DE2935690C2 - Verfahren zum Herstellen von Röhrenstahl - Google Patents
Verfahren zum Herstellen von RöhrenstahlInfo
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
Description
ίο a) der Stickstoffgehalt des Stahls auf maximal 0,003% begrenzt ist, und
b) der Stahl auf die Temperatur zwischen dem Aci-Umwandlungspunkt und dem A^-Umwandlungspunkt
plus 50 K mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit von 1 bis 30 K/s aufgeheizt wird.
2 Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Stahl verwendet wird, welcher außerdem
is einzeln oder zu mehreren 0,05 bis 1,5% Chrom, 0,05 bis 1,0% Molybdän, 0,01 bis 0,1% Niob, 0,01 bis 0,1%
Vanadium, 0,05 bis 0,5% Kupfer, Rest im wesentlichen Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen
enthält.
uie trtindung betrifft ein Stahlherstellungsverfahren der im Oberbegriff des Anspruchs 1 angegebenen I
Gattung. Ein solches Verfahren ist bereits aus der DE-OS 26 49 019 bekannt. I
Bei diesem bekannten Verfahren wird ein Stahlwerkstoff zum Herstellen nahtloser Rohre verwendet, welcher
0,0048 bis 0,0067% Stickstoff enthält.
Ferner enthalten die bei dem bekannten Verfahren benutzten Stahlzusammensetzungen mit 0,15 bis 0,5%
Kohlenstoff stets Zusätze an Titas, um wegen der Neigung von Titan zur Nitri'.bildung die im Stahlmaterial
vorhandenen Gehalte an ungebundenem Stickstoff zu vermindern.
jo Durch ein solches Entsticken mit Hilfe von Nitritbildenden wie Titan, wird jedoch im Gefüge der Anteil
nichtmetallischer Einschlüsse erhöht, wodurch die Bearbeitbarkeit verschlechtert wird. Rohre für Ölbohrungen
müssen jedoch mit Gewindeabschnitten versehen sein, was bei einer unbefriedigenden mechanischen Bearbeitbarkeit
zu ProbL.rien führt. Bei dem bekannten Verfahren wird von der Erkenntnis Gebrauch gemacht, daß sich
die Härtbarkeit des Materials veit.^ssern läßt, wenn schädliche Bor-Ausscheidungen im Bereich der Korngrenzen
vermieden werden und riafür gesorgt wird, daß Bor beim Abkühlen vor dem Abschrecken in den Austenitkorngrenzen
ausseigeri. Zu diesem "'weck wird bei dem bekannten Verfahren das Rohr 3 bis 60 Minuten lang
auf Temperaturen von 820 bis 11000C gehalten.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der im Oberbegriff des Anspruchs 1 angegebenen
Gattung so auszubilden, daß die erzielten Stahlwerkstoffe sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe
Beständigkeit gegen Spannungsrißkorrosion durch Sulfide aufweisen. In diesem Zusammenhang sei erwähnt,
daß die Fachwelt stets davon ausgeht, daß Maßnahmen zum Erzielen einer hohen Festigkeit eine verschlechterte
Beständigkeit des Stahlwerkstoffes gegen Spannungsrißkorrosion durch Sulfide zur Folge haben.
Diese Aufgabe wird durch die im Anspruch ! angegebene Erfindung gelöst.
Der mit Hilfe der Erfindung erzielbare technische Foitschritt ergibt sich in erster Linie daraus, daß durch die
in den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruchs 1 angegebenen Maßnahmen der Borzusatz des Stahls in die
Lage versetzt wird, seine volle Wirksamkeit unbehindert zu entfalten. Dadurch wird erreicht, daß das erfindungsgemäße
Verfahrenserzeugnis sich ausgezeichnet durch eine gute Abschreckbeständigkeit, eine gute Bearbeitbarkeit,
die für das Ausbilden von Gewindeabschnitten unbedingt erforderlich ist, und durch eine hohe
Korrosionsbeständigkeit.
Eine bevorzugte Zusammensetzung des beim erfindungsgemäßen Verfuhren verarbeiteten Stahlmaterials ist
im Anspruch 2 beschrieben.
Die Erfindung wird im folgenden anhand von Ausführungsbeispielen sowie unter Bezug auf die Zeichnung
näher erläutert.
