TECHNISCHES GEBIET:
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Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur
Herstellung von kontrolliert gewalztem Formstahl mit hoher
Festigkeit, hoher Zähigkeit und hervorragender Feuerbeständigkeit
zum Gebrauch als Konstruktionsteil für den Bau, und im besonderen
auf einen kontrolliert gewalzten Formstahl, der durch ein Verfahren
hergestellt wird, worin geschmolzener Stahl einer
Vordeoxidationsbehandlung unterzogen wird, um die Bildung von intragranulärem
Ferrit zu beschleunigen und das Walzen durchgeführt wird, während
die Temperatur kontrolliert wird.
TECHNISCHER HINTERGRUND:
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Das Bauministerium hat aufgrund eines signifikanten Anstiegs der
Höhe neuer Bauten und Fortschritten bei architektonischen
Gestaltungstechniken, etc., die Ausführung der Feuerbeständigkeit von
Bauten neu durchdacht, und dementsprechend trat das "Neue Gesetz
zur Ausführung der Feuerbeständigkeit" im März 1987 in Kraft. Im
neuen Gesetz wurde die unter dem alten Gesetz gültige Beschränkung
aufgehoben, daß die Feuersicherheit so beschaffen sein sollte, daß die
Temperatur von Stahlprodukten während eines Feuers unter 350ºC
gehalten wird, und es ist möglich geworden, eine geeignete
Feuersicherheitsmethode zu bestimmen, die von einem Ausgleich
zwischen der Hochtemperaturfestigkeit von Stahlprodukten und der
tatsächlichen Belastung von Gebäuden abhängt. Im besonderen kann,
wenn die Soll-Hochtemperaturfestigkeit bei 600ºC gewährleistet
werden kann, die Feuersicherheit entsprechend herabgesetzt werden.
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Um diesem Trend gerecht zu werden, schlägt die ungeprüfte
japanische Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 2-77523 (EP-A-347156)
Stähle mit geringem Streckgrenzenverhältnis und Stahlprodukte mit
hervorragender Feuerbeständigkeit zum Gebrauch in Gebäuden und ein
Verfahren zu deren Herstellung vor. Der Gegenstand dieser früheren
Anmeldung ist, daß die Hochtemperaturfestigkeit durch das
Hinzufügen von Mo und Nb in einer solchen Menge, daß die
Streckgrenze bei 600ºC 70% oder mehr der Streckgrenze bei
Raumtemperatur beträgt, verbessert wird. Die
Soll-Hochtemperaturfestigkeit des Stahlprodukts wurde auf 600ºC gesetzt, basierend auf
der Erkenntnis, daß dies in Hinsicht auf den Ausgleich zwischen dem
durch die Legierungselemente bedingten Anstieg der
Stahlproduktionskosten und den Kosten zur Ausführung der Feuersicherheit am
rentabelsten ist.
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Bei der Al-Deoxidation des Stahls gemäß des Stands der Technik
wurde Al in einem frühen Stadium der Stahlproduktion, im
Schmelzprozeß, hinzugefügt, um die Deoxidation und die
Flotationsabtrennung des resultierenden Al&sub2;O&sub3; zu bewirken, wobei der
geschmolzene Stahl gereinigt wurde. Mit anderen Worten ausgedrückt
war der Gegenstand der, wie man die Sauerstoffkonzentration des
geschmolzenen Stahls herabsetzt, und das Oxid als Produkt der
primären Deoxidation zu verringern.
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In der JP-A-4083 821 wird ein Formstahl durch Deoxidation des
flüssigen Eisens, Legieren und abschließende Deoxidation des
hergestellten Stahls mit Ti hergestellt, der Gehalt an Ti wird gemäß
des O-Gehalts eingestellt, um Ti-Oxid herzustellen. Diese Oxide und
VN tragen zur Bildung einer intragranulären Ferritstruktur bei. JP-A-
2194115 und JP-A-E2109948 übernehmen die Zwei-Schritt
Deoxidation und die Einstellung des Ti-Gehalts.
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In JP-A-2125812 wird ein schweissbarer Legierungsstahl erwähnt, mit
einer kontrollierbaren Dispersion von Ti&sub2;O&sub3;-basierten Oxiden.
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Das Konzept der vorliegenden Erfindung unterscheidet sich von dem
des oben beschriebenen Stands der Technik. Im besonderen ist die
vorliegende Erfindung dadurch charakterisiert, daß Ti hinzugefügt
wird, der Gehalt an Al und Sauerstoff beschränkt wird, und ein feines
Verbindungsoxid, das als Keim für die intragranuläre
Ferrittransformation tauglich ist, durch die Regulierung des
Deoxidationsprozesses gefällt wird.
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Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben den nach dem oben
beschriebenen Stand der Technik hergestellten Stahl als Material für
Formstähle angewendet, speziell einen H-förmigen Stahl, der aufgrund
komplizierter Form durch Walzformgebung strikt eingeschränkt ist,
und haben als ein Ergebnis gefunden, daß die Unterschiede in der
Walzendbearbeitungstemperatur, im Umformgrad und in der
Abkühlungsrate zwischen der Lage eines Stegs, eines Seitenteils und
eines Fillets bedingt, daß die Struktur von Lage zu Lage merklich
unterschiedlich wird, so daß die Festigkeit bei Raumtemperatur, die
Festigkeit bei hoher Temperatur, die Duktilität und die Zähigkeit
variieren und einige Lagen nicht den JIS G3106 Anforderungen an
gewalzte Stähle für geschweisste Strukturen genügen.
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Um das oben beschriebene Problem zu lösen, ist es notwendig, durch
das Instrument der Stahlherstellungs- und -walzverfahren eine
Verfeinerung der Mikrostruktur zu erreichen und ein Verfahren zur
Herstellung eines kontrolliert gewalzten Formstahls mit
hervorragenden Materialeigenschaften, hervorragender
Feuerbeständigkeit und hervorragender Zähigkeit bei niedrigen Kosten und
hoher Rentabilität zur Verfügung zu stellen.
