DE69723204T2

DE69723204T2 - Stahl mit verbesserter zähigkeit in durch schwei en wärmebeaufschlagter zonen

Info

Publication number: DE69723204T2
Application number: DE69723204T
Authority: DE
Inventors: Takuya Hara; Hitoshi Asahi; Hiroshi Tamehiro; Ryuji Uemori; Naoki Saito
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-04-17
Filing date: 1997-04-17
Publication date: 2004-02-05
Anticipated expiration: 2017-04-18
Also published as: CN1081679C; EP0839921A4; US5985053A; WO1997039157A1; KR19990022987A; CN1189193A; JP3408385B2; KR100259797B1; EP0839921A1; EP0839921B1; JPH101744A; DE69723204D1

Description

Diese Erfindung betrifft einen Stahl mit ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit in einer durch Schweißen wärmebeeinflussten Zone (HAZ) und kann bei Baustahlmaterialien verwendet werden, bei denen Bogenschweißen, Elektronenstrahlschweißen, Laserschweißen etc. angewendet werden.
Insbesondere betrifft diese Erfindung einen Stahl, der durch Zugabe von Ti und Mg zu einem Stahl, die Kontrolle der Menge an 0 und die Feindispergierung von Oxiden und gemischten Oxiden dieser Elemente eine ausgezeichnete HAZ-Zähigkeit aufweist.
Eine der wichtigsten erforderlichen Eigenschaften für Stahlmaterialien, die für Konstruktionen, wie Schiffe, Gebäude, Druckbehälter, Rohrleitungen etc., verwendet werden, ist die HAZ-Zähigkeit. Kürzlich machten Wärmebehandlungsverfahren und ein Wärmebehandlungsverfahren mit kontrolliertem Walzen und maschinellem Bearbeiten einen bemerkenswerten Fortschritt, und die Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit des Stahlmaterials selbst wurde leicht. Da die HAZ beim Schweißen erneut auf eine hohe Temperatur erhitzt wird, geht jedoch die Feinstruktur des Stahlmaterials vollständig verloren, und seine mikroskopische Struktur wird äußerst grob, wodurch eine drastische Verschlechterung der HAZ-Zähigkeit hervorgerufen werden kann. Daher wurden als Mittel zur Verfeinerung der HAZ-Struktur (1) ein Verfahren zur Einschränkung der Vergröberung von Austenitkörnchen durch TiN und (2) ein Verfahren zur Bildung von intergranulärem Ferrit durch Ti-Oxide untersucht und praktisch angewendet. CAMP-ISIJ, Bd. 3 (1990) 808 beschreibt zum Beispiel die Einflüsse von N auf die Umwandlung von intergranulärem Ferrit in Stahl vom Ti-Oxidtyp, und Bd. 79 (1993), Nr. 10 beschreibt die Wirkung von B auf die Umwandlung von intergranulärem Ferrit in Ti-haltigen Oxidstählen.
JP-A-7-216496 und JP-A-7-216498 offenbaren einen feuerbeständigen und verformbar gewalzten Bereich, der 0,001–0,010% Mg und gemischte Oxide des Al-Mg-Ti-Systems mit einer Größe von nicht mehr als 3 μm enthält. JP-A-5-43977 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Stahls, der durch gleichmäßiges Dispergieren von Titanoxiden in einer großen Menge als Kerne intergranulärer Ferritkörnchen eine ausgezeichnete HAZ-Zähigkeit aufweist, und der Stahl enthält 0,005–0,020% Ti und 0,001–0,010% Mg. Ferner offenbart EP-A-0 757 113, die WO-A-96/23909 entspricht, einen Stahl für Rohrleitungen mit einer hohen Festigkeit und einem geringen Fließanteil, der eine ausgezeichnete HAZ-Zähigkeit aufweist, 0,005–0,030% Ti und 0,001–0,006% Mg enthält und eine Mikrostruktur mit einer speziellen Ferritfraktion und einer mittleren Korngröße aufweist.
