DE69800029T2

DE69800029T2 - Hochfester, hochzäher Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE69800029T2
Application number: DE69800029T
Authority: DE
Inventors: Kazuki Fujiwara; Masahiko Hamada; Yu-Ichi Komizo; Shuji Okaguchi
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-02-25
Filing date: 1998-02-25
Publication date: 2000-07-20
Anticipated expiration: 2018-02-26
Also published as: DE69800029D1; US6183573B1; CA2230396A1; NO320153B1; EP0861915A1; CA2230396C; US6045630A; NO980776D0; EP0861915B1; NO980776L

Description

TECHNISCHES GEBIET

Die vorliegende Erfindung betrifft einen hochzugfesten Stahl, der in Pipelines zum Transport von natürlichem Gas oder Rohöl und in verschiedenen Druckkesseln oder ähnlichem verwendet wird, und insbesondere einen hochzugfesten Stahl mit exzellenter Hemmfähigkeit gegenüber spröder Bruchausbreitung, exzellenten Eigenschaften an einer Schweißverbindung und einer Zugfestigkeit (TS) von nicht weniger als 900 MPa.

ZUGRUNDELIEGENDE TECHNIK

Bei Pipelines für die Beförderung von natürlichem Gas, Rohöl und ähnlichem über lange Distanzen sind die Anstrengungen auf eine Verbesserung der Fördereffizienz durch eine Erhöhung des Betriebsdrucks fokussiert worden. Um es einer Pipeline zu ermöglichen, einer Zunahme im Betriebsdruck zu widerstehen, ist es eine denkbare Methode, die Wanddicke eines konventionellem Qualitätsstahl mit Festigkeit, der für das Rohr verwendet wird, zu erhöhen. Diese Methode führt jedoch einer Reduktion der Schweißeffizienz an der Baustelle und einer Reduktion der Effizienz beim Pipelinebau aufgrund einer Zunahme des strukturellen Gewichts. Deshalb hat es eine zunehmende Forderung nach Begrenzung der Zunahme der Wanddicke des Stahlrohrs durch Verbesserung der Festigkeit der Stahlprodukte, die für das Rohr verwendet werden, gegeben. Als eine Maßnahme, um diese Forderung zu erfüllen, hat kürzlich das Amerikanische Petroleum Institut (API) den X80 Qualitätsstahl standardisiert und diesen Stahl zur praktischen Anwendung gebracht. Die Bezeichnung "X80" gibt eine Streckgrenze (YS) von nicht weniger als 80 ksi (ungefähr 551 MPa) an.
Weiterhin sind einige Verfahren zur Herstellung von hochfesten Stählen der X100- oder X120-Qualität, basierend auf der Technik der Herstellung des X80- Qualitätsstahls, vorgeschlagen worden. Insbesondere sind X100- bis X120- Qualitätsstähle vorgeschlagen worden, deren Festigkeit unter Verwendung von Kupferausscheidungshärtung und ein Verfahren zur Herstellung derselben (offengelegte Japanische Patentanmeldung (kokai) Nr. 8-104922, 8-209287 und 8- 209288) erreicht wird, sowie Stahl mit einem erhöhten Mn-Anteil und einem Verfahren zur Herstellung desselben (offengelegte Japanische Patentanmeldung (kokai) Nr. 8-209290 und 8-209291).
Die früheren Stahlprodukte, die durch Verwendung von Ausscheidungshärtung hergestellt werden, haben sicherlich eine exzellente Feldschweißbarkeit und eine hohe Grundmetallfestigkeit, da die Härte an der Wärmeeinflußzone an der Schweißverbindung abnimmt. Aufgrund der Kupferausscheidungen, die in der Matrix verteilt sind, ist jedoch die Hemmfähigkeit gegenüber spröder Bruchausbreitung (nachfolgend als "Hemmfähigkeit" bezeichnet) nicht ausreichend verwirklicht. Die Hemmfähigkeit ist eine Eigenschaft, die von Stahlprodukten gefordert wird, um ein desaströses Ereignis zu verhindern, bei welchem eine geschweißte Stahlstruktur plötzlich aufgrund eines spröden Bruchs kollabieren würde.
Im allgemeinen trägt die Gestaltung einer geschweißten Stahlstruktur der Anwesenheit von Defekten in einem bestimmten Ausmaß in geschweißten Verbindungen Rechnung. Selbst wenn ein spröder Riß von einem Defekt, der in einer geschweißten Verbindung vorhanden ist, ausgeht, könnte, falls das Basismetall die Ausbreitung des spröden Risses hemmen kann, ein desaströses Ereignis verhindert werden. Entsprechend müssen für große geschweißte Stahlstrukturen die geschweißten Verbindungen eine erforderliche Anti-Riß-Einleitungseigenschaft (nachfolgend als "Einleitungseigenschaft" bezeichnet) aufweisen, und das Basismetall muß die erforderliche Hemmfähigkeit haben. Natürlich muß in einigen Fällen die Einleitungseigenschaft für das Basismetall erforderlich sein. Die Einleitungseigenschaft und die Hemmfähigkeit sind weder unabhängig noch ohne Beziehung zueinander. Beispielsweise werden in dem Fall, bei welchem die Härtung durch kohärente Ausscheidung von Ausscheidungen eingeführt wird, beide Eigenschaften beeinträchtigt. Ein anderer Faktor - beispielsweise die Mikrostrukturverfeinerung - bewirkt einen großen Effekt auf die Verbesserung der Einleitungseigenschaft, aber nur einen geringen (nicht Null) Effekt auf die Verbesserung der Hemmfähigkeit. Bei der Diskussion dieser zwei Eigenschaften muß beachtet werden, daß ein bestimmter Schlagversuch ein Testergebnis bereitstellt, das die zwei Eigenschaften reflektiert. Der Charpy-Schlagversuch stellt ein Testergebnis bereit, das diese zwei Eigenschaften reflektiert, aber es wird gesagt, daß er die Einleitungseigenschaft in einem größeren Maß reflektiert. Um ein Testergebnis zu erhalten, das lediglich die Hemmfähigkeit reflektiert, muß ein DWTT oder ein Doppelzugversuch, der später im Abschnitt BEISPIEL beschrieben wird, oder ein ähnlicher Versuch eingesetzt werden. Derartige Versuche verwenden ein relativ großes Teststück, in welchem ein Abschnitt, wo ein spröder Riß beginnt, und ein Abschnitt, wo ein spröder Riß gehemmt wird, voneinander getrennt sind. Historisch sind diese zwei Eigenschaften nicht voneinander differenziert worden, und eine Eigenschaft, die durch den Charpy-Schlagversuch oder ähnliches erhalten wurde, ist als "Zähigkeit" bezeichnet worden. Sogar heutzutage schließt normalerweise sogenannte Zähigkeit die Hemmfähigkeit und die Einleitungseigenschaft ein. Nachfolgend bezeichnet die Zähigkeit, sofern nicht anders ausgeführt, sowohl die Hemmfähigkeit als auch die Einleitungseigenschaft.
Der hoch-Mn-haltige Stahl, der in der offengelegten Japanischen Patentanmeldung (kokai) Nr. 8-209290 offenbart ist, kann die erforderliche Härtbarkeit durch den Gehalt einer großen Menge an Mn erreichen, was relativ günstig ist, um dadurch die Verwendung von Nickel und Molybdän zu reduzieren, die teuere Legierungse lemente sind. Wenn jedoch der Mn-Gehalt erhöht wird und der Ni-Gehalt verringert wird, wird eine Schweißverbindung nicht die erforderliche Einleitungseigenschaft erreichen, und das Basismetall wird nicht die erforderliche Hemmfähigkeit erreichen. Ein Stahlprodukt, welches als ein Basismetall eine relativ niedrige Hemmfähigkeit aufweist, ist nicht bei einer wichtigen geschweißten Stahlstruktur einsetzbar, und somit sind seine Anwendungen begrenzt. "Eigenschaften von Schweißverbindungen" beinhalten die Zähigkeit, insbesondere sowohl "die Einleitungseigenschaft" und "die Festigkeit" einer geschweißten Verbindung. Eine "geschweißte Verbindung" bezeichnet normalerweise sowohl die Wärmeeinflußzone (einschließlich der sogenannten "Verbindung"; nachfolgend abgekürzt als HAZ) als auch das geschweißte Metall. Nachfolgend bezeichnet jedoch, sofern nicht anders bezeichnet, eine geschweißte Verbindung nur die HAZ.
Für die oben erwähnten Pipelines ist geplant, den Hochdruckbetrieb in der nahen Zukunft anzuwenden. Zur Vorbereitung für derartige Anwendungen besteht ein Bedarf für X120-Qualitätsstahlprodukte, die die erforderliche Hemmfähigkeit aufweisen. Der X120-Qualitätsstahl muß eine YS von nicht weniger als 850 MPa aufweisen. In diesem Fall wird die Zugfestigkeit eines derartigen Stahls 900 MPa oder höher. Stahlprodukte für den Gebrauch bei Pipelines mit einem derartig hohen Festigkeitsgrad und ausreichender Hemmfähigkeit sind bisher nicht in die praktische Anwendung gelangt.

