DE2649019B2

DE2649019B2 - Verfahren zum Herstellen nahtloser Rohre

Info

Publication number: DE2649019B2
Application number: DE2649019A
Authority: DE
Inventors: Osamu Kato; Nobuyuki Shiki Saitama Kawauchi; Fukuoka Kitakyushu; Kametaro Otoh; Masakatsu Ueno
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1976-06-14
Filing date: 1976-10-28
Publication date: 1979-10-25
Also published as: JPS52152814A; IT1068926B; SU852179A3; FR2392121A1; JPS5711927B2; DE2649019A1; CA1072864A; FR2392121B1; US4075041A; GB1562104A

Description

f = y ifa"*P"+fet"
ι = UhIh)

genügt, wobei A die Länge, t\ die Wanddicke und η der Radius des Vorrohrs, k die Länge, fe die Wanddicke und r₂ der Radius des Fertigrohrs sind, und das Fertigrohr ohne Zwischenkühlen aus der Walzhitze in radialer Richtung abgeschreckt wird.

2. Verfahren nach Anspruch I₁ dadurch gekennzeichnet daß das Vorrohr bei einem unerwünschten Temperaturabfaii vor dem Streckreduzieren wieder erwärmt und anstenitisiert wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, gekennzeichnet durch ein Austenitisieren ohne kornwachstum.

4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das abgeschreckte Rohr bei einer Temperatur unter Ac\ angelassen wird.

5. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur des Vorrohrs mindestens der Temperatur des /l/i-Punkts entspricht, das Vorrohr einem austenitisierenden Ausgleichsglühen unterworfen und das Fertigrohr mindestens von der /Irj-Temperatur abgeschreckt wird.

6. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Vorrohr auf eine Temperatur nicht über den /4n-Punkt abgekühlt, auf eine Temperatur zwischen dem /4cj-Punkt und der Temperatur des beginnenden Austenitwachstums an der Oberfläche wiedererwärmt und das Fertigrohr mindestens von der Temperatur des Ars-Punktes abgeschreckt wird.

7. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ein Vorrohr aus einem Stahl mit 0,0003 bis 0,0050% Bor mindestens 3 Minuten in einer Hitze bei 820 bis 1100° C ausgleichsgeglüht und austenitisiert wird.

fältig auszuwählen. Werden die physikalischen Eigenschaften des Rohrs mit Hilfe einer Wärmebehandlung eingestellt, dann geschieht dieses unabhängig von der Rohrherstellung, d. h. das Herstellen bzw. Walzen des Rohres steht in keiner Beziehung zu der ein Abschrecken und Anlassen einschließenden Wärmebehandlung. Demzufolge wird das Rohr nach seiner Herstellung zunächst auf Raumtemperatur abgekühlt, ehe es wärmebehandelt wird.

ίο Das vorerwähnte Arbeiten in zwei getrennten Verfahrensstufen, d.h. einer Herstellungs- und einer Wärmebehandlungs-Stufe, bringt eine Reihe von

Nachteilen mit sich. So geht beispielsweise die fühlbare

i-f,f>0,02 Wärme des Rohres beim Abkühlen nach dem

Rohrwalzen bzw. bis zum Beginn der Wärmebehandlung verloren. Des weiteren ist die Unterbrechung zwischen dem Rohrwalzen und der Wärmebehandlung zu unwirtschaftlich. Die Wärmebehandlung macht zudem ein erneutes Erwärmen des Rohres erforderlich, womit eine erneute Zunderbildung verbunden ist Der demgemäß auf der Rohroberfläche haftende Zunder vermindert die Abkühlungsgeschwindigkeit beim Abschrecken und führt darüber hinaus zu einem stärkeren Verzug des abgeschreckten Rohres.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, die vorerwähnten Nachteile zu beheben und insbesondere ein Verfahren zu schiffen, nach dem sich Rohre mit martensitischem Gefüge sowie hoher Festigkeit und Zähigkeit mit geringem Verzug bei verringertem Wärmeenergiebedarf in einem Zuge herstellen lassen. Die Lösung dieser Aufgabe besteht in einem Verfahren, bei dem das Entzundern durch Warmwalzen an der Außenseite und durch Streckreduzieren an der Innenseite des Vorrohres erfolgt und der Streckreduktionsgrad der Bedingung

τ = y Hn- n)² + Ui - nf + Us -nf> 0,02

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Herstellen nahtloser Rohre durch Warmwalzen einer Rohrluppe, Entzundern, Streckreduzieren und Abschrecken des warmgewalzten Vorrohres.