Dennoch ist der Grad der durch diese Verfahren erzeugten HAZ-Zähigkeit noch nicht ganz zufriedenstellend. Unter dem Aspekt der Durchführung des Schweißens war daher ein Stahlmaterial, das eine höhere Festigkeit aufweist und bei tiefer Temperatur und großer Wärmezufuhr verwendet werden kann, dringend gewünscht.
Die vorliegende Erfindung stellt ein Stahlmaterial mit ausgezeichneter HAZ-Zähigkeit (wie dicke Stahlplatten, Heizschlangen, Formstahl, Stahlrohre etc.) bereit.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung führten intensive Untersuchungen der chemischen Bestandteile (Zusammensetzungen) von Stahlmaterialien und ihrer mikroskopischen Stukturen durch, um ihre HAZ-Zähigkeit zu verbessern, und erfanden einen neuen Stahl mit hoher HAZ-Zähigkeit.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung wird durch die in den Ansprüchen angegebenen Merkmale gelöst.
Nachstehend wird der Inhalt der vorliegenden Erfindung erklärt.
Der in der folgenden Beschreibung verwendete Begriff "%" bedeutet "Gew.-%".
Das Merkmal der vorliegenden Erfindung besteht darin, dass Spuren von Ti und Mg gleichzeitig zu einem kohlenstoffarmen Stahl gegeben werden, und Oxide und gemischte Oxide, die Ti und Mg enthalten (die ferner MnS, CuS, TiN etc. enthalten), durch Kontrolle der Menge an O (Sauerstoff) in dem Stahl fein dispergiert werden.
Der Begriff "Oxide und gemischte Oxide, die Ti und Mg enthalten (die ferner MnS, CuS, TiN etc. enthalten)" bedeutet hier hauptsächlich Verbindungen, wie Ti-Oxide, Mg-Oxide oder gemischte Oxide von Ti und Mg in dem Stahl, Oxide und gemischte Oxide von anderen Elementen, wie Mn, Si, Al, Zr etc., und Verbindungen, wie Sulfide und gemischte Sulfide von Mn, Cu, Ca, Mg etc. Diese Verbindungen können ferner Nitride, wie TiN, enthalten.
Es wurde geklärt, dass die fein dispergierten gemischten Oxide von Ti und Mg (1) die Bildung von feinem, intergranulärem Ferrit in den Austenitkörnchen, die grob wurden, und/oder (2) die Vergröberung der Austenitkörnchen einschränken, die HAZ-Struktur verfeinern und die HAZ-Zähigkeit drastisch verbessern. Ferner kann die Verbesserung der HAZ-Zähigkeit durch die Menge an Mg in dem Stahl und die Art der zugegebenen Mg-Elemente erzielt werden. Mit anderen Worten, es hat sich gezeigt, dass, wenn reines Mg-Metall (mindestens 99%) mit einer Eisenfolie umwickelt und zugegeben wird, der Punkt (1) seine Wir kung zeigt, wenn die Menge an Mg nicht größer als 0,0020% ist, und der Punkt (2) seine Wirkung zeigt, wenn die Menge an Mg 0,0020% übersteigt. Ferner sind die Größen und Dichten der gemischten Oxide von Ti und Mg wichtige Faktoren.
Es gibt jedoch den Fall, dass das Oxid von Mg allein neben dem gemischten Oxid von Ti und Mg vorkommt, wenn die Menge an Mg groß ist, und es gibt auch den Fall, dass das Oxid von Ti allein neben dem gemischten Oxid von Ti und Mg vorkommt, wenn die Menge an Mg klein ist. Es tritt jedoch kein Problem auf, solange die Größen der einzelnen Oxide von Ti und Mg und der gemischten Oxide von Ti und Mg 0,001 bis 5,0 μm betragen, da sie fein dispergiert sind. Die Größen des Oxids oder des gemischten Oxids betragen bevorzugt 0,001 bis 2 μm.