OFFENBARUNG DER ERFINDUNG

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, einen hochzugfesten Stahl bereitzustellen, der eine exzellente Hemmfähigkeit, exzellente Einleitungseigenschaften an einer geschweißten Verbindung und eine Zugfestigkeit von nicht weniger als 900 MPa aufweist, sowie ein Verfahren zur Herstellung desselben. Die spezifische Zielleistung wird nachfolgend beschrieben. Teststücke und die Natur der Tests, insbesondere DWTT (Drop Weight Tear Test) zur Ermittlung der Hemmfähigkeit werden im Abschnitt BEISPIELE beschrieben.

1. Leistungsfähigkeit des Basismetalls

TS: nicht weniger als 900 MPa (es gibt kein besonderes oberes Limit der TS, aber ungefähr 1.050 MPa können als eine Standardobergrenze verwendet werden).
Hemmfähigkeit: 85% FATT (Fibrous Appearance Transition Temperature), wie mit DWTT gemessen, ist nicht größer als -30ºC.
Einleitungseigenschaft: vE-40 (absorbierte Energie bei -40ºC) ≥ 150 J, wie bei dem 2 mm-V-Kerben-Charpy-Schlagversuch gemessen.

2. Schweißverhalten

TS der geschweißten Verbindung: nicht weniger als 900 MPa Einleitungseigenschaft: vE-20 ≥ 150 J, wie mit dem 2 mm-V-Kerben-Charpy- Schlagtest, ausgeführt bei der HAZ, gemessen Baustellen-Schweißbarkeit: Temperatur zur Verhinderung der Rißbildung, gemessen mit dem Y-Nut-Einspannungsrißtest, ist nicht größer als Raumtemperatur.
Bei dem Versuch, einen hochzugfesten Stahl mit einer TS von nicht weniger als 900 MPa, exzellenter Hemmfähigkeit und exzellenten Eigenschaften der Verbindung, wenn sie bei einer relativ großen Wärmeeinwirkung (3-10 kJ/mm) geschweißt worden ist, zu erhalten, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung verschiedene Arten von Stählen mit unterschiedlichen Zusammensetzungen und Mikrostrukturen untersucht und haben das Nachfolgende herausgefunden.
a) Bei einem Ni-Anteil über 1,2 Gew.-% können sogar hochzugfeste Stähle mit einer TS von nicht weniger als 900 MPa eine exzellente Hemmfähigkeit und exzellente Zähigkeit der HAZ annehmen.
b) Chemische Zusammensetzung muß innerhalb der nachfolgenden Grenzen liegen.
Soweit Stahlprodukte mit einer relativ geringen Dicke betrachtet werden, wird die obere Grenze des Kohlenstoffäquivalents gemäß der Anwesenheit oder der Abwesenheit von B gesetzt, um überschüssige Härtung, d. h. einen überschüssigen Volumenanteil von Martensit, wie 100% Martensit, zu vermeiden.
Auch die untere Grenze des Kohlenstoffäquivalents wird entsprechend der Anwesenheit oder Abwesenheit von B festgelegt, um die erforderliche Festigkeit zu erreichen.
c) Um die Hemmfähigkeit des Basismetalls zu verbessern, ist es wünschenswert, eine gemischte Struktur von unterem Bainit und Martensit, welche mit einem geeigneten Verhältnis gemischt sind, einzusetzen. Weiterhin sollte, um die gemischte Struktur zu verfeinern, die Versetzungsdichte, die durch die Umformung angehäuft wurde, hoch genug sein, so daß die Keimdichte für unteren Bainit ansteigt. Somit wird das Aspektverhältnis von früheren Austenit-Körnern (nachfolgend kann "Austenit" als "γ" geschrieben werden), welches eine gute Übereinstimmung mit der Versetzungsdichte aufweist, auf nicht weniger als 3 gesetzt.
Das Wesentliche der vorliegenden Erfindung basierend auf den obigen Erkenntnissen und Tests, die an der Produktionsstelle durchgeführt wurden, wird vervollständigt und soll den hochzugfesten Stahl, wie in Anspruch 1 beschrieben, bereitstellen, und das Verfahren zur Herstellung der Stähle wird durch Anspruch 7 angegeben. Bevorzugte Ausführungsformen sind in den abhängigen Ansprüchen wiedergegeben.
Die oben beschriebenen hochzugfesten Stähle beziehen sich primär auf Stahlplatten, sind jedoch nicht auf diese beschränkt und können sich auf warmgewalzte Stähle oder Stabstähle beziehen. Die oben beschriebenen hochzugfesten Stähle umfassen auch nicht nur Stähle, die die Legierungselemente in den oben beschriebenen Gehaltsbereichen enthalten, sondern auf Stähle, die über die Legierung hinaus Elemente enthalten, die als Spurenelemente bekannt sind und keine signifikanten Änderungen im Stahlverhalten verursachen.
Der durchschnittliche Zustand der Mikrostruktur muß die Bedingung (C) an der Oberflächenschicht, bei einem Viertel der Plattendicke und bei der Hälfte der Plattendicke erfüllen. Die restlichen Phasen, welche andere sind als die gemischte Struktur von Martensit und unterem Bainit, sind restliches γ, oberer Bainit und andere Minderheitsphasen.
Wenn restliches γ in der Mikrostruktur enthalten ist, kann sein Profil, das durch Röntgenbeugung erhalten wird, für die Quantifizierung analysiert werden. Der Volumenanteil von restlichem γ ist jedoch gewöhnlicherweise vernachlässigbar.
Um den Volumenanteil der gemischten Struktur aus Martensit und unterem Bainit zu messen, wird eine dünne Probe durch ein Transmissions- Elektronenmikroskop oder eine extrahierte Replica durch ein Elektronenmikroskop beobachtet. Insbesondere ein extrahiertes Replica ist nützlich, da es die klare Identifikation des Unterschiedes in der Ausscheidungsform der Carbide (Zement) im Martensit oder unterem Bainit ermöglicht. Ferner ermöglicht ein extrahiertes Replica nicht nur die Beobachtung eines lokalen Bereichs, sondern eines relativ weiten Bereichs.
Um einen durchschnittlichen Anteil der gemischten Struktur von Martensit und unterem Bainit in bezug auf die gesamte Mikrostruktur unter Verwendung einer extrahierten Replica zu messen, ist es wünschenswert, die Prozentwerte, die von 10 bis 30 Beobachtungsfeldern, die bei ungefähr 2000-facher Vergrößerung beobachtet wurden, zu mitteln. Die Beobachtung durch ein Transmissions- Elektronenmikroskop einer dünnen Probe ermöglicht die genaue Messung, erfordert jedoch höhere Vergrößerung. Entsprechend wird die Abdeckung eines einzelnen Beobachtungsfeldes enger. Somit ist es bei der Beobachtung mit dem Transmissions-Elektronenmikroskop bevorzugt, 50 bis 100 Beobachtungsfelder, die beobachtet werden sollen, zu beobachten, um den korrekten Durchschnittsprozentsatz zu erhalten.
Eine frühere γ-Korngrenze bezeichnet die Korngrenze von nichtkristallisierten γ- Körnern, bei welchen die Umwandlung zu der vorher bezeichneten gemischten Struktur sofort stattfindet. Wenn eine gemischte Struktur als eine Hauptphase (sofern nicht proeutektoider Ferrit erzeugt wird) erzeugt wird, wird die frühere γ- Korngrenze klar identifiziert, sogar nach der Umwandlung. Das Aspektverhältnis der früheren γ-Korngrenze wird ebenfalls in der Form eines Durchschnittswertes dargestellt. Das Aspektverhältnis bezieht sich auf einen Wert, der durch Teilen der Länge (größerer Durchmesser) eines früheren γ-Korns, gemessen in der Walzrichtung, durch die Breite (geringerer Durchmesser) des früheren γ-Korns, gemessen in der Richtung der Plattendicke, erhalten wird.
Die "Nicht-Rekristallisations-Temperaturzone" betrifft eine Temperaturzone, in welcher Kristalle, die durch das Walzen deformiert sind, nicht deutlich rekristalilsieren. Für einen Nb-haltigen Stahl mit einer TS von nicht weniger als 900 MPa gemäß der vorliegenden Erfindung ist die Nicht-Rekristallisations- Temperaturzone eine Temperaturzone von nicht höher als 950ºC. Entsprechend betrifft das "akkumulierte Reduktionsverhältnis bei der Nicht-Rekristallisations- Temperaturzone" einen Wert, der durch Teilen der Menge (Plattendicke bei 950ºC - Endplattendicke) durch die Plattendicke bei 950ºC erhalten wird.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist eine Tabelle, die einen Teil (Hauptelemente) der chemischen Zusammensetzung des hochzugfesten Stahls, der in den Beispielen verwendet wird, zeigt.
Fig. 2 ist eine Tabelle, die einen Teil (optionale Elemente) der chemischen Zusammensetzung des hochzugfesten Stahls, der bei den Beispielen verwendet wird, zeigt.
Fig. 3 ist eine Tabelle, die ein Verfahren zur Herstellung des hochzugfesten Stahls, der in den Beispielen verwendet wird, zeigt.
Fig. 4 ist eine Ansicht, die die Mikrostruktur des hochzugfesten Stahls, der in den Beispielen verwendet wird, zeigt.
Fig. 5 ist eine Tabelle, die die Testergebnisse von dem hochzugfesten Stahl, der in den Beispielen verwendet wird, zeigt.