Beim Herstellen nahtloser Rohre mit hoher Festigkeit und Zähigkeit ist es unerläßlich, die Stahlanalyse und/oder die Wärmebehandlung des Fertigrohrs sorg-

= /_n[(2r₂-t₂)/(2r,-i,)]

genügt, wobei A die Länge, U die Wanddicke und η der Radius des Vorrohrs, k die Länge, f₂ die Wanddicke und Γι der Radius des Fertigrohres sind, und das Fertigrohr ohne Zwischenkühlen aus der Walzhitze in radialer Richtung abgeschreckt wird. Bei einer Durchmesserabnahme von über ε > 0,20 läßt sich unter bestimmten Glühbedingungen beim Austenitisieren eine die Zähigkeit verbessernde Verringerung der Korngröße erreichen. Die Härtbarkeit des Stahls läßt sich mit Hilfe von Bor einstellen, vorausgesetzt, daß die Rohrtemperatur vor dem Abschrecken richtig eingestellt ist.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und Zeichnungen des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigt

F i g. 1 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der Restzundermenge an der Rohrinnenseite nach der zweiten Verformungsstufe vor dem Dehnungsäquivalent,

F i g. 2 eine photographische Innenaufnahme des Rohrs nach der zweiten Verformungsstufe,

F i g. 3 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der ASTM-Korngröße des Austenits vom Dehnungsäquivalent,

3 4

Fig.^ eine graphische Darstellung der Lage der Beim Herstellen nahtloser Rohre beginnt die erste

Borausscheidungen entweder an den Korngrenzen oder Verformungsstufe mit dem Lochen eines auf etwa

im Grundgeföge für einen fönf Minuten bei 1250° C J 200° C erwärmten Blocks, Beim Blockerwärmen

austenitisieren Stahl 10 gemäß Tabelle I, kommt es zu einem starken Wachstum des Austenit-

Fig,5 eine Röntgen-Gefügeaufnahme mit Boraus- 5 korns, das während der ersten Verformungsstufe

Scheidungen an den Korngrenzen des Austenits, angesichts der hohen Verformungstemperatur erhalten

Fig.6 eine Röntgen-Gefügeaufnahme mit Boraus- bleibt Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren findet

Scheidungen im Grundgefüge, hingegen die zweite Verformungsstufe bei einer

F i g. 7 eine graphische Darstellung der Häufigkeits- verhältnismäßig niedrigen Temperatur von normaler-

verteilung einzelner Verzugswerte für ein nach dem 10 weise unter 950° C, vorzugsweise unter 900° C statt, und

erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Rohr im dementsprechend nimmt die Austenitkorngröße in

Vergleich zu einem nach einem bekannten Verfahren Abhängigkeit von der Querschnittsabnahme ab, wie der

hergestellten Rohr, Kurvenverlauf im Diagramm der Fig. 3 belegt Eine

F ί g. 8 eine Probe zum Messen des Verzugs, derartige Querschnittsabnahme ist wesentlich größer,

F i g. 9 ein Temperaturprofil des erfindungsgemäßen 15 als sie für das Innenentzundem des Rohrs an sich

Verfahrens, erforderlich ist

Fig. 10 ein Temperaturprofil eines herkömmlichen Von besonderem Vorteil ist das erfindungsgemäße

Verfahrens, Abschrecken aus der Walzhitze, das wegen des Wegfalls

F i g. 11 eine graphische Darstellung des Zusammen- eines Wiedererwärmens zu einer erheblichen Ersparnis

hangs zwischen der Härte in der Mitte einer Probeplatte 20 an Wärmeenergie führt Wegen der Gefahr eines

und der Glühtemperatur vor dem Abschrecken für drei Verziehens beim Abschrecken wurden nahtlose Rohre

Stähle mit verschiedenen Borgehalten und bislang nicht direkt aus der Walzhitze abgeschreckt Ein

Fig. 12 in schematischer Darstellung eine Vorrich- direktes Abschrecken nahtloser Rohre ist jedoch

tung zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfah- möglich, wenn die Rohre hinreichend entzundert und im

reins. 25 Reduzierwalzwerk mit einer bestimmten Durchmesser- ·

Beim Rohrwalzen wird zunächst in einer ersten abnähme gewalzt worden sind.

Walzstufe ein Rundblock gelocht anschließend gewalzt Das erfindungsgemäße Verfahren läßt sich in der

und geglättet sowie anschließend in einer zweiten ersten Verformungsstufe mit einer üblichen Lochpresse,

Walzstufe bis auf die Endabmessungen ausgewalzt einem Rohrwalzwerk und einem Glättwalzwerk sowie

sodann abgeschreckt und gegebenenfalls angelassen. 30 gegebenenfalls einem Maßwalzwerk und in der zweiten

Dabei wird erfindungsgemäß das Vorrohr aus der Verformungsstufe mit einem Maßwalzwerk und einem

ersten Verformungsstufe auf seiner Temperatur gehal- Streckreduzierwalzwerk durchführen,

ten, um einen möglichst weitgehenden Temperaturaus- Ein zusätzliches Erwärmen des Vorrohrs vor dem

gleich zu erreichen. Alsdann wird die Rohraußenseite im Entzundern bzw. Einlauf in die zweite Verformungsstufe

austenitischen Zustand unmittelbar vor der zweiten 35 ist nicht erforderlich, wenn das Rohr beim Verlassen der

Verformungsstufe entzundert Unmittelbar nach dem ersten Verformungsstufe eine gleichmäßige Tempera-