Es wurde auch geklärt, dass dieses gemischte Oxid in einer größeren Menge und feiner als das Ti-Oxid, das zum Zeitpunkt der Zugabe von Ti allein gebildet wurde, dispergiert ist, und seine Wirkungen auf die vorstehend beschriebenen Punkte (1) und (2) auch größer sind. Um diese Wirkungen zu erzielen, ist es zuerst notwendig, die Mengen an Ti und Mg auf 0,005 bis 0,025%, beziehungsweise 0,0001 bis 0,0009% zu beschränken. Diese Mengen sind die minimalen Mengen, die zum feinen Dispergieren großer Mengen der gemischten Oxide notwendig sind. Die Obergrenze der Menge an Ti muss 0,025% betragen, um eine Verschlechterung der Tieftemperaturzähigkeit aufgrund der Bildung von TiC in der HAZ zu verhindern, obwohl die Menge an Ti mit den Mengen an Ound N variiert. Unter dem Aspekt der Stahlherstellung ist es äußerst schwierig, eine große Menge an Mg-Oxiden zu dispergieren, und aus diesem Grund wird die Obergrenze der Menge an Mg auf 0,0009% eingestellt.
Wenn die Größe des gemischten Oxids von Ti und Mg weniger als 0,001 μm beträgt, ist das Oxid so klein, dass die Einschränkungswirkung auf die Vergröberung der Austenitkörnchen oder die Wirkung der Bildung des intergranulären Ferrits nicht erzielt werden kann. Wenn die Größe 5,0 μm übersteigt, ist das Oxid so groß, dass die Einschränkungswirkung auf die Vergröberung der Austenitkörnchen oder die Wirkung der Bildung des intergranulären Ferrits auch nicht erzielt werden kann. Wenn die Dichte des gemischten Oxids von Ti und Mg weniger als 40 Teilchen/mm² beträgt, ist die Zahl der dispergierten Oxide so klein, dass die Wirkung der intergranulären Umwandlung nicht erzielt werden kann. Daher ist eine Dichte von mindestens 40 Teilchen/mm² notwendig. Um feinere Ti- und Mg-Oxide in größeren Mengen zu erhalten, ist eine Einschränkung der Menge an O wichtig. Wenn die Menge an 0 zu klein ist, können keine großen Mengen der gemischten Oxide erhalten werden, und wenn sie zu groß ist, wird im Gegensatz dazu die Reinheit des Stahls verschlechtert. Daher wird die Menge an O auf 0,001 bis 0,004% beschränkt.
Nachstehend werden die Gründe für die Einschränkung der am Aufbau beteiligten Elemente erklärt.
Die Menge an C wird auf 0,01 bis 0,15% beschränkt. Kohlenstoff ist ein äußerst wirksames Element zur Verbesserung der Festigkeit des Stahls, und mindestens 0,01% sind notwendig, um die Verfeinerungswirkung auf die Kristallkörnchen zu erzielen. Wenn die Menge an C zu groß ist, werden das Grundmetall und die Tieftemperaturzähigkeit des Grundmetalls und der HAZ stark verschlechtert. Daher wird die Obergrenze auf 0,15% eingestellt.
Silicium ist das Element, das zur Desoxidation und zur Verbesserung der Festigkeit zugegeben wird. Wenn seine Menge zu groß ist, wird jedoch die HAZ-Zähigkeit deutlich verschlechtert, und die Obergrenze wird daher auf 0,6% eingestellt. Die Desoxidation des Stahls kann sogar durch Ti oder Al ausreichend erfolgen, und nicht immer muss Si zugegeben werden.
Mangan ist ein unentbehrliches Element zur Sicherstellung des Gleichgewichts zwischen der Festigkeit und der Tieftemperaturzähigkeit, und seine Untergrenze beträgt 0,5 %. Wenn die Menge an Mn zu groß ist, nimmt jedoch die Härtbarkeit des Stahls zu, so dass nicht nur die HAZ-Zähigkeit verschlechtert wird, sondern auch die Segregation des Zentrums beim kontinuierlichen Gießen (Bramme) gefördert wird, und die Tieftemperaturzähigkeit des Grundmetalls ebenfalls verschlechtert wird. Daher wird die Obergrenze auf 2,5% eingestellt.