BESTE MÖGLICHKEIT ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG

Die Gründe für die oben beschriebenen Beschränkungen, die bei der vorliegenden Erfindung verwendet werden, werden nun beschrieben. In der nachfolgenden Beschreibung wird vorausgesetzt, daß der hochzugfeste Stahl eine Stahlplatte oder ein heißgewalztes Stahlcoil ist.

1. Legierungselemente

"%", das dem Gehalt eines Legierungselements anzeigt, betrifft "Gew.-%".
C: 0,02 bis 0,1%
C ist wirksam zur Erhöhung der Festigkeit. Um bei dem Stahl der vorliegenden Erfindung eine TS von nicht weniger als 900 MPa zu haben, darf der Kohlenstoffgehalt nicht weniger als 0,02% betragen. Falls jedoch der Kohlenstoffgehalt über 0,1% liegt, so ist nicht nur die Hemmfähigkeit des Basismetalls und die Einleitungseigenschaft beeinträchtigt, sondern auch die Baustellenschweißbarkeit ist deutlich beeinträchtigt. Deshalb wird die obere Grenze des Kohlenstoffgehalts auf 0,1% bestimmt. Um ferner die Festigkeit und Hemmfähigkeit zu verbessern, ist der Kohlenstoffgehalt vorzugsweise 0,04% bis 0,085%.
Si: nicht größer als 0,6%
Si hat einen hohen Deoxidationseffekt. Falls der Siliciumgehalt 0 ist, steigt der Verlust an Aluminium während der Deoxidation. Entsprechend soll die untere Grenze des Siliciumgehalts vorzugsweise beispielsweise bei ungefähr 0,01% sein. Im Gegensatz, falls der Siliciumgehalt 0,6% übersteigt, nimmt nicht nur die Zähigkeit der HAZ ab, sondern es wird auch das Formvermögen beeinträchtigt. Deshalb wird die obere Grenze des Siliciumgehalts auf 0,6% bestimmt. Um ferner die Zähigkeit der HAZ zu verbessern, ist der Siliciumgehalt vorzugsweise nicht größer als 0,3%. Wenn eine ausreichende TS durch die Zugabe anderer Elemente angenommen wird, ist der Siliciumgehalt vorzugsweise nicht größer als 0,1%.
Mn: 0,2% bis 2,5%
Mn ist wirksam für die Erhöhung der Festigkeit und wird somit einer Menge von nicht weniger als 0,2% zugefügt, um so eine erforderliche Festigkeit zu erreichen. Falls jedoch der Mn-Gehalt über 2,5% liegt, werden die Hemmfähigkeit des Basismetalls und die Einleitungseigenschaft der HAZ beeinflußt.
Entsprechend ist der Mn-Gehalt für hochzugfeste Stähle mit einer TS von nicht weniger als 900 MPa auf nicht mehr als 2,5% beschränkt. Zusätzliches Mn beschleunigt ebenso die Zentrumssegregation während der Erstarrung beim Gießprozeß. Insbesondere führt bei hochzugfesten Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung zusätzliches Mn Schweißrisse und Defekte, die durch Wasserstoff verursacht werden, ein. Deshalb muß eine Zugabe von Mn in einer Menge, die 2,5% übersteigt, vermieden werden.
Auch wenn der Mn-Gehalt auf weniger als 1,7% begrenzt ist, wird die Zentrumssegregation deutlich reduziert. Entsprechend ist bei Anwendung in einer Umgebung, bei welcher wasserstoffreduzierte Rißbildung entlang eines Zentrumssegregationsbereichs wahrscheinlich auftreten kann, Mn in einer Menge von weniger als 1,7% enthalten. Für Stahl, der bei Pipelines eingesetzt werden soll, wird allgemein ein Mn-Gehalt von weniger als 1,7% eingesetzt. Bei der Anwendung für andere Strukturen ist ein Mn-Gehalt von 1,7% bis 2,5% aus ökonomischen Gründen vorteilhaft.
Ni: größer als 1, 2%, aber nicht größer als 2,5%
Ni ist wirksam zur Erhöhung der Festigkeit und zur Verbesserung der Zähigkeit, insbesondere der Hemmfähigkeit. Ni ist auch besonders deutlich wirksam zur Verbesserung der Zähigkeit der HAZ durch die Steuerung der Form der Carbidausscheidungen in der HAZ. Entsprechend muß der Ni- Gehalt über 1, 2% sein. Falls jedoch der Ni-Gehalt über 2,5% ist, wird die Härtung für den Plattendickenbereich der Pipelines übertrieben; konsequenterweise wird kein unterer Barnit gebildet. Deshalb wird der Effekt des Teilens des γ-Korns durch den unteren Bainit nicht erhalten, was dazu führt, daß die Verbesserung der Basismetallzähigkeit fehlt. Deshalb wird der Ni-Gehalt so bestimmt, daß er nicht größer als 2,5% ist.
Nb: 0,01% bis 0,1%
Nb ist wirksam zur Verfeinerung der γ-Körner während der thermomechanischen Behandlung und ist somit in einer Menge von nicht weniger als 0,01% enthalten. Falls jedoch der Nb-Gehalt über 0,1% liegt, ist nicht nur die Zähigkeit der HAZ beeinträchtigt, sondern auch die Baustellenschweißbarkeit wird deutlich beeinträchtigt. Deshalb wird die obere Grenze des Nb-Gehalts auf 0,1% festgelegt. Um die Mikrostruktur des Basismetalls zu verfeinern und die Zähigkeit der HAZ zu verbessern, ist der Nb-Gehalt vorzugsweise 0,02% bis 0,05%.
Ti: 0,005% bis 0,03%
Ti ist wirksam zur Verhinderung des Wachstums von γ-Körnern während der Wärmebehandlung einer Bramme und ist somit in einer Menge von nicht weniger als 0,005% enthalten. Insbesondere bei Nb enthaltenden Stählen ist Ti wirksam in einer Spurenmenge von nicht weniger als 0,005% enthalten, um so die Bildung von Rissen in der Oberfläche einer kontinuierlich gegossenen Bramme zu verhindern, welche sonst durch die Zugabe von Nb beschleunigt würde. Auf der anderen Seite, falls der Ti-Gehalt über 0,03% liegt, wird TiN grob, wodurch der γ-Kornverfeinerungseffekt rückgängig gemacht wird. Deshalb wird der Ti-Gehalt auf nicht mehr als 0,03% festgelegt.
N: 0,001% bis 0,006%