Entzundern wird das Vorrohr unter Vermeidung einer turverteilung sowie eine Temperatur besitzt die bis zum

erneuten Zunderbildung in der zweiten Verformungs- Abschrecken ein austenitisches Gefüge gewährleistet

stufe mit einem Dehnungsäquivalent über 0,02 reduziert Bei zu geringer Rohrtemperatur oder ungleichmäßiger

und dabei m hezu der gesamte Zunder von der 40 Temperaturverteilung muß das Rohr hingegen im

Rohrinnenseite entfernt wie sich aus der Aufnahme der Anschluß an die erste Verformungsstufe und vor dem

F i g. 1 ergibt. Die starke Durchmesserabnahme beim Entzundern zusätzlich erwärmt und dabei einem

Reduzieren in der zweiten Verformungsstufe dürfte zu Ausgleichsglühen unterworfen werden. Die Temperatur

einer Wärmeentwicklung führen, die den beim Entzun- des Ausgleichsglühens muß dabei nicht nur eine

dem eintretenden Temperaturverlust an der Rohrau- 45 gleichmäßige Temperaturverteilung gewährleisten, son-

ßenseite auszugleichen vermag, so daß eine gleichmäßi- dem auch so hoch liegen, daß das austenitische Gefüge

ge Temperaturverteilung erhalten bleibt. Nach dem in der zweiten Verformungsstufe bis zum Abschrecken

Außen- und Innenentzundem wird das Rohr mit erhalten bleibt. Ein etwaiges Ausgieichsglühen kann mit

gleichmäßiger Temperaturverteilung von einer Tempe- Hilfe eines üblichen gas- oder ölbeheizten Ofens

ralur über Arj abgeschreckt. 50 geschehen.

Um ein Verziehen des Rohrs insbesondere in dessen Beim Erschmelzen eines Stahls zum Herstellen von

Längsrichtung zu vermeiden, muß die Abkühlungsge- Rohren, beispielsweise in einem konverter oder in

schwindigkeit beim Abschrecken sorgfältig eingestellt einem Elektroofen, muß die Stahlzusammensetzung im

werden. Voraussetzung hierfür sind zunderfreie Ober- Hinblick auf die gewünschten Rohreigenschaften

flächen und eine über das gesamte Rohr gleichmäßige 55 eingestellt werden und es empfiehlt sich vor dem

Temperatur. Gießen, beispielsweise einem Stranggießen, eine Vaku-

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird das umbehandlung. Auf die allgemeine Stahlzusammenset-Rohr mithin in einer Hitze gewalzt und abgeschreckt, zung kommt es nicht entscheidend an, wenngleich ehe noch die Rohrtemperatur unter einen kritischen Kohlenstoffstahl, in-besondere Stähle mit niedrigem Wert gefallen ist. Dabei wird das Rohr mit zunderfreien 60 Kohlenstoffgehalt oder legierte Stähle vorzuziehen Oberflächen und gleichmäßiger Temperaturverteilung sind. Besonders geeignet sind Stähle mit bis zu 0,5%, in radialer Richtung abgeschreckt und es ergibt sich vorzugsweise 0,05 bis 0,30% Kohlenstoff bis 1,0%, demzufolge bei äußerst geringem Verzug ein homoge- vorzugsweise 0,01 bis 0,40% Silizium, bis 3,0%, nes Gefüge. Im Hinblick auf einen feinkörnigen Austenit vorzugsweise 0,8 bis 1,5% Mangan sowie im Hinblick und eine dementsprechend hohe Zähigkeit muß die 65 auf eine bestimmte Fjstigkeit, Zähigkeit und Korro-Querschnittsabnahme der Bedingung e > 0,02 genügen. sionsbeständigkeit einzeln oder nebeneinander gegebe-

Die Zähigkeit hängt bekanntlich von den Legierungs- nenfalls 0,01 bis 5,0% Chrom, 0,01 bis 2,0% Nickel, 0,01

elementen, der Austenitkorngröße und dem Gefüge ab. bis 1,0% Kupfer, 0,01 bis 2,0% Molybdän, bis 0,1%

Aluminium, bis 0,5% Vanadium, bis 0,5% Titan, bis 0,5% Zirkonium, bis 0,5% Niob und 0,0003 bis 0,0050% Bor, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen.

Dem Bor kommt im Hinblick auf die Härtbarkeit des Stahls eine entscheidende Bedeutung zu. Um die Wirkung des Bors zu gewährleisten, sollte der Stahl vor der Borzugabe zunächst mit Hilfe eines Nitridbildners entstickt werden. Darüber hinaus können dem Stahl zum Zwecke einer Desoxydation. Entschwefelung oder Verbesserung der Zähigkeit in der Querrichtung Kalzium und Seltene Erdmetalle zugesetzt werden.