Die Zugabe von Ti bildet feines TiN, schränkt die Vergröberung der Austenitkörnchen zum Zeitpunkt des erneuten Erhitzens der Bramme und der HAZ ein, verfeinert die mikroskopische Struktur und verbessert die Tieftemperaturzähigkeit des Grundmetalls und der HAZ. Wenn die Menge an Al klein ist, bildet Ti Oxide, wirkt als Kerne für die Bildung intergranulärer Ferrite in der HAZ und verfeinert die HAZ-Struktur. Um diese zusätzliche Wirkung von Ti zu erzielen, müssen mindestens 0,005% Ti zugegeben werden. Wenn die Menge an Ti zu groß ist, tritt jedoch eine Vergröberung von TiN und eine Abscheidungshärtung aufgrund von TiC ein. Daher wird seine Obergrenze auf 0,025% eingestellt.
Aluminium ist das Element, das im allgemeinen als das Desoxidationsmittel in dem Stahl enthalten ist. Wenn die Menge an Al jedoch 0,02% übersteigt, können die gemischten Oxide von Ti und Mg nicht leicht gebildet werden. Daher wird seine Obergrenze auf 0,020% eingestellt. Die Desoxidation kann durch Ti oder Si ausreichend erzielt werden, und nicht immer muss Al zugegeben werden.
Magnesium ist ein starkes Desoxidationselement und bildet feine Oxide (gemischte Oxide, die Spuren von Ti etc. enthalten), wenn es sich mit Sauerstoff verbindet. Die in dem Stahl fein dispergierten Mg-Oxide sind sogar bei hoher Temperatur stabiler als TiN, schränken die Vergröberung der γ-Körnchen in der ganzen HAZ ein oder bilden den feinen intergranulären Ferrit im Inneren der vergröberten Austenitkörnchen und verbessern die HAZ-Zähigkeit. Um diese Wirkungen zu erzielen, sind mindestens 0,0001% Mg notwendig. Unter dem Aspekt der Stahlherstellung ist es jedoch äußerst schwierig, eine große Menge an Mg in den Stahl zu geben. Daher wird seine Obergrenze auf 0,0009% eingestellt.
Es ist wirkungsvoll, die Menge des starken Desoxidationselements Al so viel wie möglich zu reduzieren, und die Menge an O auf 0,001 bis 0,004% zu regulieren, um zum Zeitpunkt der Zugabe von Ti und Mg die feinen Oxide in genügendem Ausmaß zu erhalten.
Stickstoff bildet TiN, schränkt die Vergröberung der Austenitkörnchen zum Zeitpunkt des erneuten Erhitzens der Bramme und in der durch Schweißen wärmebeeinflussten Zone ein und verbessert die Tieftemperaturzähigkeit des Grundmetalls und der HAZ. Die minimale Menge, die für diesen Zweck notwendig ist, beträgt 0,001%. Wenn die Menge an N zu groß ist, tritt jedoch ein Verkratzen der Brammenoberfläche und eine Verschlechterung der HAZ-Zähigkeit aufgrund der festen Lösung von N auf. Daher muss die Obergrenze auf 0,006 % eingestellt werden.
In der vorliegenden Erfindung werden die Mengen an P und S als die Verunreinigungselemente auf nicht mehr als 0,030% beziehungsweise auf nicht mehr als 0,005% eingeschränkt. Der Hauptgrund ist die weitere Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit des Grundmetalls und der HAZ. Die Reduzierung der Menge an P verringert die Segregation des Zentrums der Bramme, verhindert die Zerstörung der Korngrenze und verbessert die Tieftemperaturzähigkeit. Die Reduzierung der Menge an S verringert das durch kontrolliertes Walzen gedehnte MnS und verbessert die Zähigkeit.