N ist an Ti gebunden, um TiN zu bilden, wodurch das Wachstum der γ- Körner während der Brammenwiedererwärmung und dem Schweißen unterdrückt wird. Um einen derartigen Effekt zu erhalten, wird die untere Grenze für den Stickstoffgehalt auf 0,001% festgelegt. Auf der anderen Seite verursacht eine Zunahme an N eine Beeinträchtigung der Brammenqualität und eine Beeinträchtigung der Zähigkeit der HAZ aufgrund einer Zunahme des im Feststoff gelösten N. Deshalb ist die obere Grenze des Stickstoffgehalts auf 0,006% festgelegt.
Al: nicht größer als 0,1%.
Al wird normalerweise dem geschmolzenen Stahl als Deoxidierer zugesetzt. Mit Ausnahme von Al in der Oxidform ist Al in erstarrtem Stahl in der Form von solAl wie Al in Feststofflösung und AlN enthalten. AIN bewirkt wirksam eine Verfeinerung der Mikrostruktur. Somit ist Al, um die Zähigkeit des Basismetalls zu verbessern, vorzugsweise in einer Menge von nicht weniger als 0,005% enthalten. Da jedoch zusätzliches Al die Vergröberung von Einschlüssen, wie Oxiden, verursacht, und somit die Reinheit des Stahls und auch die Zähigkeit der HAZ beeinträchtigt, ist die obere Grenze des Al-Gehalts auf 0,1% festgelegt. Um eine günstige Einleitungseigenschaft der HAZ zu erhalten, ist die obere Grenze vorzugsweise bei 0,06%, insbesondere bei 0,05%.
Cu: 0% bis 0,6%
Cu muß nicht enthalten sein. Da Cu jedoch sehr wirksam für die Erhöhung der Festigkeit ist, wird Cu bei Stahl zugesetzt, dessen Kohlenstoffgehalt zum Gebrauch in einer Umgebung, wo Schweißrißbildung wahrscheinlich auftreten kann, niedrig gemacht ist, und welche noch die erforderliche Festigkeit aufweisen muß. Falls der Cu-Gehalt niedriger als 0,2% ist, ist der Einfluß auf die Erhöhung der Festigkeit schwach. Entsprechend ist, wenn Cu zugesetzt werden soll, der Cu-Gehalt vorzugsweise nicht niedriger als 0,2%. Dagegen ist, falls der Cu-Gehalt über 0,6% ist, die Zähigkeit beeinträchtigt. Deshalb wird die obere Grenze des Cu-Gehalts auf 0,6% festgelegt. Ferner ist zur Verbesserung der Zähigkeit der Cu-Gehalt vorzugsweise nicht größer als 0,4%.
Cr: 0% bis 0,8%
Cr muß nicht enthalten sein. Da jedoch Cr zur Erhöhung der Festigkeit wirksam ist, wird Cr zugesetzt, wenn der Kohlenstoffgehalt zur Verbesserung der Festigkeit verringert werden muß. Falls der Cr-Gehalt niedriger als 0,15% ist, ist der Effekt nicht ausreichend ausgeprägt. Entsprechend ist, wenn Cr zugesetzt werden soll, der Cr-Gehalt vorzugsweise nicht niedriger als 0,15%. Dagegen wird, falls der Cr-Gehalt über 0,8% liegt, die Zähigkeit beeinträchtigt. Deshalb wird die obere Grenze des Cr-Gehalts auf 0,8% festgelegt. Für eine weitere ausgeglichene Verbesserung der Zähigkeit und der Festigkeit ist der Cr-Gehalt vorzugsweise bei 0,3% bis 0,7%.
Mo: 0% bis 0,6%
Mo muß nicht enthalten sein. Da Mo jedoch wirksam zur Verbesserung der Festigkeit ist, wird Mo zugesetzt, wenn der Kohlenstoffgehalt verringert wird. Falls der Mo-Gehalt niedriger als 0,1% ist, ist die Wirkung schwach. Entsprechend wird, wenn Mo zugefügt werden soll, der Mo-Gehalt vorzugsweise nicht niedriger als 0,1% sein. Dagegen wird, falls der Mo-Gehalt über 0,6% liegt, die Zähigkeit beeinträchtigt. Deshalb wird die obere Grenze des Mo-Gehalts auf 0,6% festgelegt. Um zu erreichen, daß die Festigkeit und die Zähigkeit in günstigere Bereiche fallen, reicht der Mo-Gehalt vorzugsweise von 0,3% bis 0,5%.
V: 0% bis 0,1%
V muß nicht enthalten sein. Da V jedoch, falls zugefügt, die Festigkeit ohne signifikante Erhöhung der Härtbarkeit steigert, wird V zugesetzt, wenn die erforderliche Festigkeit ohne Erhöhung der Härtbarkeit erreicht werden soll. Falls der V-Gehalt geringer als 0,01% ist, ist die Wirkung schwach. Entspre chend wird, wenn V zugefügt werden soll, der V-Gehalt vorzugsweise nicht geringer als 0,01% sein. Dagegen wird, falls der V-Gehalt über 0,1% liegt, die Zähigkeit beeinträchtigt. Deshalb wird die obere Grenze des V-Gehalts auf 0,1% festgelegt. Zur Erreichung der vorteilhaften Zähigkeit und Festigkeit beträgt der V-Gehalt vorzugsweise 0,01% bis 0,06%.
Ca: 0% bis 0,006%.
Ca muß nicht enthalten sein. Ca bildet jedoch, falls zugesetzt, zusammen mit Mn, S, O oder ähnlichem Sulfate oder Oxide, um dadurch die Körner der HAZ zu verfeinern. Folglich wird Ca vorzugsweise zugefügt, insbesondere, wenn die Einleitungseigenschaft einer geschweißten Verbindung verbessert werden soll. Falls der Ca-Gehalt niedriger als 0,001% ist, ist die Wirkung schwach. Entsprechend ist der Ca-Gehalt, wenn Ca zugefügt werden soll, vorzugsweise nicht geringer als 0,001%. Dagegen nehmen, falls der Ca-Gehalt über 0,006% ist, nichtmetallische Einschlüsse im Stahl zu, die innere Defekte verursachen. Deshalb wird der Ca-Gehalt auf nicht mehr als 0,006% festgelegt.
B und Ceq (Härtbarkeit):
In dem Bereich des Stahls, der von dem Oberflächenschichtbereich zum Zentrumsbereich in Richtung der Dicke reicht, muß die Härtbarkeit eingestellt werden, damit die Mikrostruktur die Bedingung (c) erfüllt. Die Wirkung von C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo und V auf die Härtbarkeit wird mittels des Kohlenstoffäquivalents Ceq ermittelt, in welchem die Gehalte der Elemente enthalten sind. Bei der vorliegenden Erfindung ist der Bor-Gehalt nicht im Ceq enthalten. Da jedoch sogar Spurenmengen von B zur Verbesserung der Härtbarkeit beitragen, würde der Zusatz von B berücksichtigt werden. Neben anderen Elementen verbessert Nb in fester Lösung die Härtbarkeit. Wenn jedoch Stahl durch thermomechanische Behandlung hergestellt wird, scheiden sich Nb(CN)-Ausscheidungen während des Warmwalzens aus; somit variiert die Dichte des im Feststoff gelösten Nb nicht signifikant bei einem Nb-Gehalt, der von 0,01% bis 0,1% reicht. Alle Stähle der vorliegenden Erfindung enthalten Nb in einer Menge des Bereichs. Somit ist es für die vorliegende Erfindung nicht notwendig, Nb als einen Faktor der Veränderung der Härtbarkeit zu berücksichtigen. Dies gilt ebenfalls für Si, da der Beitrag von Si zur Verbesserung der Härtbarkeit gering ist.