Obgleich das Walzen in der ersten Verformungsstufe auch unter dem Gesichtspunkt einer hohen Festigkeit und Zähigkeit unter üblichen Bedingungen erfolgen kann, sollte die Rohrtemperatur vor dem Ausgleichsglühen entweder oberhalb von 4T₁ oder unter An liegen. ΠλπΊΗργ h'n?.u* nvjß ^ich ύ?ϊ ν?ΓΓοΓΓπυπ^σ5"Γ2ί1 in der zweiten Verformungsstufe nach den gewünschten Rohreigenschaften richten. Wenn das Rohr vor dem Ausgleichsglühen ein Zwei-Phasen-Gefüge besitzt, dann kommt es bei dem Ausgleichsglühen oberhalb von Ar₁ zu einem vollständigen Austenitisieren und es entsteht ein Gefüge mit dem groben Austenitkorn, wie es vor dem Wiedererwärmen vorlag, sowie einem feinen Austenitkorn aus der Umwandlung des Alpha-Korns. Wird ein Gefüge mit derart unterschiedlicher Korngröße anschließend verformt, dann wirkt sich die Verformung hauptsächlich an dem feinen Korn aus und es kommt demgemäß nicht zu einer gleichmäßigen Verringerung der Korngröße. Vielmehr wird die Unterschiedlichkeit der Korngröße noch ausgeprägter; es ist demzufolge um so schwieriger, das Gefüge ausreichend und insbesondere gleichmäßig zu härten. Selbst wenn sich der feinkörnige Austenit auf dieselbe Härte wie der grobkörnige Austenit bringen ließe, ergeben sich keine reproduzierbaren Eigenschaften und kommt es zu unterschiedlichen Eigenschaften von Probe zu Probe.

Die vorerwähnten Temperaturbedingungen wirken sich vornehmlich auf die Festigkeit und Zähigkeit aus; sie sind jedoch nicht wichtig im Hinblick auf die Gefahr eines Verziehens beim Abschrecken. Sie sind demnach von geringerer Bedeutung, wenn es nur auf einen möglichst geringen Verzug und nicht auf eine hohe Festigkeit und Zähigkeit ankommt.

Die mit einer Rohrtemperatur von maximal An vor dem Ausgleichsglühen verbundenen Probleme ergeben sich aus folgendem:

Im Hinblick auf eine hohe Festigkeit, Zähigkeit und Sulfidrißbeständigkeit sollte das Austenitkorn möglichst klein sein. Das läßt sich mit einer bestimmten Durchmesserabnahme beim Reduzieren erreichen. Da sich jedoch die Durchmesserabnahme mit Rücksicht auf den gewünschten Enddurchmesser nicht beliebig erhöhen läßt, ergeben sich auch für die Verringerung der Korngröße bestimmte Grenzen. Eine die zulässige Durchmesserabnahme überschreitende Verringerung der Korngröße muß gegebenenfalls auf andere Weise herbeigeführt werden. Das läßt sich mit einer Verringerung der Temperatur des die erste Verformungsstufe verlassenden Vorrohrs auf höchstens An und ein anschließendes Erwärmen auf Temperaturen über An bewerkstelligen.

Wird das Vorrohr auf eins Temperatur unterhalb von An abgekühlt, dann ergibt sich ein a-Gefüge. Beim Erwärmen auf eine Temperatur oberhalb An ergibt sich hingegen unabhängig von einem etwaigen groben Austenitkorn der ersten Verformungsstufe ein feinkörniger Austenit, dessen Korngröße beim Reduzieren des Vcrrohrs mit einem Streckreduzierungsgrad über 0,20 noch weiter abnimmt. Nach dem Streckreduzieren wird das Fertigrohr auf einen feinkörnigen Martensit abgeschreckt, der alsdann im Hinblick auf die gewünschte Zähigkeit bei einer Temperatur unterhalb AC] angelassen wird.

Bei der Verringerung der Temperatur des Vorrohrs bis unter An vor dem Wiedererwärmen lassen sich neben der oi/y-Umwandlung auch Karbid- und/oder Nitridausscheidungen für eine Verringerung der Korngröße ausnutzen. Enthält der Stahl nämlich Nitridbildner wie Aluminium, Niob und Vanadium, dann werden diese Elemente beim Blockerwärmen vor der ersten Walzstufe im Austenit gelöst. In diesem Zustand beeinflussen diese Legierungselemente die Austenit- \sr\mcrri\(\t* ninht Wiihi-i*nH nämlich riip Aiict*>nitlsrtrn-

größe beim Herstellen des Blocks zunimmt, tritt beim Rohrwalzen in der ersten Verformungsstufe eine Korngrößenabnahme nicht ein. Bei einer Verringerung der Temperatur des Vorrohrs auf unter An scheiden sich hingegen Karbid- und/oder Nitridphasen im Λ-Gefüge aus, die beim anschließenden Wiedererwärmen die Austenitkeimbildung begünstigen und ein Kornwachstum verhindern, d. h. einen feinkörnigen Austenif gewährleisten.

Da sich die Karbide und Nitride in der «-Phase im allgemeinen bei Temperaturen über 500⁰C ausscheiden, sollte die Temperatur des Vorrohrs im Hinblick auf eine optimale Ausnutzung der Wärmeenergie nicht unter 500⁰C absinken.