OFFENBARUNG DER ERFINDUNG
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In der vorliegenden Erfindung kann das oben beschriebene Problem
durch eine Verfeinerung der Mikrostruktur gelöst werden, die mit
einer Methode erreicht wird, worin eine eigene
Ti-Deoxidationsbehandlung anstelle der Al-Deoxidation durchgeführt wird, um ein
feines, auf Titan basierendes Verbindungsoxid in einer Menge von 20
Partikeln/mm² oder mehr im Stahl zu verteilen, so daß ein
intragranulärer Ferrit (im folgenden weiter als "IGF" bezeichnet) von
innerhalb der Austenitkörner sogar unter den oben beschriebenen
Walzbedingungen, die Stahlmaterialien inhärent sind, hergestellt
werden kann; und, des weiteren, durch eine Verfeinerung der
Mikrostruktur und eine Steigerung der Effizienz des kontrollierten
Walzens (TMCP), welche durch einen Walzeindringeffekt, der von der
Wasserkühlung zwischen verschiedenen Durchgängen während des
Walzens herrührt, erhalten wird. Der Gegenstand der vorliegenden
Erfindung ist in den Ansprüchen 1 und 2 und definiert und offenbart
im wesentlichen: Ein Verfahren zur Herstellung eines kontrolliert
gewalzten Formstahls mit hervorragender Feuerbeständigkeit und
Zähigkeit, das die Schritte umfaßt: Unterziehen eines geschmolzenen
Stahls, der in Gewichtsprozenten 0,04 bis 0,20% an C, 0,05 bis 0,50
an Si, 0,4 bis 2,0% an Mn, 0,3 bis 0,7% an Mo, 0,003 bis 0,015%
an N, 0,04 bis 0,20% an V und weniger als 0,005% an Al umfaßt,
wobei der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht,
einer Vordeoxidationsbehandlung, um die Konzentration an gelöstem
Sauerstoff auf 0,003 bis 0,015 Gew.-% einzustellen, Hinzufügen von Ti
in der Art, daß ein Titangehalt von 0,005 bis 0,025 Gew.-% hergestellt
wird und daß die Bedingung für die Beziehung zwischen dem
Titangehalt [Ti%] und der Konzentration des gelösten Sauerstoffs
[O%], welche von der Formel -0,006 ≤ [Ti%] - 2[O%] ≤ 0,008
repräsentiert wird, erfüllt ist, um ein auf Titan basierendes Oxid in
einer Menge von 20 Partikeln/mm² oder mehr zu kristallisieren,
Ablagern von MnS, TiN und V(C, N) auf dem auf Titan basierenden
Oxid während des Abkühlens, um das auf Titan basierende Oxid als
zusammengesetzten Niederschlag im Stahl zu verteilen, wobei eine
Rohbramme hergestellt wird, Wiederaufheizen der Rohbramme auf
einen Temperaturbereich von 1100 bis 1300ºC, dann Beginnen des
Walzens, Durchführung zwischen verschiedenen Durchgängen im
Schritt des Walzens von zumindest einmaliger Wasserkühlung des
Oberflächenschichtanteils der resultierenden Stahlbramme auf 700ºC
oder darunter, gefolgt von Walzen im Vorgang des Wiederauftretens
der Oberfläche des Stahls, Abkühlen des gewalzten Stahls nach der
Beendigung des Walzens mit einer Abkühlungsrate von 1 bis 30ºC/sec
auf 650 bis 400ºC und dann Stehenlassen des abgekühlten Stahls.
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Ein Verfahren zur Herstellung eines kontrolliert gewalzten Formstahls
mit hervorragender Feuerbeständigkeit und Zähigkeit, das die Schritte
umfaßt: Unterziehen eines geschmolzenen Stahls, der in
Gewichtsprozenten 0,04 bis 0,20% an C, 0,05 bis 0,50% an Si, 0,4
bis 2,0% an Mn, 0,3 bis 0,7% an Mo, 0,003 bis 0,015% an N, 0,04
bis 0,20% an V und weniger als 0,005% an Al umfaßt und weiter
zumindest einen Bestandteil ausgewählt aus 0,7% oder weniger an Cr,
0,05% oder weniger an Nb, 1,0% oder weniger an Ni, 1,0% oder
weniger an Cu, 0,003% oder weniger an Ca und 0,010% oder weniger
an Seltenerdmetallen umfaßt, wobei der Rest aus Eisen und
unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, einer
Vordeoxidationsbehandlung, um die Konzentration des gelösten Sauerstoffs auf 0,003
bis 0,015 Gew.-% einzustellen, Hinzufügen von Ti in der Art, daß ein
Titangehalt von 0,005 bis 0,025 Gew.-% hergestellt wird und daß die
Bedingung für die Beziehung zwischen dem Titangehalt [Ti%] und der
Konzentration des gelösten Sauerstoffs [O%], welche von der Formel
-0,006 ≤ [Ti%] - 2[O%] ≤ 0,008 repräsentiert wird, erfüllt ist, um ein
auf Titan basierendes Oxid in einer Menge von 20 Partikeln/mm² oder
mehr zu kristallisieren, Ablagern von MnS, TiN und V(C, N) auf dem
auf Titan basierenden Oxid während des Abkühlens um das auf Titan
basierende Oxid als zusammengesetzten Niederschlag im Stahl zu
verteilen, wobei eine Rohbramme hergestellt wird, Wiederaufheizen
der Rohbramme auf einen Temperaturbereich von 1100 bis 1300ºC,
dann Beginnen des Walzens, Durchführung zwischen verschiedenen
Durchgängen im Schritt des Walzens von zumindest einmaliger
Wasserkühlung des Oberflächenschichtanteils der resultierenden
Stahlbramme auf 700ºC oder darunter, gefolgt von Walzen im
Vorgang des Wiederauftretens der Oberfläche des Stahls, Abkühlen
des gewalzten Stahls nach der Beendigung des Walzens mit einer
Abkühlungsrate von 1 bis 30ºC/sec auf 650 bis 400ºC und dann
Stehenlassen des abgekühlten Stahls.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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Fig. 1 ist ein Diagramm, das den Einfluß der
Walzendbearbeitungstemperatur auf die Zugfestigkeit in jeder Lage für den herkömmlichen
feuerbeständigen H-förmigen Stahl und den H-förmigen Stahl gemäß
der vorliegenden Erfindung zeigt;
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Fig. 2 ist ein Diagramm, das ein Transmissionselektronen-
Photomikrograph einer Extraktionsreplika eines zusammengesetzten
Niederschlags zeigt, worin die Keimbildung von intragranulärem Ferrit
im feuerbeständigen Stahl der vorliegenden Erfindung angeregt wurde;
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Fig. 3 ist ein schematisches Diagramm, das einen
Kristallkeimbildungsmechanismus für intragranulären Ferrit im feuerbeständigem
Stahl der vorliegenden Erfindung zeigt;
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Fig. 4 ist ein Diagramm, das den Unterschied der Mikrostruktur eines
Filletbereichs (1/2F-Bereich) zwischen dem feuerbeständigen H-
förmigen Stahl der vorliegenden Erfindung und dem herkömmlichen
feuerbeständigen H-förmigen Stahl, wie unter dem Mikroskop
beobachtet, zeigt;
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Fig. 5 ist ein schematisches Diagramm der Ausgestaltung einer
Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens der vorliegenden
Erfindung; und
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Fig. 6 ist ein Diagramm, das ein Formprofil und Probeentnahmestellen
für ein mechanisches Teststück eines H-förmigen Stahls zeigt.