Falls der Bor-Gehalt nicht größer als 0,0004% ist, wird keine Wirkung auf die Verbesserung der Härtbarkeit beobachtet. Entsprechend muß, wenn die Härtbarkeit durch die Zugabe von B erhöht werden soll, der Bor-Gehalt über 0,0004% sein. Dagegen wird, falls der Bor-Gehalt über 0,0025% liegt, die Zähigkeit der HAZ deutlich beeinträchtigt. Deshalb wird die obere Grenze des Bor-Gehalts auf 0,0025% festgelegt. Zur Erreichen einer ausreichenden Zähigkeit und Härtbarkeit der HAZ liegt der Bor-Gehalt vorzugsweise bei 0,0005% bis 0,002%. Wenn der Bor-Gehalt größer als 0,0004%, aber nicht größer als 0,0025% ist, sollte der Kohlenstoffäquivalentwert niedriger als der von Stahl sein, in welchem die Wirkung von Bor nicht bewirkt wird (bezeichnet als "B-freier Stahl", dessen Bor-Gehalt von 0% bis 0,0004% reicht), um dadurch eine übermäßig gehärtete Mikrostruktur zu vermeiden, die andernfalls aufgrund intensivierter Härtbarkeit auftreten würde. Das heißt, der Wert des Kohlenstoffäquivalents Ceq wird im Bereich von 0,4% bis 0,58% festgelegt. Falls der Ceq-Wert niedriger als 0,4% ist, ist, sogar wenn die Wirkung der Verbesserung der Härtbarkeit durch Zugabe von B in ausreichender Weise erreicht wird, schwierig, eine TS von 900 MPa zu erreichen. Somit wird der Ceq-Wert bei nicht weniger als 0,4% festgelegt. Dagegen ist, falls der Ceq-Wert über 0,58% liegt, die Härtbarkeit zusammen mit der Wirkung von B exzessiv erhöht, und entsprechend ist die Zähigkeit beeinträchtigt. Deshalb wird der Ceq-Wert auf nicht mehr als 0,58% festgelegt. Die oben beschriebenen Bedingungen bezüglich B und Ceq entsprechend der Bedingung (b) in der Erfindung (1).
B hat nicht die Wirkung der Erhöhung der Härtbarkeit der HAZ. Somit wird die Härtung auf ein Ausmaß beschränkt, das einer Reduzierung des Ceq- Werts entspricht, wodurch die Empfindlichkeit der Schweißrißbildung von B enthaltenden Stellen verringert wird. B neigt dazu, die Durchschnittslänge von Martensit und unterem Bainit in ihrer Wachstumsrichtung zu erhöhen und so die Zähigkeit zu erniedrigen. Somit sollte, wenn eine geringe Zunahme in der Empfindlichkeit für Schweißrißbildung akzeptabel ist und eine exzellente Zähigkeit erreicht werden soll, borfreie Stähle angepaßt werden, das heißt ein Bor-Gehalt von 0% bis 0,0004% wird verwendet. Für B-freie Stähle wird ein Ceq-Wert von 0,53% bis 0,7% verwendet, um die erforderliche Härtbarkeit des Basismetalls zu erreichen. Fals der Ceq-Wert niedriger als 0,53% ist, wird die Härtbarkeit ungenügend, was dazu führt, daß nicht erreicht wird, ein TS von nicht weniger als 900 MPa zu erreichen. Dagegen wird, falls der Ceq-Wert über 0,7% liegt die Härtung, übermäßig, was in einer Beeinträchtigung der Hemmfähigkeit resultiert. Deshalb wird die obere Grenze des Ceq-Wert auf 0,7% festgelegt. Diese Bedingungen bezüglich B und Ceq entsprechen der Bedingung (a) bei der Erfindung (1).
Vs: 0,10% bis 0,42%
Bei der vorliegenden Erfindung wird zusätzlich zu Beschränkungen für individuelle Legierungselemente, die oben beschrieben wurden, auch der Indexwert Vs vorzugsweise begrenzt, um die Zentrumssegregation zu verbessern. Falls der Vs-Wert 0,42% übersteigt, tritt eine deutliche Zentrumssegregation in einer kontinuierlich gegossenen Bramme auf. Somit leidet, wenn hochzugfester Stahl mit einer Ts von nicht weniger als 900 MPa durch den kontinuierlichen Gießprozeß gebildet wird, der Mittelbereich davon an einer Beeinträchtigung der Zähigkeit. Dagegen ist, falls der Vs-Wert auf weniger als 0,10% begrenzt ist, das Ausmaß der Zentrumssegregation gering, aber ein TS von 900 MPa kann nicht erreicht werden. Deshalb wird die untere Grenze des unteren des Vs-Werts auf 0,10% festgelegt.
P: nicht größer als 0,015%
S: nicht größer als 0,003%
Neben unvermeidbaren Verunreinigungselementen haben P und S eine signifikante Wirkung auf die Zähigkeit. Somit müssen die Phosphor- und Schwefelgehalte verringert werden. Durch Verringerung des Phosphor- Gehalts wird die Zentrumssegregation in einer Bramme reduziert, und Sprödbruch, der ansonsten von den spröden Korngrenzen ausgehen würde, wird unterdrückt. Schwefelausscheidungen in Stahl in der Form von MnS, welches durch Walzen gestreckt wird, haben dadurch einen nachteiligen Effekt auf die Zähigkeit. Um somit diese nachteiligen Effekte zu unterdrücken, sollte der Phosphorgehalt größer als 0,015% und ein Schwefelgehalt nicht größer als 0,003% sein. Die Gehalte von anderen unvermeidbaren Verunreinigungen sollten vorzugsweise niedriger sein. Ein übermäßiger Versuch, die Gehalte zu verringern, führt jedoch zu einer Kostenzunahme. Somit können derartige unvermeidbare Verunreinigungen in üblichen Gehaltsmengen enthalten sein.