Die Durchmesserabnahme beim Reduzieren bemißt sich nach den Diagrammen der F i g. i und 2 sowie nach der erforderlichen Entzunderung der Rohrinnenwandung. Beim zweidimensionalen Verformen hängt der Verformungsgrad, wie beim Walzen von Blech, von einer einzigen Variablen, d. h. von der Blechdicke oder -länge ab. Beim Rohrwalzen findet hingegen ein dreidimensionales Verformen statt, da sich beim üblichen Rohrwalzen der Durchmesser, die Wanddicke und die Länge des Rohrs gleichzeitig ändern. Aus diesem Grunde läßt sich der Verformungsgrad des Vorrohrs nicht einheitlich durch eine Dimensionsänderung in einer Richtung festlegen; hierfür ist vielmehr die Irbezugnahme des oben erwähnten Dehnungsäquivalents erforderlich.

Aus dem Diagramm der F i g. 1 ist die Abhängigkeit der nach dem Abschrecken ermittelten Restzundermenge an der Rohrinnenwandung von der Roh /erformung beim Streckreduzieren ersichtlich. Die Zundermenge wurde mit bloßem Auge an einem aufgeschnittenen Rohr in der Weise bestimmt, daß der nicht festhaftende Zunder, der wegen der zwischen ihm und der Rohrwandung eingeschlossenen Luft das Abschrecken beeinträchtigt, in Beziehung zur gesamten Innenoberfläche des Rohrs gesetzt wurde. Auf diese Weise wurde die Restzundermenge für das Rohr der F i g. 2 mit 40% bestimmt Aus dem Kurvenverlauf im Diagramm in F i g. 1 ergibt sich, daß die Restzundermenge mit zunehmender Rohrverformung abnimmt und oberhalb eines Dehnungsäquivalents von 0,02 allenfalls 10% beträgt

Wenn das abzuschreckende Rohr unregelmäßig verteilte lose Zundeireste an der !nnenoberfläche aufweist, ergibt sich keine gleichmäßige Abkühlungsgeschwindigkeit und kein homogenes Gefüge. Die Folge davon ist ein zunehmendes Verziehen des Rohrs beim

Abschrecken. Aus diesem Grunde darf der Streckreduktionsgrad nicht unter 0,02 liegen.

Soll es zu einer Verringerung der Korngröße beim Streckreduzieren kommen, dann reicht ein geringer Verformungsgrad bzw. ein geringes Dehnungsäquivalent nicht aus; denn nach dem Kurvenverlauf des Diagr^ nms der F i g. 3 setzt die Korngrößenverringerung erst bei einem Dehnungsäquivalent von 0,20 ein. Dem Diagramm der Fig.3 liegen Versuche mit dem Stahl 3 der Tabelle I zugrunde, bei d^nen dieser entsprechend dem Temperaturprofil der Fig. 9 mit einer Temperatur T_c oberhalb von An wiedererwärmt und unter den Bedingungen der Tabelle Il in der zweiten Verformungsstufe streckreduziert wurde.

Die Zusammensetzung des Stahls muß ein homogenes martensitisches Gefüge über die gesamte Rohrlänge und -dicke sowie eine hohe Beständigkeit upirpn Sulfidrisse ⁴⁷CWHhTIeJStSn. Os sich mit zunehmsM-der Härte des Martensits die Rißbeständigkeit verringert, sollte der Kohlenstoffgehalt des Stahls so gering wie möglich sein, zumal niedrige Kohlenstoffgehalte gleichzeitig auch die Schweißbarkeit verbessern. Andererseits nimmt die Härtbarkeit mit dem Kohlenstoffgehalt ab. Einer Verringerung der Härtbarkeit mit abnehmendem Kohlenstoffgehalt läßt sich jedoch durch einen Borzusatz entgegenwirken.

Das Bor entfaltet seine Wirkung auf die Härtbarkeit jedoch nur dann, wenn es unter bestimmten Bedingungen zugesetzt wird; so muß sich das Bor an den Auste· itkorngrenzen ausscheiden, um eine Ferrit/Bainit-Umwandlung zu unterdrücken. Demgemäß muß der Stahl derart wärmebehandelt werden, daß sich das Bor an den Korngrenzen ausscheidet.

Wird ein borhaltiger Stahl bei Temperaturen über 1100°C austenitisiert, dann scheidet sich das bei der hohen Glühtemperatur gelöste Bor beim Abkühlen und Walzen als Verbindung an den Korngrenzen aus. Dies ist besonders dann der Fall, wenn der Borgehalt 0,001 % übersteigt. Wird ein Stahl mit unveränderten Ausscheidungen von Borverbindungen an den Korngrenzen abgeschreckt, dann wirken diese Borverbindungen als die Ferrit/Bainit-Umwandlung fördernde und demzufolge die Härtbarkeit beeinträchtigende Keime. Die günstige Wirkung des Bors auf die Härtbarkeit stellt sich mithin beim Streckreduzieren und herkömmlichen Abschrecken eines auf Temperaturen über 1100⁰C erwärmten Stahls nicht ein. Es ist daher erforderlich, die an den Korngrenzen ausgeschiedenen Borverbindungen entweder beim Reduzieren oder beim nachfolgenden Abkühlen vor dem Abschrecken unschädlich zu machen.