BESTE ART DER AUSFÜHRUNG DER VORLIEGENDEN
ERFINDUNG
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Die Beste Art der Ausführung der vorliegenden Erfindung wird nun im
Detail beschrieben.
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Der Festigkeitserhöhungsmechanismus in der Hochtemperaturfestigkeit
eines Stahlprodukts bei einer Temperatur von 700ºC, welche etwa 1/2
des Schmelzpunkts von Eisen entspricht, oder darunter, ist im
wesentlichen derselbe wie der bei Raumtemperatur und wird bestimmt
durch 0 Verfeinerung von Ferritkörnern, Festigkeitserhöhung durch
Legierungselemente in fester Lösung,
Dispersions-Festigkeitserhöhung durch eine Hartphase, Fällungs-Festigkeitserhöhung
durch Fällung von feinen Niederschlägen, etc.
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Im allgemeinen wurde ein Anstieg der Hochtemperaturfestigkeit durch
Fällungs-Festigkeitserhöhung durch das Hinzufügen von Mo oder Cr
und eine Erweiterung der Erweichungsfestigkeit bei hoher Temperatur
durch die Eliminierung oder das Unterdrückung von Fehlstellen
erreicht. Das Hinzufügen von Mo und Cr verursacht jedoch eine
merkliche Steigerung der Härtbarkeit und wandelt die (Ferrit + Perlit)-
Struktur des Basismaterials in eine Bainitstruktur um. Wenn ein Stahl,
der Inhaltsstoffe enthält, welche leicht eine Bainitstruktur bilden
können, für eine gewalzte Form eingesetzt wird, veranlaßt die
jeweilige spezielle Form einen Unterschied in der
Walzendbearbeitungstemperatur, im Umformgrad und in der Abkühlungsrate
zwischen den Lagen eines Stegs, eines Seitenteils und eines Fillets, so
daß der Anteil der Bainitstruktur von Lage zu Lage stark variiert. Als
Folge davon variieren die Festigkeit bei Raumtemperatur, die
Festigkeit bei hoher Temperatur, die Duktilität und die Zähigkeit von
Lage zu Lage und und einige Lagen genügen nicht den Anforderungen
an gewalzten Stahl für geschweisste Strukturen. Zum Beispiel variiert
die Zugfestigkeit, wie von der gestrichelten Linie in Fig. 1 angezeigt
wird, welche die Festigkeit von 490 N-klassifiziertem Stahl zeigt,
entsprechend des Unterschieds in der Walzendbearbeitungstemperatur
zwischen den Lagen. Der Filletbereich wird einer Hochtemperatur-
Walzendbearbeitung bei einer Temperatur von 100 bis 150ºC oberhalb
derer des Stegs unterzogen, welche bewirkt, daß γ körnig wird, und die
Härtbarkeit gesteigert wird, so daß die Bainitstruktur zunimmt, was in
einem signifikanten Anstieg der Festigkeit resultiert. Auf der anderen
Seite wird, weil der Steg einer Tieftemperatur-Endbearbeitung
unterzogen wird, γ verfeinert und die Härtbarkeit verringert sich, so daß
eine gemischte Struktur, die feinkörnigen Ferrit und Bainit umfaßt,
gebildet wird, welche eine geeignete Festigkeit zur Verfügung stellt.
In einem Bereich mittlerer Endbearbeitungstemperatur, der dem des
Seitenteilbereichs entspricht, fällt die Festigkeit ab, da der Ferrit in
einer relativ grobkörnigen Form vorliegt, obwohl eine gemischte
Struktur, die Ferrit und Bainit umfaßt, gebildet wird. Speziell variiert
der Durchmesser des γ-Korns von Lage zu Lage, weil die
Walzendbearbeitungstemperatur sich in Abhängigkeit von der jeweiligen Lage
des H-förmigen Stahls unterscheidet, was Einfluß auf auf die
Härtbarkeit hat, so daß das Verhältnis von Bainit- und
Ferritkorndurchmesser von Lage zu Lage variiert. Der Unterschied in
der Struktur zwischen den Lagen verursacht eine Streuung in der
Zähigkeit. Des weiteren verursacht das Hinzufügen von Mo, das für
die Sicherstellung der Hochtemperaturfestigkeit unabdingbar ist, eine
signifikante Härtung der durch die Schweisshitze betroffene Zone, und
verringert somit die Zähigkeit dieser Zone.