Die Zeichnung zeigt eine Ansicht eines Prüfkörpers aus dem auf erl'indungsgemäße Weise hergestellten
Stahlwerkstoffes, der bei Untersuchungen der Beständigkeit gegen Spannungsrißkorrosion in sulfidhaltigen
Medien verwendet wurde.
Eine Legierungszusammensetzung des Röhrenstahls ist folgende:
Kohlenstoff 0,15 bis 0.50 Gew.-%
60 Silizium 0,1 bis l,0Gew.-%
Mangan 0,3 bis 1,5 Gew.-%
Aluminium 0,003 bis 0,10 Gew.· %
Bor 0,0005 bis 0,005 Gew.-%
p Stickstoff maximal 0,003
y Rest im wesentlichen Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen.
U Die Gründe für die Wahl dieser Zusammensetzung sind folgende:
Kohlenstoff
Kohlenstoff ist eines der wirksamsten Bestandteile, um die Festigkeit eines Stahls zu erhöhen. Wenn der
Kohlenstoffgehalt jedoch 0,5 Gew.-% übersteigt, zeigt der Stahl eine große Neigung zur Rißbildung beim
Härten, auch wird es schwierig, den Kohlenstoff beim schnellen Aufheizen gleichmäßig in dem austenitischen
Gefüge zu verteilen, was zur sogenannten »ungleichmäßigen Härtung« führt. Andererseits verliert der Stahl bei
Kohlenstoffgehalten unter 0,i5 Gew.-% an Festigkeit und die Härtbarkeit wird erschwert Deshalb wurde der
Kohlenstoffgehalt auf einer. Bereich von 0,15 bis 03 Gew.-% begrenzt
Silizium
Für eine bessere Desoxydation und einer Steigerung der Festigkeit des Stahls sind mindestens 0,1 Gew.-°/o
Silizium erforderlich. Wenn jedoch ein Gehalt von 0,1 Gew.-% Silizium überschritten wird, nimmt der Zähigkeitsverlust
des Stahls bedeutende Werte an. Deshalb wird der Siliziumgehalt auf einen Bereich zwischen 0,1 bis
1,0 Gew.-% begrenzt
Mangan
Mindestens 03 Gew.-% Mangan sind erforderlich, um die Festigkeit und Zähigkeit zu erhöhen und eine
bessere Desoxydation des Stahls zu erreichen. Bei Gehalten über 1,5 Gew.-°/o Mangan tendiert der Stahl jedoch
zunehmend zur Rißbildung beim Abkühlen während der Wärmebehandlung. Deshalb wird .yr Gehalt an
Mangan auf einen Bereich zwischen 03 bis 1,5 Gew.-0/o begrenzt
Aluminium
Aluminium ist ein starkes Desoxydationsmittel, mit Stickstoff zusammen werden Nitride gebildet, die eine
Verbesserung der Zähigkeit bewirken. Außerdem wird es der Legierung zugesetzt, um einen für die Härtbarkeit
nützlichen Borgehalt aufrechtzuerhalten. Weniger als 0,003 Gew.-% Aluminium sind wirkungslos, jedoch führen
mehr als 0,1 Gew.-°/o Aluminium zu steigenden Aluminiumeinschlüssen, die den Stahl verspröden und zu
Härterissen führen. Deshalb wird der Aluminiumgehalt auf einen Bereich zwischen 0,003 bis Cl Gew.-%
begrenzt.
Bor
Ein sehr geringer Zusatz von Bor verbessert die Härtbarkeit des Stahls beträchtlich, v/obei für diesen Zweck
mindestens 0,0005 Gew.-°/o erforderlich sind. Ein Borgehalt über 0,005 Gew.-% führt jedoch zu einem Absinken
der Härtbarkeit und der Zähigkeit. Deshalb wird der Gehalt an Bor auf einen Bereich zwischen 0.0005 bis 0,005
Gew.-% beschränkt.
