
Gew.%, Mn: 1,60 Gew.%, Ni: 0,3 Gew.%, Nb: 0,045 Gew.%, B: 0,0015
Gew.% und Cu: 0,5 Gew.%, ein herkömmlicher Stahl (B), der enthielt
C: 0,15 Gew.%, Si: 0,3 Gew.%, Mn: 1,4 Gew.%, V: 0,05 Gew.% und Nb:
0,015 und ein Vergleichsstahl (C) der enthielt: C: 0,022 Gew.%,
Si: 0,30 Gew.%, Mn: 1,75 Gew.%, Nb: 0,043 Gew.%, Ti: 0,0015 Gew.%
und B: 0,0012 Gew.%. Diese Platten wurden zu Stahlblechen von 70
mm Dicke in einer solchen Weise gemacht, dass sie für eine Stunde
auf 1150°C
erwärmt
wurden, mit einem Reduzierungsverhältnis von 30% bei verschiedenen
Fertigtemperaturen gewalzt wurden und dann an der Luft abgekühlt wurden.
Dann wurden verschiedene mechanische Eigenschaften an Prüfstücken untersucht,
die aus den so erhaltenen Stahlbleche an den Abschnitten von 1/2
und 1/ 4 in ihrer Dickenrichtung gesammelt wurden. Tabelle 1 zeigt
das Ergebnis dieser Untersuchung. Wie aus Tabelle 1 deutlich wird,
wird die Zähigkeit
des Stahls der vorliegenden Erfindung nicht verschlechtert, selbst
wenn die Fertigtemperatur auf 800°C
oder mehr eingestellt wird, bei der der Unterschied der Festigkeit in
L-C gesenkt wird.
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Beispiel
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Es wurden dicken Stahlbleche hergestellt,
wobei Stahlplatten verwendet wurden, deren Komponenten, wie in der
Tabelle 2 gezeigt, gemäß den Bedingungen
verschieden eingestellt wurden, die in der Tabelle 3 gezeigt werden.
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Die mechanischen Eigenschaften der
so erhaltenen dicken Stahlbleche wurden untersucht, indem ein Zugversuch
und ein Charpy-Versuch durchgeführt
wurden. Um die Zähigkeit
der HAZ zu bewerten, wurden Charpy-Versuchstücke gesammelt, nachdem die
Stahlbleche auf 1400°C
erwärmt
wurden und dann einem Glühzyklus
unterzogen wurden, um sie auf 800°C
bis 500°C
in 15 Sekunden abzukühlen
(was der Erwärmungsgeschichte
der HAZ entspricht, wenn ein dickes Stahlblech von 50 mm Dicke mit
der Eingangswärmemenge
von 45 kJ/cm geschweißt
wurde), und ihre absorbierte Charpy-Energie bei 0°C gemessen
wurde. Eine Prüfung
der maximalen Härte
wurde beruhend auf JIS Z3101 durchgeführt, nachdem die Prüfstücke bei
Raumtemperaturgeschweißtwurden.
Umferner die Variation der Festigkeit in die Dickenrichtung der
Bleche zu bewerten, wurde die Variation der Härte der Stahlbleche in die
Dickenrichtung untersucht, indem die Härte des Querschnitts der Stahlbleche
in einem Abstand von 2 mm gemessen wurde.
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Die Tabelle 4 zeigt das Ergebnis
dieser Untersuchungen. Wie in der Tabelle 4 gezeigt, wird herausgefunden,
dass die dicken Stahlbleche, die erfindungsgemäß erhalten wurden, eine Zugfestigkeit
von 570 MPa oder mehr und eine ausgezeichnete Zähigkeit aufweisen, und da sie
eine einheitliche Mikrostruktur aufweisen, die Variation der Härte in eine
Dickenrichtung sehr klein ist.
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Die durch die vorliegende Eifindung
erhaltenen Stahlerzeugnisse weisen keine Variation der physikalischen
Eigenschaften oder Mikrostruktur auf, die anderfalls durch die Kühlgeschwindigkeit
bewirkt werden würde,
die in einem Kühlprozess
verwendet wird, wenn sie in einem industriellen Maßstab hergestellt
werden. Daher ist es möglich,
eine stabile Versorgung in einem industriellen Maßstab von
Stahlerzeugnissen mit einer hohen Festigkeit und hohen Zähigkeit
bereitzustellen, die eine minimale Variation des Materials in eine
Dickenrichtung und eine ausgezeichnete Schweißbarkeit aufweisen, von deren
Nachfrage erwartet wird, dass sie in der Folgezeit zunimmt. Es wird
zu verstehen sein, dass die vorliegende Erfindung auch auf das Gebiet
von Formstählen
anwendbar ist.