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Ein Merkmal der vorliegenden Erfindung ist, daß im Stahl
Verbindungsoxidpartikel, die Ti als Hauptkomponente und Mn, Si, Al,
Ca, Mg und Seltenerdmetalle umfassen, in einem verteilten Zustand
gefällt werden durch eine Kombination der Einstellung der
Konzentration des gelösten Sauerstoffs des geschmolzenen Stahls mit
der Prozedur des Hinzufügens von Ti als einem Deoxidationselement
unmittelbar vor dem Abstechen und MnS, TiN und V(C, N) werden in
Form eines Komposits kristallisiert, das die Verbindungsoxidpartikel
als Kristallisationskeime umfaßt. Ein weiteres Merkmal der
vorliegenden Erfindung ist, daß während des Heißwalzens die
Keimbildung von intragranulärem Ferrit von innerhalb der
Austenitkörner angeregt wird, unter Verwendung des oben
beschriebenen Komposit-Niederschlags als Keim zur Schaffung des
intragranulärem Ferrits, wobei der Unterschied in den Verhältnissen
von Bainit- und Ferritstrukturen zwischen den verschiedenen Lagen
eines H-förmigen Stahls, der durch den Unterschied in der
Endbearbeitungstemperatur und der Abkühlungsrate zwischen den
verschiedenen Lagen hervorgerufen wird, reduziert wird und die
Ferritkörner verfeinert werden, um eine Verbesserung und eine
Homogenisierung der mechanischen Eigenschaften des Basismaterials
zu erreichen. Die Hochtemperaturfestigkeit wird gesteigert durch die
Fällungs-Festigkeitserhöhung von Carbonitrid von V.
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Es wird nun die Art und Weise beschrieben, auf welche das
kristallisierte, auf Titan basierende Verbindungsoxid effektiv auf die
Bildung des intragranulären Ferrit einwirkt. Das auf Titan basierende
Verbindungsoxid ist hauptsächlich aus Ti&sub2;O&sub3; zusammengesetzt und
liegt in Form eines Kristalls vor, der eine Anzahl an Kationlücken
aufweist. Im γ-Temperaturbereich im Verlauf des Aufheizens und
Abkühlens läßt Ti&sub2;O&sub3; Ti, Mn, etc. durch die inhärenten Kationlücken
von innerhalb der Körner zur äusseren Hülle diffundieren, wo das
diffundierte Ti und Mn mit S und N, die in der Matrixphase in Form
einer festen Lösung gelöst sind, kombinieren, was das bevorzugte
Ausfällen von MnS und TiN verursacht. Ein Absenken der Temperatur
durch weiteres Abkühlen verursacht das bevorzugte Ausfällen von
V(C, N) auf TiN, welches auf Ti&sub2;O&sub3; abgelagert ist. Das ausgefällte
V(C, N) ist hinsichtlich seines Kristallgitters in hohem Maße mit α
kohärent, reduziert die durch die Bildung eines γ/α Keims produzierte
Oberflächenenergie an der V(C, N)/α-Schnittstelle und beschleunigt
die Bildung eines α-Keims. Das bevorzugte Ausfällen von V(C, N) auf
TiN ist der Beziehung zwischen TiN und V(C, N) zuzuschreiben, nach
der sie in Form einer festen Lösung ineinander in jedem Verhältnis
lösbar sind. Fig. 2 ist ein Elektron-Photomikrograph (ein TEM Bild)
eines Niederschlags, worin tatsächlich die Kristallkeimbildung von
intragranulärem Ferrit angeregt worden ist. Das Ausfällen und der α-
Umwandlungsmechanismus sind in Fig. 3 schematisch gezeigt. Die
vorliegende Erfindung wurde basierend auf der oben beschriebenen
neuen Erkenntnis gemacht, und die Abhängigkeit der Zugfestigkeit von
der Walzendbearbeitungstemperatur (Unterschied zwischen den Lagen
eines H-förmigen Stahls) für den Stahl gemäß der vorliegenden
Erfindung und herkömmlichen Stahl ist in Fig. 1 gezeigt. Für den Stahl
der vorliegenden Erfindung ist demgemäß die Abhängigkeit der
mechanischen Eigenschaften von der Endbearbeitungstemperatur so
gering, daß die mechanischen Eigenschaften durch die Eliminierung
der Variationen der mechanischen Eigenschaften zwischen den
verschiedenen Lagen des H-förmigen Stahls homogen werden und,
gleichzeitig, kann das Korn verfeinert werden, so daß die
Schlageigenschaften verbessert werden. Der Unterschied in der
Struktur zwischen dem Stahl der vorliegenden Erfindung und dem
Vergleichsstahl ist in Fig. 4 gezeigt. Wie aus der Zeichnung
ersichtlich ist, hat der Filletbereich des herkömmlichen Stahls eine
Struktur, die hauptsächlich aus Bainit besteht, während im Stahl der
vorliegenden Erfindung die Struktur zu einer gemischten Struktur
umgewandelt wird, welche aus Ferrit in einer feinkörnigen Form
(worin der hier gebrauchte Begriff "feinkörnig" feines Korn
bezeichnen soll, wie es in ASTM Nr. 6 bis 8 spezifiziert ist) und
Bainit zusammengesetzt ist.
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Dies gilt auch für die beim Schweißen wärmebeeinflußte Zone (im
folgenden als "HAZ" bezeichnet). Im speziellen wird die HAZ bis auf
eine Temperatur knapp unterhalb des Schmelzpunkts von Eisen
aufgeheizt, und der Austenit vergröbert sich dabei signifikant, was zu
einer Vergröberung der Struktur führt, so daß die Zähigkeit signifikant
herabgesetzt wird. Da der im Stahl verteilte Niederschlag an
Verbindungsoxid eine hervorragende Fähigkeit zur Bildung von
nadelförmigen intragranulären Ferrit besitzt, ist die Hitzebeständigkeit
im HAZ-Teil hervorragend und eine Verbesserung der Zähigkeit kann
aufgrund der Bildung einer intragranulären Ferritstruktur, unter
Verwendung der Verbindungsoxidpartikel als Keime während des
Abkühlens der Schweißstelle zur signifikanten Verfeinerung der
Struktur, erreicht werden.
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Der Grund für die Eingrenzung der Zusammensetzungseigenschaften
des Stahls der vorliegenden Erfindung, der in der vorliegenden
Anmeldung beansprucht wird, wird nun beschrieben werden.
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Am Anfang wird C als ein für die Verbesserung der Festigkeit des
Stahls nützlicher Bestandteil hinzugefügt. Wenn der C-Gehalt geringer
als 0,04% ist, dann kann die für die Verwendung als Strukturstahl
notwendige Festigkeit nicht geschaffen werden. Auf der anderen Seite
beeinträchtigt das Hinzufügen von C in einer überschüssigen Menge
von mehr als 0,20% signifikant die Zähigkeit des Basismaterials, die
Widerstandsfähigkeit gegen Schweißrißbildung, die Zähigkeit der HAZ
etc. Aus diesem Grund ist das obere Limit für den C-Gehalt 0,20%.