Als nächstes wird der Zweck der Zugabe von Nb, V, Ni, Cu, Cr und Mo erklärt.
Der Hauptzweck der Zugabe dieser Elemente zu den Grundbestandteilen ist die weitere Verbesserung der Eigenschaften, wie der Festigkeit/Tieftemperaturzähigkeit, HAZ-Zähigkeit etc., und die Erweiterung der herstellbaren Stahlgröße, ohne die ausgezeichneten Eigenschaften des Stahls der vorliegenden Erfindung zu verschlechtern. Daher müssen ihre zugegebenen Mengen natürlich beschränkt werden.
Nb schränkt die Umkristallisation des Austenits während des kontrollieren Walzens ein, verfeinert die Kristallkörnchen, trägt aber auch zur Verbesserung der Abscheidungshärtung und Härtbarkeit bei und macht den Stahl zäh und fest, wenn es zusammen mit Mo vorliegt. Mindestens 0,005% Nb sind notwendig. Wenn die zugegebene Menge an Nb zu groß ist, wird jedoch die HAZ-Zähigkeit nachteilig beeinflusst. Daher wird seine Obergrenze auf 0,10% eingestellt.
Vanadium hat im wesentlichen dieselbe Wirkung wie Nb, wobei jedoch angenommen wird, dass seine Wirkung schwächer als die von Nb ist. Mindestens 0,01% V müssen zugegeben werden, und unter dem Aspekt der HAZ-Zähigkeit wird die Obergrenze auf 0,10% eingestellt.
Nickel wird zugegeben, um die Festigkeit und die Tieftemperaturzähigkeit zu verbessern. Es wurde gefunden, dass die Zugabe von Ni, verglichen mit der Zugabe von Mn, Cr und Mo, in der gewälzten Struktur (besonders in der Segregationszone des Zentrums der Bramme) weniger von der gehärteten Struktur, die für die Tieftemperaturzähigkeit nachteilig ist, bildet, und die Zugabe einer Spurenmenge an Ni ebenfalls eine Verbesserung der HAZ-Zähigkeit bewirkt (eine für die HAZ-Zähigkeit besonders wirksame Menge an Ni beträgt mindestens 0,3%). Wenn die zugegebene Menge zu groß ist, wird jedoch nicht nur die HAZ-Zähigkeit verschlechtert, sondern auch die Wirtschaftlichkeit zerstört. Daher wird seine Obergrenze auf 2,0% eingestellt. Die Zugabe von Ni bewirkt auch eine Verhinderung der Rissbildung durch Cu während des kontinuierlichen Gießens und Heißwalzens. In diesem Fall muss Ni in einer Menge von mindestens ¹/₃ der Menge an Cu zugegeben werden.
Kupfer weist im wesentlichen dieselbe Wirkung wie Ni auf und bewirkt eine Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und der Beständigkeitseigenschaften gegenüber der durch Wasserstoff ausgelösten Rissbildung. Die Zugabe von Cu in einer Menge von mindestens etwa 0,05% verbessert aufgrund der Abscheidungshärtung die Festigkeit drastisch. Wenn es im Übermaß zugegeben wird, entwickeln sich aufgrund der Abscheidungshärtung ein Rückgang der Zähigkeit des Grundmetalls und der HAZ und aufgrund der Abscheidungshärtung das Auftreten von Rissen während des Heißwalzens. Daher wird seine Obergrenze auf 1,2% eingestellt.
Chrom erhöht die Festigkeit des Grundmetalls und des geschweißten Anteils. Wenn seine Menge jedoch zu groß ist, wird die HAZ-Zähigkeit deutlich verschlechtert. Daher wird die Obergrenze der Menge an Cr auf 1,0% eingestellt.