Bei Röntgenuntersuchungen der Borseigerungen und -ausscheidungen beim Abkühlen nach einem Hochglühen hat sich ergeben, daß sich Borverbindungen nicht nur an den Korngrenzen, sondern auch im Grundgefüge selbst ausscheiden. Die Untersuchungen wurden an einem Stahl mit 0,10% Kohlenstoff, 0,26% Silizium, 135% Mangan, 030% Chrom, 0,11% Molybdän, 03% Nickel, 0,042% Aluminium, 0,0043% Stickstoff und 0,0010% Bor durchgeführt und ermöglichten die Aufstellung des Diagramms der Fig.4. Daraus ergibt sich, daß die Borausscheidungen im Grundgefüge bei Temperaturen von 820 bis 1100⁰C und entsprechender Haltezeit stabiler als an den Korngrenzen sind. Des weiteren läßt das Diagramm erkennen, daß an den Austenitkorngrenzen ausgeschiedene Borverbindungen bei einem Halten von mindestens 3 Minuten in dem vorerwähnten Temperaturbereich in Lösung gehen und sich dann im Grundgefüge ausscheiden. Die Gefügeaufnahmen der Fig.5 und 6 zeigen an den Korngrenzen bzw. im Grundgefüge ausgeschiedene Borverbindungen. Bei den Versuchen wurde gleichzeitig festgestellt, daß sich die Härtbarkeit verbessert, wenn die an den Korngrenzen ausgeschiedenen Borverbindungen verschwinden und das Bor beim Abkühlen vor dem Abschrecken an den Austenitkorngrenzen ausseigert. Damit eröffnet sich ein Weg, auch beim direkten

in Abschrecken die günstige Wirkung des Bors auf die Härtbarkeit zu gewährleisten, wenn nämlich das Vorrohr aus der ersten Verformungsstufe 3 bis 60 Minuten, vorzugsweise 30 Minuten bei 820 bis 1100⁰C gehalten wird. Längere Glühzeiten bewirken eine allzu starke Verzunderung und ergeben Schwierigkeiten beim nachfolgenden Entzundern. Beim Glühen über 1100⁰C lösen sich die Borverbindungen im Austenit ■ tu· i^.LU 'GiiSiuiiuig Uhu jCi ιCi\_iCi SiCii vjSS g CiOSiC LsOr beim Rohrreduzieren in der zweiten Verformungsstufe bevorzugt an den Korngrenzen aus. Aus diesem Grunde sollte die Temperatur des Ausgleichsglühens UOO⁰C nicht übersteigen. Dabei spielt es keine Rolle, ob das Vorrohr von einer Temperatur über UOO⁰C abgekühlt oder von einer Temperatur unter 820⁰C, beispielsweise von der Temperatur des /4/vPunktes erwärmt worden

Die Wirkung des Bors wird auch vom Stickstoffgehalt des Stahls beeinflußt; denn bei hohen Stickstoffgehalten besteht die Gefahr von Bornitridausscheidungen an den jo Korngrenzen zwischen dem Wiedererwärmen und Abschrecken. Dem Stahl sollte daher vor der Borzugabe ein Nitridbildner wie Titan und/oder Zirkonium zugesetzt werden. Vorzugsweise geschieht dies unter Einhaltung der nachfolgenden Bedingungen:

^r> (%Ti) = 3,4 [(%N)-0,002]

(%Zr) = 6,5[(%N) - 0,002]

Soll die Wirkung des Bors voll ausgeschöpft werden, dann muß die Stahlanalyse unter Berücksichtigung der beiden vorerwähnten Bedingungen sorgfältig innerhalb der oben angegebenen Gehaltsgrenzen eingestellt werden. Ein richtig zusammengesetzter Stahl wird nach der ersten Verformungsslufe wiedererwärmt, entzundert, abschließend reduziert und abgeschreckt.

Um die Temperaturverluste und die Zunderbildung zwischen dem Fertigwalzen und dem Abschrecken möglichst gering zu halten, sollte sich die Abschreckvorrichtung unmittelbar an das letzte Streckreduziergerüst anschließen. Die Abschreckvorrichtung besteht vorzugsweise aus einem Wasserbehälter gegebenenfalls mit Rührdüsen oder einem Sprühbehälter mit das abzuschreckende Rohr umgebenden Düsen. Im Hinblick auf ein möglichst geringes Verziehen des Rohrs ist jedoch ein Tauchabschrecken vorzuziehen. Als Abschreckmedien eignen sich vorzugsweise Wasser oder ein Wasser/Dampf-Gemisch.