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Si ist für die Sicherstellung der Festigkeit des Basismaterials, für das
Erreichen der Vordeoxidation und für andere Zwecke notwendig.
Wenn der Si-Gehalt 0,5% übersteigt, dann wird ein
hochkohlenstoffhaltiger Martensit, der eine Hartstruktur darstellt, gebildet,
so daß die Zähigkeit signifikant herabgesetzt wird. Auf der anderen
Seite, wenn der Si-Gehalt kleiner als 0,05% ist, dann wird kein
notwendiges, auf Si basierendes Oxid gebildet, daher ist der Si-Gehalt
auf 0,05 bis 0,5% begrenzt.
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Mn sollte in einer Menge von 0,4% oder mehr zum Zwecke der
Sicherstellung der Zähigkeit hinzugefügt werden. Die obere Grenze für
den Mn-Gehalt beträgt vom Standpunkt zulässiger Zähigkeit und
Rissfestigkeit an Schweißstellen 2,0%.
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N ist ein Element, welches für die Fällung von V(C, N) und TiN sehr
wichtig ist. Wenn der N-Gehalt 0,003% oder weniger beträgt, dann ist
die Menge an ausgefälltem TiN und V(C, N) nicht ausreichend, so daß
die Menge der Bildung der Ferrit-Struktur unbefriedigend ist. Des
weiteren ist es in diesem Fall auch unmöglich, die Festigkeit bei einer
hohen Temperatur von 600ºC zu gewährleisten. Aus diesem Grund
wird der N-Gehalt auf Werte von über 0,003% eingeschränkt. Wenn
der Gehalt 0,015% übersteigt, verschlechtert sich die Zähigkeit des
Basismaterials, was Anlaß zur Oberflächenrißbildung der Stahlbrarnme
während des kontinuierlichen Gießens gibt, daher ist der N-Gehalt auf
0,015% oder weniger beschränkt.
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V fällt als V(C, N) aus, besitzt die Befähigung, keimbildend für
intragranulären Ferrit zu wirken und ist notwendig zur Verfeinerung
des Ferrits und zur Gewährleistung der Hochtemperaturfestigkeit.
Wenn V in einer Menge von weniger als 0,04% enthalten ist, kann es
nicht als V(C, N) ausfallen, so daß die oben beschriebenen Effekte
nicht erreicht werden können. Jedoch verursacht das Hinzufügen von
V in einer Menge, die 0,2% übersteigt, daß die Menge an ausgefälltem
V(C, N) übermäßig wird, was die Zähigkeit des Basismaterials und die
Zähigkeit der Schweißstelle herabsetzt. Daher ist der V-Gehalt auf
0,05 bis 0,2% begrenzt.
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Mo ist ein Element, das für die Gewährleistung der Festigkeit des
Basismaterials und die Hochtemperaturfestigkeit nützlich ist. Wenn der
Mo-Gehalt weniger als 0,3% beträgt, dann kann sogar durch die
Wirkung einer Kombination des Mo mit der Fällungsverstärkung des
V(C, N) keine befriedigende Hochtemperaturfestigkeit gewährleistet
werden. Auf der anderen Seite verschlechtern sich die Zähigkeit des
Basismaterials und die Zähigkeit der HAZ, wenn der Mo-Gehalt 0,7%
übersteigt, da dann die Härtbarkeit über die Maßen erhöht wird. Daher
ist der Mo-Gehalt auf 0,3 bis 0,7% begrenzt.
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Ti dient als ein Deoxidationsmaterial, um ein auf Titan basierendes
Oxid zu bilden, und kann vorteilhafterweise die Bildung von
intragranulärem Ferrit während des Walzens beschleunigen. Des
weiteren fällt es als TiN zur Verfeinerung von Austenit aus, was zu
einer Verbesserung der Zähigkeit des Basismaterials und der
Schweißstellen beiträgt. Aus diesem Grund wird, wenn der Ti-Gehalt
des Stahls 0,005% oder weniger beträgt, der Ti-Gehalt des Oxids so
ungenügend, daß die Wirkung des Oxids als Keim zur Bildung
intagranulären Ferrits verringert wird, so daß der Ti-Gehalt auf 0,005
% oder mehr begrenzt ist. Wenn der Ti-Gehalt 0,025% übersteigt,
dann bildet überschüssiges Ti TiC und verursacht Fällungshärtung,
was die Zähigkeit der beim Schweißen wärmebeeinflußten Zone
merklich herabsetzt, so daß der Ti-Gehalt auf weniger als 0,025%
begrenzt ist. In diesem Zusammenhang steht auch der Grund, Warum
der Ti-Gehalt [Ti%] der von der in Gewichts% angegebenen Formel
-0,006 ≤ [Ti%] - 2[O%] ≤ 0,008 repräsentierten Beziehung mit der
Konzentration an gelöstem Sauerstoff [O%] genügen sollte, der
folgender ist. In dieser Formel bildet, wenn der Ti-Gehalt übermäßig
viel größer als die in Gewichts% angegebene [O]-Konzentration ist,
überschüssiges Ti in einer größeren Menge als erforderlich TiN, was
sich nachteilig auf die Widerstandsfähigkeit der Rohbramme und die
Zähigkeit des Basismaterials auswirkt. Auf der anderen Seite kann die
Anzahl der auf Ti basierenden Oxidpartikel, die als Keime für
intragranulären Ferrit dienen, nicht die für die vorliegende Erfindung
notwendigen 20 Partikel/mm² übersteigen, wenn der Ti-Gehalt
übermäßig viel geringer als die in Gewichts% angegebene [O]-
Konzentration. Daher wurde die oben angegebene Begrenzung
eingeführt. Der Grund warum die Anzahl der Oxidpartikel auf 20
Partikel/mm² oder mehr beschränkt ist, besteht darin, daß wenn die
Anzahl der Oxidpartikel weniger als 20 Partikel/mm² beträgt, die
Anzahl an gebildeten intragranulären Ferritkeimen reduziert ist, so daß
es unmöglich wird, den Ferrit zu verfeinern. Die Anzahl der Partikel
wurde mit einem Röntgenmikroanalysator gemessen und spezifiziert.