Molybdän schränkt die Umkristallisation des Austenits während des kontrollierten Walzens stark ein, wenn es zusammen mit Nb vorliegt, und bewirkt auch eine Verfeinerung der Austenitstruktur. Die Zugabe von Mo im Übermaß verschlechtert jedoch die HAZ-Zähigkeit, und seine Obergrenze wird auf 0,8% eingestellt.
Die Untergrenze von 0,05% von jeweils Ni, Cu, Cr und Mo ist die minimale Menge, bei der aufgrund der Zugabe dieser Elemente die Wirkung auf das Material deutlich wird.
Als nächstes wird die Größe und die Zahl der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg erklärt.
Wenn die Größe der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg kleiner als 0,001 μm ist, kann die Wirkung der Bildung des intergranulären Ferrits oder die Einschränkungswirkung auf die Vergröberung der Austenitkörnchen nicht erzielt werden, und wenn sie 5,0 μm übersteigt, werden die Oxid-Teilchen so groß, dass das Oxid die Wirkung der Bildung des intergranulären Ferrits nicht bereitstellt, und die Einschränkungswirkung auf die Vergröbe rung der Austenitkörnchen nicht erzielt werden kann.
Wenn die Dichte der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg weniger als 40 Teilchen/mm² beträgt, ist die Zahl der dispergierten Oxid-Teilchen klein, und die Oxid-Teilchen bewirken keine intergranuläre Umwandlung. Daher wird die Untergrenze auf mindestens 40 Teilchen/mm² eingestellt.
Übrigens wird die Dichte der Oxide von Ti und Mg allein oder ihres gemischten Oxids durch die Entnahme einer Probe von einer Stelle mit einer Dicke von ¼, die Bestrahlung eines Bereiches von 0,5 mm × 0,5 mm auf der Probenoberfläche mit einem Strahl mit einem Durchmesser von 1 μm unter Verwendung eines CMA (Computer-Mikroanalysengerät) und die Berechnung der Zahl der Oxid-Teilchen einer Einheitsfläche bestimmt.
Als nächstes wird das zuzugebende Mg-Material erklärt. Die vorliegende Erfindung verwendet metallisches Mg (mindestens 99%), das mit einer Eisenfolie umwickelt ist, als das zuzugebende Mg-Material und schmilzt es zu einem Stahl. Wenn metallisches Mg direkt in den geschmolzenen Stahl eingetragen wird, ist die Reaktion so heftig, dass der geschmolzene Stahl wahrscheinlich verteilt wird. Daher wird metallisches Mg mit der Eisenfolie umwickelt. Der Grund für die Verwendung der Eisenfolie ist die Verhinderung der Eintragung von Verunreinigungselementen in den geschmolzenen Stahl, wobei jedoch kein Problem auftritt, wenn eine Folie aus einer Eisenlegierung mit im wesentlichen derselben Zusammensetzung wie die des Produkts verwendet wird. Gelegentlich kann eine Mg-Legierung, wie eine Fe-Si-Mg-Legierung oder eine Ni-Mg-Legierung, als das zuzugebende Mg-Material verwendet werden.
Beste Durchführungsart der Erfindung:
Gussblöcke verschiedener Mg-haltiger Stähle, zu denen reines Mg-Metall (mindestens 99%) gegeben wurde, während es mit einer Eisenfolie umwickelt war, wurden durch Schmelzen im Labor hergestellt. Diese Gussblöcke wurden unter verschiedenen Bedingungen zu Platten mit einer Dicke von 13 bis 30 mm gewalzt, und ihre mechanischen Eigenschaften wurden untersucht. Die mechanischen Eigenschaften (Streckfestigkeit: YS, Zugfestigkeit: TS, Absorptionsenergie der Schlagenergie nach Charpy bei –40°C: vE_₄₀ und Übergangstemperatur der Schlagzähigkeit nach Charpy: vTrs) wurden in Querrichtung untersucht. Die HAZ-Zähigkeit (Schlagenergie nach Charpy bei –20°C : vE_–20) wurde durch eine HAZ beurteilt, die mit einem Gerät für reproduzierbare Hitzezyklen ("reproduction heat cycle apparatus", maximale Heiztemperatur: 1400°C, Abkühlungszeit von 800 auf 500°C [Δt_800–500] : 27 sec) reproduziert wurde. Die Größen und die Zahl der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg wurden durch die Durchführung einer CMA-Analyse unter Verwendung eines Strahls mit einem Durchmesser von 1 μm untersucht.