Um die Festigkeit und Zähigkeit genau einzustellen, kann das Rohr anschließend angelassen werden. Kommt es in erster Linie auf eine hohe Zähigkeit an, dann besteht das Anlassen in einem Glühen zwischen 500⁰C und Ac₁. Das Glühen kann in einem Elektro- bzw. Induktions-Glühofen erfolgen.

Zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens eignet sich beispielsweise die in Fig. 12 dargestellte Anlage. Diese besteht aus einem Glühofen 1, einem Rohrwalzwerk mit mehreren Gerüsten 2i bis 2_m, einem Ofen 3 zum Wiedererwärmen bzw. Austenitisieren und Ausgleichsglühen des Vorrohrs,

einer Entzunderungsvorrichtung 4, einem Streckreduzierwalzwerk 5 und einer Abschreckvorrichtung 6.

Beispiel 1

Fünfzig Vorrohre aus einem Stahl mit 0,11% Kohlenstoff, 0,23% Silizium, 0,81% Mangan, 0,82% Chrom, 0,37% Molybdän, 0,065% Aluminium, 0,0058% Stickstoff und 0.0010% Bor mit austenitischem Gefüge wurden nach einem Wiedererwärmen entzundert und alsdann mit einem Dehnungsäquivalent von 0,022 bis auf einen Durchmesser von 114,3 mm, eine Wanddicke von 13 mm und eine Länge von 13 mm streckreduziert sowie abschließend in einer Hitze abgeschreckt. An den Rohren wurde der Verzug in der aus Fig. 8 ersichtlichen Art gemessen. Die Meßergebnisse sind im Diagramm der F i g. 7 zusammengestellt sowie den Werten einer gleichen Anzahl in herkömmlicher Weise gewalzter und wärmebehandelter Rohre gegenübergestellt. Bei den Vergieicnsversuunen wurden die Vorrohre nach dem Streckreduzieren an Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend in einem gasbeheizten Ofen auf 920⁰C wiedererwärmt und nach einem 15minutigen Halten von dieser Temperatur

j abgeschreckt. Das Diagramm der F i g. 7 zeigt, daß die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Rohre einen wesentlich geringeren Verzug aufweisen. Da zwischen der Stahlzusammensetzung und dem Grad des Verzugs kein Zusammenhang besteht, zeigt sich hier

ίο die Wirksamkeit des erfindungsgemäßen Verfahrens.

Beispiel 2

Blöcke aus fünf Stählen der in der nachfolgenden i> Tabelle I angegebenen Zusammensetzung wurden nach dem erfindungsgemäßen Verfahren zu nahtlosen Rohren mit hoher Zugfestigkeit einerseits sowie mit hoher Festigkeit und Zähigkeit bei minimalem Verzug andeieibcib ausgewai^i.

Tabelle I

Si

Mn

Cr

Al

Ti

Nb

1	0,15	0,26	1,35
2	0,22	0,24	1,20
3	0,27	0,25	1,19
4	0,14	0,22	0,75
5	0,11	0,28	1,32

0,62

0,030	0,0051	0,022	0,0015
0,041	0,0048	0,015	0,0018
0,028	0,0061	0,021	0,0016
0,023	0,0041	-	-
0,036	0,0020	-	0,0015

0,038

Das Temperaturprofil der Rohrherstellung ergibt sich aus dem Diagramm der Fig.9. Gleichzeitig wurden Rohre in herkömmlicher Weise entsprechend dem Temperaturprofil des Diagramms der F i g. 10 gewalzt.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wurden die Blöcke zunächst auf die Temperatur 71 von 1250⁰C erwärmt, alsdann in der ersten Verformungsstufe Wi gelocht, gewalzt, geglättet und maßgewalzt. Beim Verlassen der ersten Walzstufe wiesen die Vorrohre die aus der nachfolgenden Tabelle II ersichtlichen Temperaturen T_c auf und wurden anschließend auf die Temperatur T₂ von 930⁰C erwärmt und fünfzehn Minuten gehalten. Anschließend wurden die Vorrohre in einer Entzunderungsvorrichtung 4 mit Druckwasser entzundert und in der zweiten Verformungsstufe W₂ mit den aus der Tabelle II ersichtlichen Dehnungsäquivalenten über 0,02 bzw. über 0,20 streckreduziert.

Tabelle Π

danach von der Temperatur Tq von 860° C abgeschreckt und schließlich dreißig Minuten bei Temperatur T₁ von 600⁰C angelassen. Die bei Zugversuchen ermittelten Werte und der Verzug ergeben sich aus der Tabelle 11.

Beim herkömmlichen Walzen wurden die Blöcke zunächst auf die Temperatur Γι von 1250⁰C gebracht, alsdann in der zuvor erwähnten Weise zu ""'orrohren ausgewalzt. Die Vorrohre wurden an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt sowie anschließend auf die Temperatur T_r von 920⁰C wiedererwärmt und dort fünfzehn Minuten austenitisiert sowie von der Temperatur Tq von 860° C abgekühlt und anschließend dreißig Minuten bei einer Temperatur T, von 600° C angelassen. Aus der nachfolgenden Tabelle III ergeben sich die mechanischen Eigenschaften und der an den Rohren

so gemessene Verzug.