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Al besitzt ein starkes Deoxidationsvermögen und es kombiniert mit
Sauerstoff in einer festen Lösungsform, um Aluminiumoxid zu bilden,
wenn es in einer Menge enthalten ist, die 0,005% übersteigt, so daß
das notwendige auf Ti basierende Oxid nicht gebildet werden kann.
Aus diesem Grund ist der Al-Gehalt auf weniger als 0,005% begrenzt.
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Der Gehalt an P und S, die als unvermeidliche Verunreinigungen
enthalten sind, ist nicht im speziellen begrenzt. Weil sie jedoch zu
Schweißrißbildung, zur Verringerung der Zähigkeit und zu anderen
unvorteilhaften Phänomenen aufgrund von erstarrungsbedingter
Seigerung führen, sollten sie soweit wie möglich reduziert werden.
Der P- und S-Gehalt beträgt jeweils wünschenswerterweise weniger als
0,02%.
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Die oben beschriebenen Elemente stellen die Basisbestandteile des
Stahl der vorliegenden Erfindung dar. Der Stahl der vorliegenden
Erfindung kann darüberhinaus des weiteren zumindest einen
Bestandteil ausgewählt aus Cr, Nb, Ni, Cu, Ca und Seltenerdmetallen
zum Zweck der Steigerung der Festigkeit des Basismaterials und der
Verbesserung der Zähigkeit des Basismaterials enthalten.
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Cr ist für die Festigkeitserhöhung des Basismaterials und die
Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit nützlich. Weil jedoch das
Hinzufügen von Cr in einer übermäßigen Menge nachteilig für die
Zähigkeit und die Härtbarkeit ist, beträgt die obere Grenze für den Cr-
Gehalt 0,7%.
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Nb ist für die Steigerung der Zähigkeit des Basismaterials nützlich.
Weil jedoch das Hinzufügen von Nb in einer übermäßigen Menge
nachteilig für die Zähigkeit und die Härtbarkeit ist, beträgt die obere
Grenze für den Nb-Gehalt weniger als 0,05%.
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Ni ist ein Element, das sehr nützlich zur Steigerung der Zähigkeit des
Basismaterials ist. Weil das Hinzufügen von Ni in einer Menge von
1,0% oder mehr die Kosten der Legierung steigert und daher nicht
rentabel ist, beträgt die obere Grenze des Ni-Gehalts 1,0%.
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Cu ist ein Element, das für die Festigkeitserhöhung des Basismaterials
und für das Erreichen von Wetterbeständigkeit nützlich ist. Die obere
Grenze für den Cu-Gehalt beträgt 1,0% von Standpunkt der
Anlaßsprödigkeit, der Schweißrißbildung und der
Warmumformungsrißbildung abgeleitet vom Spannungsrelaxationsglühen aus gesehen.
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Ca und Seltenerdmetalle (SEM) werden zum Zweck der Vermeidung
von UST-Defekten und einer Reduktion der Zähigkeit, die durch die
Streckung von MnS während des Warmwalzens verursacht wird,
hinzugefügt. Sie bilden Ca-O-S oder SEM-O-S, welche eine geringe
Verformbarkeit bei hoher Temperatur aufweisen, statt MnS und
können im Gegensatz zu MnS die Eigenschaften und Form von
Einschlüssen steuern. Wenn Ca bzw. SEM in Mengen, die 0,003
Gew.-% bzw. 0,01 Gew.-% übersteigen, hinzugefügt werden, dann
werden Ca-O-S bzw. SEM-O-S in großer Menge gebildet und werden
so zu grobkörnigen Einschlüssen, was die Zähigkeit des Basismaterials
und von Schweißstellen verschlechtert, so daß der Ca- bzw. SEM-
Gehalt auf 0,003% oder weniger bzw. 0,01% oder weniger begrenzt
ist.
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Der geschmolzene Stahl, der die oben beschriebenen Bestandteile
enthält, wird dann einer Vordeoxidationsbehandlung unterzogen, um
die Konzentration des gelösten Sauerstoffs einzustellen. Die
Einstellung der Konzentration des gelösten Sauerstoffs ist für die
Reinigung des geschmolzenen Stahls und gleichzeitig für die
Verteilung eines feinen Oxids in der Rohbramme sehr wichtig. Der
Grund dafür, weshalb die Konzentration des gelösten Sauerstoffs im
Bereich von 0,003 bis 0,015 Gewichts% eingestellt wird, ist, daß,
wenn die [O]-Konzentration nach der Vervollständigung des
Vordeoxidationsvorgangs weniger als 0,003% beträgt, die Menge an
Verbindungsoxid das als Keim zur Bildung von intragranulärem Ferrit
dient, was die intragranuläre Ferrittransformation beschleunigt,
reduziert ist und so die Körnung nicht verfeinert werden kann, so daß
keine Verbesserung der Zähigkeit erreicht werden kann. Auf der
anderen Seite, wenn die [O]-Konzentration 0,015% übersteigt, dann
wird das Oxid, sogar wenn andere Vorbedingungen erfüllt sind,
vergröbert und wird zum Ursprung von Sprödbruch und setzt die
Zähigkeit herab. Aus diesem Grund ist die [O]-Konzentration nach der
Vervollständigung der Vordeoxidation auf 0,003 bis 0,015 Gewichts%
begrenzt.
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Die Vordeoxidationsbehandlung wird durch Vakuumentgasung und
Deoxidation durch Al und Si durchgeführt. Dies geschieht, weil die
Vakuumentgasungsbehandlung direkt Sauerstoff, der im
geschmolzenen Stahl vorhanden ist, in Form eines Gases und CO-Gas
entfernt, und Al und Si zur Reinigung des geschmolzenen Stahls durch
leichte Flotation und Entfernung von auf Oxiden basierenden
Einschlüssen, die von den starken Deoxidationsmitteln Al und Si
gebildet werden, sehr effektiv sind.