Stickstoff
Stickstoff gelangt während des Herstellungsprozesses des Stahls unbeabsichtigt in die Legierung. Um die
Wirkung von Bor auf die Verbesserung der Härtbarkeit konstant zu halten, ist es notwendig, den Stickstoffgehalt
auf unter 0,003 Gew.-% zu begrenzen. Wenn der Stickstotfgehalt 0.003 Gew.-% übersteigt, sinkt die Härtbarkeit
sofort, was zu einem unvollständigen Härten und deshalb zu einer verminderten Korrosionsbeständigkeit führt.
Eine bevorzugte Legierungszusammensetzung beabsichtigt, durch Zugabe von einem der mehreren der
Legierungselemente wie Chrom, Molybdän. Niob, Vanadium und Kupfer in bestimmten Gehaltsbereichen die
Härtbarkeit und die Temperbeständigkeit des Stahls zu fördern und so die Vorteile der vorliegenden Erfindung
noch zu steigern.
Chrom
Mindestens 0,05 Gew.-°/o Chrom sind erforderlich, um die Korrosions- und Temperbeständigkeit eines Stahls
zu verbessern. Wenn der Gehalt von Chrom über 1.5 Gew.-% ar.*teigt, sind Nachteile hinsichtlich der Zähigkeitsabnahme
und des Auftretens von Härterissen zu erwarten. Deshalb wird der Chromgehalt auf einen Bereich
zwischen 0,05 bis 1,5 Gew.-% beschränkt.
Molybdän
Mindestens 0.05 Gew.-% Molybdän sind erforderlich, um eine Anlaßsprodigkeit zu verhindern und die
Temperbeständigkeit eines Stahls zu verbessern. Wenn der Gehalt an Molybdän jedoch 0,1 Gew.-% übersteigt,
hat der Stahl eine übermäßig hohe Festigkeit und eine beträchtlich abgesunkene Zähigkeit. Deshalb wird der
Gehaltan Molybdän auf den Bereich zwischen 0,05 bis l,0Gew.-% beschränkt.
Niob, Vanadium «■-,
Sowohl Niob als au«-h Vanadium bewirken eine Feinkörnigkeit des Austenits und eine Verbesserung der
Temncrbeständigkeit des Stahls. Diese Wirkungen treten auf bei 0.01 Gew.-% und mehr Niob oder Vanadium.
Wenn der Gehalt von Niob oder Vanadium jedoch 0,1 Gew.-% übersteigt, wird der Höhepunkt dieser günstigen
Wirkung überschritten und die Zähigkeit bei weiter erhöhten Gehalten verringert. Deshalb wird d;r Gehalt an
Niob oder Vanadium auf einen Bereich von 0,01 bis 1.0 Gew.-% beschränkt.
5 Kupfer
Nicht mehr als 0,015 Gew.-% Kupfer sind erforderlich, um die Korrosionsfestigkeit eines Stahls zu verbessern.
Wenn der Kupfergehalt jedoch 0,5 Gew.-% übersteigt, neigt der Stahl bei hohen Temperaturen zur RiQbildung.
Deshalb wird der Kupfergehalt auf einen Bereich von 0,05 bis 0,5 Gew.-°/o beschränkt.
ίο Nachdem der Röhrenstahl für Ölbohrungen mit der obengenannten Legierungszusammensetzung geschmolzen
wurde, wird durch konventionelle Methoden ein Stahlrohr hergestellt. Die Temperaturen für die Wärmebehandlung
werden abhängig von den entsprechenden Legierungsbestandteilen festgelegt.
Der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Stahl wird im Induktionsofen auf eine Temperatur
zwischen dem A,.|- und dem Acj-Umwandlungspunkt plus 50 K mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeil von
is I bis 30 K/s aufgeheizt. Speziell der Temperaturbereich vom AirUmwandlungspunkt zum Ac)-Umwandlungspunkt
plus 50 K übt einen entscheidenden Einfluß auf die Größe der Austenitkörner aus, und es ist beabsichtigt,
durch rasches Aufheizen des Stahls in diesem Temperaturbereich eine feinere Kornausbildung zu erreichen.