Die Oxid-Teilchen wurden durch Beobachtung mit einem Elektronenmikroskop bestimmt.
Die Beispiele wurden in Tabelle 1 tabellarisch dargestellt. Die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Stahlbleche wiesen eine Schlagenergie nach Charpy von mindestens 150 J in der HAZ bei –20°C und eine ausgezeichnete HAZ-Zähigkeit auf. Da die Vergleichsstahle ungeeignete chemische Bestandteile oder ungeeignete Größen oder Dichten der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg aufwiesen, war im Gegensatz dazu ihre Schlagenergie nach Charpy in der HAZ bei –20°C sehr viel schlechter.
Da die Menge an O in dem Stahl Nr. 15 klein war, war die Dichte der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg klein, und die Schlagenergie nach Charpy in der HAZ war niedrig. Da die Menge an Al in dem Stahl Nr. 16 zu groß war, existierte kaum eine Dichte der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg, und die Schlagenergie nach Charpy in der HAZ war niedrig. Da die Menge an Ti in dem Stahl Nr. 17 zu klein war, war die Dichte der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg klein, und die Schlagenergie nach Charpy in der HAZ war niedrig. Da die Menge an Ti in dem Stahl Nr. 18 groß war, war die Schlagenergie nach Charpy in der HAZ etwas niedrig. Da die Menge an Oin dem Stahl Nr. 19 groß war, war die Körnchengröße der gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg groß, und die Schlagenergie nach Charpy in der HAZ war niedrig. Da zu dem Stahl Nr. 20 kein Mg gegeben wurde, war die Schlagenergie nach Charpy in der HAZ etwas niedrig.
Die vorliegende Erfindung kann ein Stahlmaterial, das eine ausgezeichnete HAZ-Zähigkeit aufweist und für Konstruktionen, wie Schiffe, Gebäude, Druckbehälter, Rohrleitungen und so weiter, verwendet werden kann, stabil in Massenfertigung herstellen. Als Ergebnis kann die Sicherheit von Schiffen, Gebäuden, Druckbehältern und Rohrleitungen deutlich verbessert werden.

Claims

Stahl mit ausgezeichneter Zähigkeit in einer durch Schweißen wärmebeeinflussten Zone, der, bezogen auf Gew.-%: C: 0,01 bis 0,15, Si: nicht größer als 0,6, Mn: 0,5 bis 2,5, P: nicht größer als 0,030, S: nicht größer als 0,005, Ti: 0,005 bis 0,025, Al: nicht größer als 0,02, Mg: 0,0001 bis 0,0009, O: 0,001 bis 0,004, N: 0,001 bis 0,006, gegebenenfalls mindestens einen der folgenden Bestandteile: Nb: 0,005 bis 0,10, V: 0,01 bis 0,10, Ni: 0,05 bis 2,0, Cu: 0,05 bis 1,2, Cr: 0,05 bis 1,0 und Mo: 0,05 bis 0,8, Rest-Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, und mindestens 40 Teilchen/mm² von Oxid- und gemischten Oxid-Teilchen von Ti und Mg mit einer Korngröße von 0,001 bis 5,0 μm enthält, wobei die Schlagzähigkeit nach Charpy bei –20°C in einer durch Schweißen wärmebeeinflussten Zone des Stahls mindestens 150 J beträgt.
Stahl mit ausgezeichneter Zähigkeit in einer durch Schweißen wärmebeeinflussten Zone nach Anspruch 1, wobei der Stahl unter Verwendung von metallischem Mg, das mit einer Eisenfolie umwickelt ist, als zusätzlichem Mg-Material hergestellt wird.