Andere Elemente:

Zusätzlich zu den oben beschriebenen Elementen können Seltenerdelemente (La, Ce, Y, Nd etc.), Zr, W und ähnliche in Spurenmengen als unvermeidbare Verunreinigungen enthalten sein.

2. Mikrostruktur

Durch Anwendung von normaler thermomechanischer Behandlung oder Wärmebehandlung von Stahl mit der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung wird ein hochzugfester Stahl mit den Zieleigenschaften und einer TS von nicht weniger als 900 MPa erhalten. Ein hochzugfester Stahl mit verbesserter Leistungsfähigkeit wird auch durch Einhaltung von nicht nur der Begrenzungen der chemischen Zusammensetzung, sondern vorzugsweise auch der Bedingung (c) bezüglich der Mikrostruktur erhalten.
2-1) Gemischte Struktur von Martensit und unterem Bainit Um dem Basismetall eine exzellentere Festigkeit und Zähigkeit zu verleihen, nimmt die Mikrostruktur die "gemischte Struktur von Martensit und unterem Bainit (nachfolgend bezeichnet als die "gemischte Struktur") an. Gemischte Struktur wird so angepaßt, daß sie einen Volumenanteil von nicht weniger als 90% aufweist. Hier bezeichnet "unterer Bainit" eine Mikrostruktur, bei welcher feiner Zementit verteilt innerhalb plattenartigem bainitischen Ferrit ausgeschieden ist, während er einen Winkel von 60º mit den Endflächen des plattenartigen bainitischen Ferrits (die Oberfläche eines spitzen Endbereichs des plattenartigen bainitischen Ferrits, der innerhalb γ wächst, während er einen konstanten Winkel beibehält) bildet. Es gibt nur eine Kristallgitterebene für feine Zementitausscheidung innerhalb eines einzelnen bainitischen Ferrit. Getemperter Martensit weist ebenfalls eine Mikrostruktur auf, bei welcher Zementit in Martensitleisten ausscheiden, aber er ist unterschiedlich von dem unteren Bainit in der Weise, daß vier Varianten von Kristallgitterebenen für die Zementitausscheidung vorhanden sind.
Die gemischte Struktur soll vorzugsweise einen Volumenanteil von nicht weniger als 90% aufweisen, so daß eine Zielhemmfähigkeit, d. h. ein 85% FATT, von nicht höher als -30ºC, gemessen bei DWTT, erreicht wird. Der Grund, warum die gemischte Struktur eine exzellente Zähigkeit aufweist, ist der folgende. Unterer Bainit, der vor der Bildung von Martensit im Hochtemperaturbereich während des Abschreckens gebildet wird, bildet eine "Wand", um die γ-Körner zu verfeinern, um dadurch das Wachstum eines Pakets (welches mit der Bruchflächeneinheit des Schaltbruchs übereinstimmt) von Martensit zu unterdrücken.
Bei Stählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, die von der vorliegenden Erfindung erfaßt werden, wird die Sprödbruchfläche gebildet von einer Spaltbruchfläche, die keine plastische Deformation begleitet, und einer plastisch deformierten Duktilbruchfläche, die dünn die Spaltbruchfläche umgibt. Diese Art von Sprödbruchfläche wird als eine Pseudospaltbruchfläche bezeichnet. Während die umgebende Duktilbruchfläche als eine Grenze einer Spaltbruchlläche angesehen wird, ist die durchschnittliche Größe eines begrenzten Bereichs definiert als "Bruchflächeneinheit". Wenn die Bruchflächeneinheit abnimmt, werden die Einleitungseigenschaft und die Hemmfähigkeit verbessert.
Falls der Volumenanteil von unterem Bainit weniger als 2% in der gemischten Struktur wird, wird der oben erwähnte Effekt des Teilens der Mikrostruktur durch die Bildung von unterem Bainit nicht erzeugt. Folglich wird die Verfeinerung der Mikrostruktur, die durch die Bildung der gemischten Struktur bewirkt wird, unzureichend, und somit nimmt die Zähigkeit ab. Entsprechend wird der Volumenanteil von unterem Bainit auf nicht weniger als 2% festgelegt. Dagegen nimmt, falls der Anteil von unterem Bainit, dessen Festigkeit geringer ist als jene von Martensit, übermäßig zunimmt, die Durchschnittsfestigkeit des Stahls ab. Somit ist, um eine TS von nicht weniger als 900 MPa zu erhalten, der Volumenanteil von unterem Bainit in der gemischten Struktur vorzugsweise nicht größer als 75%.

2-2) Aspektverhältnis von früheren γ-Körnern

Um ferner die Zähigkeit der gemischten Struktur, welche die erforderliche Festigkeit erfüllt, zu verbessern, wird vorzugsweise unterer Bainit in der gemischten Struktur dispergiert. Um eine derartige Struktur zu erreichen, sollte γ aus dem nichtrekristallisierten Zustand, d. h. dem Zustand von γ, in welchem Versetzungen, die durch die Reduzierung angehäuft sind, in hoher Dichte vorliegen, umgewandelt werden. In diesem Zustand sind Kristallisationskeime für unteren Bainit in hoher Dichte vorhanden. Entsprechend kann unterer Bainit aus einer Vielzahl von Kristallisationskeimen, die an γ-Korn grenzen und in γ- Körnern vorhanden sind, erzeugt werden. Um diesen Effekt zuverlässig zu erzeugen, muß das Aspektverhältnis (Flachheit) des nicht rekristallisierten γ (frühere γ-Körner) zumindest 3 sein.

3. Herstellungsverfahren

Ein Verfahren zur Herstellung von Stahl der vorliegenden Erfindung wird als nächstes im Detail beschrieben. Das Herstellungsverfahren gemäß Anspruch 7 verkörpert die Mikrostruktur, die die Bedingungen (c) erfüllt, in dem Stahl.
Der wichtigste Gesichtspunkt des Herstellungsverfahrens ist, daß unserer Bainit und Martensit nicht nur durch Keimbildung an früheren γ- Korngrenzen, sondern auch innerhalb γ-Körnern gebildet werden, wo eine hohe Versetzungsdichte durch Warmwalzen angehäuft worden ist.

(a) Warmwalzen

Die Heiztemperatur für eine Stahlbramme ist nicht höher als 1250ºC, um die Vergröberung von γ-Körnern während der Erwärmung zu verhindern. Die Heiztemperatur ist auch nicht niedriger als 1000ºC, um Nb in fester Lösung zu halten, welches wirksam ist zur Verhinderung der Rekristallisation und der Kornfeinung während des Walzens und zur Ausscheidungshärtung nach dem Walzen. Um unteren Bainit durch Keimbildung innerhalb der γ-Körner zu erzeugen und das Wachstum von unterem Bainit zu unterdrücken, müssen Versetzungen in hoher Dichte vorliegen. Um eine hohe Versetzungsdichte zu erreichen, muß das Walzen mit einem Reduzierungsgrad von nicht weniger als 50% in der Nichtrekristallisations-Temperaturzone von γ ausgeführt werden. Dagegen werden, falls das Reduzierungsverhältnis über 90% in der Nichtrekristallisations-Temperaturzone von γ ist, die mechanischen Eigenschaften deutlich anisotrop. Entsprechend ist das Reduzierungsverhältnis vorzugsweise nicht größer als 90% in der Nichtrekristallisations- Temperaturzone.
Falls die Endtemperatur des Walzens niedriger als der Ar&sub3;-Punkt ist, entwickelt sich ein intensives Ausmaß an deformierter Textur, das die mechanischen Eigenschaften verursacht, anisotrop zu werden. Somit wird die Walzendtemperatur auf nicht weniger als dem Ar&sub3;-Punkt festgelegt.