Tc	F	Zugfestigkeit	Überganiistempera-	Ve
	0,03		tur der Kerb
	0,24		schlagzähigkeit in
	0,03		Querrichtung
(O	0,24	(N)	(Q	(m
810*)	0,35	73,2	-40	24
805*)	0.03	74,0	-60	18
803*)	80,1	-35	45
807*)	81,5	-50	30
810*)	80,5	-60	38
812*)	84,4	-35	2i

(mm/13 m)

Fortsetzung

Tc

(C)

Zugfestigkeit	Übergangstempera tur der Kerb schlagzähigkeit in Querrichtung	Verzug
(N)	( Ο	(mm/Um)
84,2	• -50	18
75,4	-50	40
76,0	-80	58
72,0	-80	30
72,0	-80	26
73,0	-120	18
72,5	-120	40
	-140	18

3	810*)	Übergangs-	0,26
4	810*)	temperdtur der	0,03
4	640	Kerbschlag	0,03
4	505	zähigkeit in	0,03
5	820*)	Querrichtung	0,03
5	638	( C)	0,03
5	490	-70	0,03
5	490	-65	0.26
) Tc> Ar_}.*		-65
Tabelle III		-80
Slahl	Zugfestigkeit	-120	Verzug




	(N)	(mm/13 m\|
1	73,8	205
2	81,5	183
3	84,3	180
4	76,0	220
5	72,5	170
Tabelle IV

Aus Tabelle Il ist ersichtlich, daß ein Verformungsgrad über 0,20 die Zähigkeit wesentlich verbessert. Des weiteren zeigt ein Vergleich der Daten der Tabellen H und III die überlegenen Eigenschaften der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gewalzten Rohre.

Weiterhin ist der Tabelle II zu entnehmen, daß die Zähigkeit sich erhöht, wenn die Temperatur T₁- des Vorrohrs vor dem Wiedererwärmen unter Art liegt.

Beispiel 3

Um den Einfluß der Temperatur des Wiedererwärmens auf die Wirksamkeit des Bors hinsichtlich der Härtbarkeit zu prüfen, wurden Platten aus drei Stählen der aus der nachfolgenden Tabelle IV ersichtlichen Zusammensetzung untersucht.

Si

Mn

Cr Al

Ti

0,24	0,28	1,23	0,51	0,025	0,0062
0,25	0,30	1,15	0,50	0,046	0,0067
0,23	0,25	1,21	0,48	0,041	0,0051

0,020

0,0015 0,0013

Die Platten wurden zwei Stunden bei 1150° C geglüht, alsdann auf eine Dicke von 50 mm vorgewalzt, entsprechend Beispiel 2 auf die Temperatur T₂ wiedererwärmt und bei dieser Temperatur zehn Minuten gehalten, anschließend bis auf die Enddicke von 30 mm ausgewalzt und von über 750° C abgeschreckt Die Versuchsergebnisse sind aus dem Diagramm der Fig. 11 ersichtlich, auf dessen Abszisse die Temperatur Ti des Wiedererwärmens und auf dessen Ordinate die Härte der abgeschreckten Platten in der Mitte ihrer Dicke aufgetragen ist. Der Kurvenverlauf des Diagramms der F i g. 11 zeigt, daß die borhaltigen Stähle 6 und 7 bei einer Glühtemperatur von 820 bis 1000⁰C eine hohe Härtbarkeit besitzen.

Da die Wirksamkeit des Bors allein von der Temperaturführung abhängt, sind diese Versuchsergebnisse auch für nahtlose Rohres signifikant

Beispiel 4

Mehrere Rohre mit einer Wanddicke von 16 mm, einem Durchmesser von 1143 mm und einer Länge von 10 m wurden entsprechend den Diagrammeii der F i g. 9 und 10 hergestellt Bei dem herkömmlichen Rohrwalzen wurden die Vorrohre nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur auf 920° C wiedererwärmt während die Vorrohre bei dem erfindungsgemäßen Verfahren in einer Hitze wiedererwärmt wurden. Dabei wurde die für das Wiedererwärmen auf die Temperatur T₂ erforderliche Wärmemenge eingespart Liegt die Temperatur 7? bei der üblichen Austenitisierungstemperatur von 920° C, dann ergibt sich bei einer Ausgangstemperatur Tc für das Wiedererwärmen von 800° C eine Energieersparnis von 40 bis 60%.

Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich insbesondere auch zum Herstellen von Rohren mit hoher Kaltzähigkeit, wie sie für Pipelines verwendet werden.

Hierzu 6 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche;

1, Verfahren zum Herstellen nahtloser Rohre durch Warmwalzen einer Rohrluppe, Entzundern, Streckreduzieren und Abschrecken des warmgewalzten Vorrobres, dadurch gekennzeichnet, daß das Entzundern durch Warmwalzen an der Außenseite und durch Streckreduzieren an der Innenseite des Vorrohres erfolgt und der Streckreduktionsgrad der Bedingung