Wenn die Aufheizgeschwindigkeit weniger als 1 K/s beträgt, wird das Gefüge grobkörnig, die Zähigkeit sinkt,
weiterhin neigen die groben Karbide während des nachfolgenden Anlassens zum Ausscheiden, wobei die
Anlaßbeständigkeit geschwächt wird. Ein Anlassen bei hohen Temperaturen wird unmöglich und der Stahl neigt
zur Ausbildung von Härterissen, was zu unannehmbaren Bedingungen führt. Wenn andererseits jedoch die
Aufheizgeschwindigkeit 30 K/s überschreitet, erfolgt ein ungleichmäßiges Kristallwachstum, das eine gleichmäßige
Ausbildung des Gefüges verhindert und unerwünscht ist. Deshalb wird in der vorliegenden Erfindung die
Aufheizgeschwindigkeit auf einen Bereich zwischen 1 und 30 K/s beschränkt.
Es ist wünschenswert, daß die Temperatur, von der abgeschreckt wird, so hoch wie möglich innerhalb des
Bereiches zwischen dem Umwandlungspunkt Acj plus 50 K und der Anfangstemperatur des Kristallwachstums
liegt. Der Stahl wird auf diesen Temperaturbereich weiter aufgeheizt und in Wasser oder öl abgeschreckt,
nachdem sich ein vollständig austenitisches Gefüge ausgebildet hat.
Ein martensithaltiger Stahl, der auf diese Weise durch Abschrecken produziert wurde, kann korrosionsfest
gemacht werden il'irch vollständiges Anlassen bei einer nicht oberhalb von Aci liegenden Temperatur. Die
inneren Spannungen, die durch das Abschrecken im Martensit auftreten, werden durch das A.-Iassen bei hohen
Temperaturen abgebaut, und der Zementit wird kuglig, so daß der Stahl sowohl zäher wird aii. auch beständiger
gegen Spannungskorrosion in sulfidhaltigen Medien.
Wie oben beschrieben, wird nach dem erfindungsgemäßen Vefahren die Legierungszusammensetzung des
Stahls begrenzt und der Wärmebehandlungsprozeß festgelegt, dabei wird ein Röhrenstahl für Ölbohrungen mit
einer ausgezeichneten Festigkeit und Beständigkeit gegen Spannungskorrosion durch Sulfide erzielt.
Acht Typen von Stahlrohren für Ölbohrungen, entsprechend der vorliegenden Erfindung, wurden nach
raschem Aufheizen durch Induktionsheizung abgeschreckt und danach im Induktionsofen oder im gasbefeuerte!!
Ofen angelassen. Es wurden Versuche durchgeführt hinsichtlich der Bearbeitbarkeit, der Korrosionsbeständigkeit
und dem Auftreten von Härterissen. Gleichzeitig wurden fünf andere Typen von Stahlrohren für
Ölbohrungen, die die Anforderungen der vorliegenden Erfindung nicht erfüllen, denselben Prüfmethoden als
Vergleichsproben unterworfen. Die Ergebnisse sind aus Tabelle 1 ersichtlich.
Si
Mn
Al
Cr
Mo
Nb
Cu
Ti
Wärmebehandlungs methoden A - B
gemäßer | 0^1 | 0,31 | 1,46 | 0,011 | 0,009 | 0,035 | 0,0024 | 0.OD28 |
Stahl | 032 | 0.24 | Ul | 0.026 | 0.009 | 0.031 | 0.0018 | 0.0016 |
1 | 031 | 0,26 | 136 | 0,018 | 0,011 | 0,086 | 0,0023 | 0.OD21 |
2 | 0,28 | 0,22 | 0,51 | 0,011 | 0,018 | 0,059 | 0,0009 | 0,0028 |
3 | 0,26 | 0,33 | 1,15 | 0,019 | 0,007 | 0,028 | 0,0031 | O.O018 |
4 | 0,26 | 0,29 | 1.24 | 0,021 | 0,008 | 0,035 | 0,0021 | 0,0014 |
5 | 0,48 | 0,20 | 0,48 | 0,008 | 0,006 | 0,042 | 0,0034 | O.O023 |
6 | 0,46 | 0,18 | 034 | 0,012 | 0,009 | 0,039 | 0,0029 | 0,0026 |
7 | ||||||||
8 | ||||||||
Vergleichs | 0,26 | Oil | 1,18 | 0,016 | 0,010 | 0,031 | 0,0022 | 0,0064 |