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Die Rohbramme, welche ein auf Ti basierendes Oxid enthält und der
oben beschriebenen Behandlung unterzogen wurde, wird dann auf
einen Temperaturbereich von 1100 bis 1300ºC wieder aufgeheizt. Der
Grund, warum die Wiederaufheizungstemperatur auf diesen
Temperaturbereich begrenzt wird, ist der folgende. Bei der Produktion
von Formstahl durch Warmumformung ist das Aufheizen auf 1100ºC
oder darüber zum Zweck der Erleichterung der plastischen
Deformation notwendig und, um die Fließgrenze bei hoher Temperatur
durch V und Mo zu steigern, sollten diese Elemente in einer festen
Lösungsform gelöst sein, so daß die untere Grenze der
Wiederaufheizungstemperatur 1100ºC beträgt. Die obere Grenze der
Wiederaufheizungstemperatur beträgt vom Standpunkt der
Leistungsfähigkeit eines Heizofens und der Rentabilität her gesehen
1300ºC.
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Die aufgeheizte Rohbramme wird durch die Schritte des Vorwalzens,
Zwischenwalzens und Fertigwalzens walzprofiliert. Im Verfahren
gemäß der vorliegenden Erfindung sind die Schritte des Walzens
dadurch gekennzeichnet, daß in einem Zwischenwalzwerk zwischen
verschiedenen Walzdurchgängen eine Kühlung des
Oberflächenschichtanteils der Rohbramme auf 700ºC oder darunter, gefolgt von
Warmwalzen im Vorgang des Wiederauftretens der Stahloberfläche,
einmalig oder mehrmalig während des Schritts des Zwischenwalzens
durchgeführt wird. Dieser Schritt wird zum Zweck des Erreichens
eines Temperaturgradienten vom Oberflächenschichtanteil zum
Inneren der Stahlbramme hin, mittels der Wasserkühlung zwischen den
Durchgängen, durchgeführt, um der Bearbeitung zu ermöglichen, in
das Innere des Stahls sogar unter der Bedingung niedriger Reduktion
beim Walzen einzudringen, und gleichzeitig zur Steigerung der
Effizienz die Wartezeit zwischen verschiedenen Durchgängen zu
verkürzen, die durch das Niedrigtemperaturwalzen verursacht wird.
Die Anzahl an Wiederholungen der Wasserkühlung und des
wiederkehrenden Walzens hängt von der Dicke des geplanten gewalzten
Stahlprodukts ab, zum Beispiel von der Dicke des Seitenteils im Falle
eines H-förmigen Stahls, und wenn diese Dicke groß ist, wird dieser
Schritt mehrfach durchgeführt. Der Grund dafür, weshalb die
Temperatur, auf welche der Oberflächenschichtanteil der Stahlbramme
abgekühlt wird, auf 700ºC oder darunter begrenzt ist, liegt darin, daß,
weil eine dem Walzen folgende Schnellabkühlung durchgeführt wird,
die Abkühlung aus dem gewöhnlichen γ-Temperaturbereich ein
Aushärten des Oberflächenschichtanteils und damit die Bildung einer
Hartphase verursacht, welche die Bearbeitbarkeit verschlechtert. Im
speziellen wird im Fall der Kühlung auf 700ºC oder darunter, da die
γ/α-Transformationstemperatur einmal durchbrochen ist und die
Temperatur des Oberflächenschichtabschnitts durch das
Wiederauftreten zum Zeitpunkt zur Durchführung des nächsten Walzens
ansteigt, die Bearbeitung in einem Niedrigtemperatur-γ-bereich oder
im Temperaturbereich der γ/α-Zweiphasenkoeexistenz durchgeführt,
was zu einer signifikanten Reduzierung der Härtbarkeit und zur
Vermeidung des Aushärtens, welches von der Schnellabkühlung
herrührt, beiträgt.
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Nach der Vervollständigung des Walzens wird der Stahl mit einer
Abkühlungsrate von 1 bis 30ºC pro Sekunde auf 650 bis 400ºC zum
Zweck der Unterdrückung des Kornwachstums des Ferrits und zur
Steigerung des Anteils der Bainitstruktur abgekühlt, um die
Zielfestigkeit in einem niedriglegierten Stahl zu erreichen. Der Grund
dafür, weshalb die Schnellabkühlung bei 650 bis 400ºC gestoppt wird
ist der folgende. Wenn die Schnellabkühlung bei einer Temperatur
gestoppt wird, die 650ºC übersteigt, dann ist die Temperatur der Ar&sub1;-
Punkt oder darüber und die γ-Phase bleibt teilweise erhalten, so daß es
unmöglich wird, das Kornwachstum des Ferrits zu unterdrücken und
den Anteil der Bainitstruktur zu steigern. Aus diesem Grund ist die
Temperatur, bei welcher die Schnellabkühlung gestoppt wird, auf
650ºC oder darunter begrenzt. Wenn die Schnellabkühlung
durchgeführt wird, bis die Temperatur unter 400ºC erreicht, können
im darauffolgenden Schritt des Stehenlassens die in in der Ferrit-Phase
in Form einer übersättigten festen Lösung gelösten C und N nicht als
Carbid oder Nitrid gefällt werden, so daß sich die Duktilität der Ferrit-
Phase verringert. Daher ist die Temperatur bei welcher die
Schnellabkühlung gestoppt wird auf den oben beschriebenen
Temperaturbereich begrenzt.
Beispiel
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Ein H-förmiger Stahl wurde hergestellt auf experimenteller Basis
durch die Herstellung eines Stahls mittels eines Schmelzverfahrens,
das Hinzufügen einer Legierung dazu, das Unterziehen des Stahls einer
Vordeoxidationsbehandlung, die Messung der Sauerstoffkonzentration
des geschmolzenen Stahls, das Hinzufügen von Ti in einer Menge
entsprechend der Menge des Sauerstoffs, das Unterziehen des Stahls
einem kontinuierlichen Schmelzprozess, um eine Rohbramme mit einer
Dicke von 250 bis 300 mm herzustellen, und das Unterziehen der
Rohbramme einem Vorwalzen und Universalwalzen wie in Fig. 5
gezeigt. Zwischen den Walzdurchgängen wurde eine Wasserkühlung
durch die Wiederholung von Sprühkühlung der internen und externen
Oberflächen der Seitenteile mit 5a vor und hinter einem Zwischen-
Universalwalzwerk 4 und Rückwärtswalzen durchgeführt, und eine
Schnellkühlung wurde nach der Vervollständigung des Walzens durch
Sprühkühlung des Seitenteils und des Stegs mit 5b hinter einem
Endwalzwerk 6 durchgeführt.