(b) Kühlen

Um die Erzeugung von oberem Bainit zu unterdrücken, welcher die Zähigkeit beeinträchtigen würde, muß der gewalzte Stahl von einer Temperatur von nicht weniger als dem Ar&sub3;-Punkt mit einer konstanten Kühlrate gekühlt werden. Die Kühlrate, die nach dem Walzen ausgeführt wird, ist ein Faktor zum Erhalten eines geeigneten Verteilungsprozentsatzes zwischen unterschiedlichen Strukturen. Die Kühlrate ist 10ºC/s bis 45ºC/s, gemessen in der Mitte eines Dickenbereichs für Stahlplatten und in der Mitte eines Wanddickenbereichs für allgemeine Stahlprodukte. Falls die Kühlrate weniger als 10ºC/s ist, wird oberer Bainit erzeugt oder der Anteil an unterem Bainit übersteigt 75%, wodurch Festigkeit und Zähigkeit, insbesondere Hemmfähigkeit, beeinträchtigt werden. Dagegen wird, falls die Kühlrate über 45ºC/s ist, kein unterer Bainit erzeugt, und somit besteht die Mikrostruktur nur aus Martensit, wodurch Zähigkeit, insbesondere Hemmfähigkeit, beeinträchtigt werden.
Eine Temperatur, bei welcher das Kühlen endet, ist nicht höher als 500ºC. Falls die Temperatur höher als 500ºC ist, wird oberer Bainit erzeugt, und somit wird nicht die gemischte Struktur, welche die vorher erwähnte Bedingung (c) erfüllt, erhalten. Gewalzter Stahl kann bis auf Raumtemperatur gekühlt werden. Gewalzter Stahl wird jedoch, wenn die Wasserstoffdichte in dem stahlerzeugenden Stadium hoch ist und somit es wahrscheinlich ist, daß die Defekte, die durch Wasserstoff verursacht werden, sehr wahrscheinlich auftreten, vorzugsweise bis ungefähr 200ºC gekühlt und dann langsam zur Dehydrierung gekühlt. Vorzugsweise alternativ wird gewalzter Stahl bis ungefähr 200ºC gekühlt und in einen dehydrierenden Auslagerungsofen angeordnet, während er bei einer Temperatur von nicht weniger als 200ºC gehalten wird, oder er wird dem Tempern unterworfen, was später beschrieben wird. Dies geschieht deshalb, weil in den meisten Fällen in einem Kühlverfahren nach dem Walzen Defekte, die durch Wasserstoff verursacht sind, bei einer Temperatur unterhalb von 200ºC auftreten.

(c) Tempern

Stahl, der nach dem oben beschriebenen Verfahren hergestellt wurde, kann wie gekühlt verwendet werden oder kann nachfolgend bei einer Temperatur, die nicht höher als der Ac&sub1;-Punkt ist, getempert werden, wenn eine ganz hohe Hemmfähigkeit erforderlich ist.

BEISPIELE

Die vorliegende Erfindung wird als nächstes anhand von Beispielen beschrieben.
Die Fig. 1 und 2 zeigen die chemische Zusammensetzung der getesteten Stahls. Die getesteten Stähle wurden in der nachfolgenden Weise hergestellt. Stahl mit der chemischen Zusammensetzung der Fig. 1 und 2 wurde in einer geschmolzenen Form durch ein gewöhnliches Verfahren hergestellt. Der geschmolzene Stahl wurde gegossen, um eine Stahlbramme zu erhalten. Die so erhaltene Stahlbramme wurde thermomechanisch behandelt, und zwar unter verschiedenen Bedingungen, die nachfolgend gezeigt sind, um dadurch Stahlplatten zu erhalten, die eine Dicke von 12 bis 35 mm aufweisen.
Fig. 3 ist eine Tabelle, die die Bedingungen der thermomechanischen Behandlung (Warmwalzen, Kühlen und Tempern) zeigen. Wie vorher erwähnt, ist die Nichtrekristallisations-Temperaturzone des obigen Stahls nicht höher als 950ºC. Auch der Ar&sub3;-Punkt fällt innerhalb des Bereichs von 500ºC bis 600ºC.
Fig. 4 zeigt die Mikrostruktur des Mittelbereichs in Dickenrichtung der Stahlplatte, die unter den oben erwähnten Bedingungen hergestellt wurde.
Teststücke wurden aus den Mittelbereichen der Stahlplatten in Dickenrichtung erhalten und den nachfolgenden Tests unterworfen. Zur Ermittlung der Basismetallfestigkeit wurde ein Zugversuch (Teststück: Nr. 4 von JIS Z 2204; Testverfahren: JIS Z 2241) ausgeführt, um YS und TS zu erhalten. Zur Ermittlung der Basismetallzähigkeit wurde der Charpy-Schlagtest, der eine 2 mm-V-Kerbe (Teststück: Nr. 4 von JIS Z 2202; Testverfahren: JIS Z 2242) verwendet, und DWTT durchgeführt.
DWTT ist ein Test zur Ermittlung der Hemmfähigkeit, der allgemein in der Pipelineindustrie bekannt ist. Eine Druckkerbe wird in einem Teststück, das eine Originalplattendicke aufweist, durch Verwendung einer Messerkante gebildet. Eine Schlaglast wird auf das Teststück mittels eines Fallgewichts oder eines großförmigen Hammers aufgebracht, um dadurch einen Sprödriß von der Kerbe aus einzuleiten. Nachdem das Teststück gebrochen ist, wird die Brucherscheinung beobachtet. Die Hemmfähigkeit wird nur basierend auf einer Temperatur, bei welcher ein Übergang von duktiler Brucherscheinung zu spröder Brucherscheinung auftritt, ermittelt. In einem Bestätigungstest wird die Sprödbrucherscheinung vom Boden einer Preßkerbe aus initiiert, und nachfolgend wechselt die Sprödbrucherscheinung zur Duktilbrucherscheinung (die Ausbreitung eines Duktilrisses erfordert eine größe Menge an Energie). Wenn die duktile Brucherscheinung für nicht weniger als 85% der gesamten Brucherscheinung (85% FATT) gilt, wird die Hemmfähigkeit als ausreichend bei der Testtemperatur angesehen. Falls ein spröder Riß nicht vom Boden des Kerbs initiiert wird, ist der Test ungültig. In einem derartigen Fall wird der Boden des Kerbs einer Aufkohlung oder ähnlichem unterzogen, um dadurch im Kerbboden weiter zu verspröden, so daß ein spröder Riß im Kerbboden initiiert wird. Im vorliegenden Beispiel wurde die Sprödbrucherscheinung vom Boden einer Preßkerbe für alle getesteten Proben initiiert.
Der Charby-Schlagversuch, der eine 2 mm V-Kerbe verwendet, ist hauptsächlich dazu gedacht, die Einleitungseigenschaft zu bestimmen, wird aber auch als ein Zähigkeitsermittlungsversuch angesehen, in welchem die Hemmfähigkeit teilweise inkorporiert ist. Bei dem 2 mm V-Kerben Charpy-Schlagversuch, der beim Basismetall durchgeführt wird, wurde die absorbierte Energie bei einer Testtemperatur von -40ºC erhalten.
Ein Zähigkeitstest an geschweißten Verbindungen wurde in der nachfolgenden Weise durchgeführt. Teststücke wurden unter den nachfolgenden Bedingungen einer den Schweißwärmezyklus reproduzierenden Testmaschine unterworfen: maximale Heiztemperatur: 1350ºC; Kühlen von 800ºC bis 500ºC mit einer Kühlrate, die gleich einer Wärmeeingabe von 40.000 J/cm ist. Von den so behandelten Teststücken wurden 2 mm V-Kerben Charpy-Schlagversuch-Teststücke erhalten und dem 2 mm V-Kerben-Charpy-Schlagversuch bei -20ºC ausgesetzt, um dadurch hauptsächlich die Einleitungseigenschaft zu ermitteln, wie oben erwähnt.
Die Baustellenschweißbarkeit wurde durch den Y-Nut-Zurückhalte-Rißtest (JIS Z 3158) ermittelt. Die Schweißrißbildungs-Eigenschaften sind nahezu durch die chemische Zusammensetzung bestimmt und nicht durch die Mikrostruktur des Basismetalls beeinflußt. Somit wurden die Teststücke in der nachfolgenden Weise hergestellt. Stahlplatten mit einer Dicke von 25 mm wurden aus Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, die in den Fig. 1 und 2 gezeigt ist, bei einer Heiztemperatur von 1150ºC und einer Endtemperatur von 900ºC hergestellt. Von den so hergestellten Stahlplatten wurden Y-Nut-Zurückhalte-Rißteststücke mit der Originalplattendicke erhalten. Als ein Schweißmaterial wurde ein kommerziell verfügbarer Handschweißstab zum Gebrauch beim Schweißen von 100 ksi hochzugfestem Stahl verwendet. Die Teststücke wurden in einer Atmosphäre mit einer Temperatur von 20ºC und einer Feuchtigkeit von 75% für 2 Stunden ausgelagert, um so eine Wasserstoffdichte von ungefähr 1,5 cC/100 g zu erhalten. Dann wurde eine Schweißlage bei einer Wärmezufuhr von 1,7 kJ/mm gelegt, gefolgt von Kühlen auf Raumtemperatur. Nachfolgend wurden die geschweißten Teststücke zur Rißbildung in Übereinstimmung mit JIS Z 3158 untersucht.
Fig. 5 ist eine Tabelle, die die Testergebnisse zeigt.
In den Testnummern X1 bis X10 des Vergleichsbeispiels hat der Legierungselementgehalt von jedem entsprechenden Stahl das nachfolgende Merkmal: überschüssiger C-Gehalt (X1); überschüssiger Si-Gehalt (X2); überschüssiger Mn- Gehalt (X3); überschüssiger Cu-Gehalt (X4); exzessiv geringer Ni-Gehalt (X5); überschüssiger Cr-Gehalt (X6); überschüssiger Mo-Gehalt (X7); überschüssiger V- Gehalt (X8); überschüssiger Ti-Gehalt (X9) und überschüssiger Al-Gehalt (X10). X1 bis X9 zeigten unzureichende Zähigkeit, insbesondere unzureichende Hemmfähigkeit des Basismetalls. X10 erfüllte die Zielzähigkeit, aber konnte keine Festigkeit von 900 MPa bereitstellen.
In dem Vergleichsbeispiel haben X11 und X12 einen exzessiv großen Ceq-Wert bzw. einen exzessiv kleinen Ceq-Wert. In diesem Zusammenhang zeigte X11 eine geringe Zähigkeit und die Bildung von Schweißrissen, und X12 zeigte eine niedrige Festigkeit und niedrige Zähigkeit aufgrund unzureichender Härtbarkeit.
In Y1, Y2, Y6 und Y10 des Vergleichsbeispiels stimmt die chemische Zusammensetzung mit der der vorliegenden Erfindung überein; jedoch weichen die Warmwalz- und Kühlbedingungen von denen eines gewöhnlichen Verfahrens ab, und die Mikrostruktur erfüllt nicht die Bedingungen (c). Als Ergebnis zeigten Y1, Y2, Y6 und Y10 eine deutlich ungenügende Basismetallzähigkeit.
Dagegen wurde in dem Beispiel der vorliegenden Erfindung eine TS von nicht weniger als 900 MPa erhalten. Auch eine absorbierte Energie in dem Charpy- Schlagversuchtest, der bei -40ºC ausgeführt wurde, von nicht weniger als 200 J wurde erhalten. Beim DWTT des größten Interesses war 85% FATT nicht höher als -40ºC, was anzeigt, daß die Hemmfähigkeit ganz zufriedenstellend ist. Ferner waren die Eigenschaften der geschweißten Verbindung und die Baustellenschweißbarkeit ebenfalls zufriedenstellend.

INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT

Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein hochzugfester Stahl mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 900 MPa und einer günstigen Zähigkeit, insbesondere vorteilhaften Hemmfähigkeit erhalten werden. Somit ermöglicht die vorliegende Erfindung eine große Verbesserung in der Konstruktionseffizienz von Pipelines mit ausreichend hoher Sicherheit sowie Effizienz der Förderung durch die Pipeline.

Claims

1. Hochzugfester Stahl mit einer Zugfestigkeit von nicht weniger als 900 MPa, bestehend aus, in Gewichtsprozent:

C: 0,02% bis 0,1%;

Si: nicht mehr als 0,6%;

Mn: 0,2% bis 2,5%;

Ni: mehr als 1,2% aber nicht mehr als 2,5%;

Nb: 0,01% bis 0,1%;

Ti: 0,005% bis 0,03%;

N: 0,001% bis 0,006%;

Al: nicht mehr als 0,1%;

Cu: 0% bis 0,6%;

Cr: 0% bis 0,8%;

Mo: 0% bis 0,6%;

V: 0% bis 0,1%; und

Ca: 0% bis 0,006%; und Rest Fe und zufällige Verunreinigungen;

bei welchem die nachstehende Bedingung (a) oder (b) erfüllt ist, und bei welchem P bzw. S unter den unvermeidbaren Verunreinigungen in einer Menge von nicht mehr als 0,015% bzw. nicht mehr als 0,003% enthalten sind:

(a): B ist in einer Menge von 0% bis 0,0004% enthalten und der Kohlenstoff-Aquivalent-Wert Ceq, der durch die nachfolgende Gleichung 1) definiert ist, ist 0,53% bis 0,7%;

(b): B ist in einer Menge von mehr als 0,0004% aber nicht mehr als 0,0025% enthalten und der Kohlenstoff-Aquivalent-Wert Ceq, der durch die nachfolgende Gleichung 1) definiert ist, ist 0,4% bis 0,58%:

1): Ceq = C + (Mn/6) + {(Cu + Ni)/15} + {(Cr + Mo + V)/5}

bei welcher jedes Elementsymbol den Gehalt (Gewichtsprozent) des entsprechenden Elements darstellt.

2. Hochzugfester Stahl nach Anspruch 1, bei welchem Mn in einer Menge von nicht weniger als 0,2 Gew.-%, aber weniger als 1,7 Gew.-% enthalten ist.

3. Hochzugfester Stahl nach Anspruch 2, bei welchem die Mikrostruktur die nachfolgende Bedingung (c) erfüllt:

(c): eine Mischstruktur aus Martensit und unterem Bainit, die zumindest 90 Vol.-% in der Mikrostruktur ausmachen; wobei der untere Bainit zumindest 2 Vol.-% in der Mischstruktur ausmacht; und das Aspektverhältnis der früheren Austenitkörner nicht geringer als 3 ist.

4. Hochzugfester Stahl nach Anspruch 1, bei welchem Mn in einer Menge von 1,7 Gew.-% bis 2,5 Gew.-% enthalten ist.

5. Hochzugfester Stahl nach Anspruch 4, bei welchem die Mikrostruktur die Bedingung (c) erfüllt:

(c): eine Mischstruktur aus Martensit und unterem Bainit macht zumindest 90 Volumenprozent in der Mikrostruktur aus; wobei der untere Bainit zumindest 2 Volumenprozent der Mischstruktur ausmacht und das Aspektverhältnis der früheren Austenitkörner nicht geringer als 3 ist.

6. Hochzugfester Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei welchem der Wert von Vs, definiert durch die nachfolgende Gleichung 2), 0,10% bis 0,42% ist.

2): Vs = C + (Mn/5) + 5P - (Ni/10) - (Mo/15) + (Cu/10),

bei welcher jedes Elementsymbol seinen Gehalt (Gewichtsprozent) darstellt.

7. Verfahren zur Herstellung eines hochzugfesten Stahls nach einem der Ansprüche 3, 5 und 6, das die Schritte umfaßt: Heizen einer Stahlbramme auf eine Temperatur von 1000ºC bis 1250ºC; Walzen der Stahlbramme in eine Stahlplatte, so daß das akkumulierte Reduktionsverhältnis von g im Nichtrekristallisationstemperaturbereich nicht weniger als 50% wird; Beenden des Walzens bei einer Temperatur oberhalb des Ar3-Punkts; und Kühlen der Stahlplatte bei einer Temperatur oberhalb des Ar3-Punkts auf eine Temperatur von nicht mehr als 500ºC mit einer Kühlrate von 10ºC/sec bis 45ºC/sec, gemessen in der Mitte der Dickenrichtung der Stahlplatte.

8. Verfahren zum Herstellen eines hochzugfesten Stahls nach Anspruch 7, bei dem ferner ein Schritt des Glühens bei einer Temperatur von nicht höher als dem Ac1-Punkt hinzugefügt wird.