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Es wurden Teststücke von den Positionen 1/4 und 1/2 der gesamten
Breite (B) (d. h. 1/4 B und 1/2 B) in der Mitte der Schichtdicke t&sub2;,
(d. h. 1/2 t&sub2;) des Seitenteils 2, wie in Fig. 6 gezeigt, und in einer
Position von 1/2 der Höhe H des Stegs (d. h. 1/2 H) in der Mitte der
Schichtdicke des Stegs 3 entnommen. Der Grund, warum die
Eigenschaften dieser Positionen bestimmt werden ist der, daß der 1/4
F-Bereich des Seitenteils bzw. der 1/2 W-Bereich des Stegs
durchschnittliche mechanische Eigenschaften der Seitenteile bzw. des
Stegteils aufweisen und in dem 1/2 F-Bereich des Seitenteils die
mechanischen Eigenschaften die schlechtesten sind, so daß diese drei
Positionen mechanische Testeigenschaften des H-förmigen Stahls
repräsentieren.
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Tabelle 1 zeigt die anteilsmäßige chemische Zusammensetzung und die
Anzahl an Partikeln eines zusammengesetzten Niederschlags in den
Stählen auf experimenteller Basis und Tabelle 2 zeigt die Walz- und
Schnellabkühlungsbedingungen zusammen mit den mechanischen
Testeigenschaften. Der Grund, warum die Aufheizungstemperatur beim
Walzen für alle Proben 1280ºC war, ist der folgende. Es ist allgemein
bekannt, daß eine Verringerung der Aufheizungstemperatur die
mechanischen Eigenschaften verbessert und daher werden
Hochtemperatur-Aufheizungsbedingungen so eingeschätzt, daß sie die
schlechtesten Werte für die mechanischen Eigenschaften liefern, so
daß diese schlechtesten Werte die Eigenschaften bei niedrigeren
Aufheizungstemperaturen repräsentieren können.
Tabelle 1
Tabelle 1 (Fortsetzung)
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Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, erfüllen die Stähle 1 bis 6 gemäß der
vorliegenden Erfindung
in genügender Weise die Zielvorgaben für die
Hochtemperaturfestigkeit und für die Festigkeit des Basismaterials bei
600ºC (die oben beschriebene JISG3106) und einen Charpy-Wert von
47 (J) oder mehr bei -5ºC. Auf der anderen Seite kann, da die
herkömmliche Al-Deoxidation ohne die Anpassung der Dispersion
eines feinen Oxids durch die Regulierung der Sauerstoffkonzentration
des geschmolzenen Stahls und das Hinzufügen von Ti durchgeführt
wird und keine Schnellabkühlungsbehandlung während und nach dem
Walzen durchgeführt wird, obwohl die Raumtemperaturfestigkeit und
die Hochtemperaturfestigkeit des Basismaterials die Erfordernisse für
Gebäude erfüllen und das Streckgrenzenverhältnis (YP-Verhältnis) 0,8
oder geringer ist, in den Vergleichsstählen 7, 8 und 9 die Verfeinerung
der Struktur und die Niedriglegierung nicht erreicht werden, so daß die
Zähigkeit sich verringert und im besonderen erfüllt die Zähigkeit des
Bereichs der Breite 1/2 in der Schichtdicke 1/2 des Seitenteils nicht
den Zielwert. In der vorliegenden Erfindung wird das Phänomen, daß
der Oberflächenschichtanteil des Seitenteils durch die
Schnellabkühlungsbehandlung nach der Beendigung des Walzens
gehärtet und somit die Verarbeitbarkeit schlechter wird, durch die
Verfeinerung von γ durch die Wasserkühlung zwischen verschiedenen
Walzdurchgängen verhindert und damit erfüllt die Oberflächenhärte
der Außenseitenoberfläche eine Ziel-Vickers-Härte, Hv, von 240 oder
weniger.
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Das bedeutet, wenn alle Erfordernisse der vorliegenden Erfindung
erfüllt werden, wie bei den in Tabelle 2 aufgeführten Formblechen 1
bis 6, dann wird es möglich, gewalzte Formstähle mit hervorragender
Feuerbeständigkeit und Zähigkeit herzustellen, die ausreichende
Festigkeit bei Raumtemperatur und 600ºC sogar an der Position der
Breite 1/2 in 1/2 der Blechdicke des Seitenteils aufweisen, wo es am
schwierigsten ist, die Erfordernisse für die mechanischen
Eigenschaften des gewalzten Formstahls zu erfüllen. Es ist klar, daß
der in der vorliegenden Erfindung betrachtete gewalzte Formstahl
nicht auf den H-förmigen Stahl, der in dem obigen Beispiel
beschrieben ist, begrenzt ist, sondern auch I-förmige Stähle, Winkel,
U-Stähle und unregelmäßige Winkel ungleicher Dicke einschließt.
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Im gewalzten Stahl der vorliegenden Erfindung kann ausreichende
Festigkeit und Zähigkeit sogar im Teil der Breite 1/2 in der Blechdicke
1/2 des Stegs erreicht werden, wo es am schwierigsten ist, die
mechanischen Testeigenschaften sicherzustellen, und es wird möglich,
die effiziente in-line Herstellung von kontrolliert kaltgewalzten
Formstählen mit hervorragender Feuerbeständigkeit und Zähigkeit
durchzuführen und weiter die Feuersicherheitseigenschaften, sogar
wenn die Hochtemperatureigenschaften und die Abdeckdicke des
feuerfesten Materials nur 20 bis 50% des Standes der Technik
betragen, erreicht werden können, was zu einer signifikanten
Verringerung der Kosten durch eine Verringerung der Baukosten und
Verkürzung der Bauzeit beiträgt, so daß industrielle Effekte wie die
Verbesserung der Zuverlässigkeit, der Sicherheit und der Rentabilität
von Großbauten sehr signifikant sind.
Tabelle 2
Tabelle 2 (Fortsetzung)