stahl | 0,29 | 0,24 | 1,31 | 0,019 | 0,00» | 0,029 | 0,0021 | 0,0058 |
9 | 0,23 | 0,29 | 138 | 0,013 | 0,009 | 0,033 | 0,0022 | 0,0032 |
10 I
11 f |
032 | 0,24 | Ul | 0,026 | 0,009 | 0,031 | 0,0018 | 0,0016 |
J 12 |
||||||||
13 | ||||||||
0,94 0,21 - - -
- - 0.031 - -
_ _ _ 0,045 -
0,13 -
0,026
24 | 620 | O | O | O | co |
24 | 640 | O | O | O | |
24 | 680 | O | O | O | co |
3 | 700 | O | O | O | CJi |
24 | 680 | O | O | O | cn |
24 | 680 | O | O | O | co |
12 | 660 | O | O | O | O |
12 | 680 | O | O | O | |
0,7 | 580 | O | X | O | |
0,7 | 660 | X | O | X | |
24 | 670 | χ | O | O | |
24 | 610 | O | X | O | |
0,7 | 600 | O | X | X | |
Zusätzlich wurde die Streckgrenze aller geprüfter Stahlrohre durch Einstellen der Tempertemperatur und
-zeit auf 650 N/mm2 eingestellt, und alle geprüften Stahlrohre wurden von einer Aufhei/temperatur von Acj plus
1500C abgeschreckt. Die Abmessungen der geprüften Stahlrohre wurden einheitlich auf 140 mm Außendurchmesser
und 11 mm Wandstärke festgelegt.
Die Bearbeitungszeit wurde folgendermaßen ausgewertet: Eine ausreichende Bearbeitbarkeit des Stahlrohres
wurde attestiert, wenn die Standzeit eines Strehlers in einer gewöhnlichen Gewindeschneidmaschine mit rotierendem
Schneidkopf 500 Zyklen überschreitet, was einer zweifachen Standzeit des Strehlers beim Bearbeiten
der Stahlrohre aus dem Stand der Technik entspricht, und wenn keine durch nichtmetallische Einschlüsse
verursachte Risse auf der bearbeiteten Oberfläche auftraten.
ίο Die Korrosionsbeständigkeit wurde wie folgt bestimmt: Genügende Korrosionsbeständigkeit wurde attestiert,
wenn an einer dem zu prüfenden Stahlrohr entnommenen Probe von 11 mm Dicke und mit einem V-Kerb,
wie aus der Zeichnung ersichtlich, die durch das Anziehen eines Bolzens mit Schraube 3 von 10 mm Durchmesser
aus Kunstharz 2 verspannt und für 30 Tage in einer wäßrigen Lösung von gesättigtem Schwefelwasserstoff, die
0,5% Essigsäure und 5% Natriumchlorid enthält und einen pH-Wert von 3—4 aufweist, eingelagert wird, selbst
15 bei einer Belastung in Höhe der Streckgrenze des Rohres von 650 N/mm* keine Risse auftreten.
Weiterhin wurde die Probe visuell auf Härterisse untersucht.
Wie aus Tab. 1 ersichtlich, ist der Vergleichsstahl Nr. 9 ein Beispiel dafür, daß. selbst wenn Bor im Stahl
vorhanden ist, dieses Bor keinen wirksamen Beitrag zur Härtbarkeit des Stahis liefert, da gleichzeitig viel
Stickstoff jedoch kein Titan enthalten ist. Deshalb bildet sich ein Mischgefüge aus Martensit und Bainit aus. Der
.»υ Siaiil kann >ciiicciH durch Härtung auf eine höhere Festigkeit gebracht werden, wobei es unmöglich ist, ein
Hochtemperaturanlassen anzuwenden, um eine vorherbestimmte Festigkeit zu erhalten. Das daraus resultierende
Niedrigtemperaturanlassen von 58O0C reicht zur vollständigen Bildung von Martensit nicht aus und die
Aufheizgeschwindigkeit ist geringer als 1 K/s, was wiederum entscheidend die Korrosionsbeständigkeit vermindert.
Weiterhin wurde am Vergleichsstahl Nr. 10, obwohl er sowohl Titan als auch Bor enthält, die Korrosionsbeständigkeit
zwar verbessert, jedoch der Gehalt von nichtmetallischen Einschlüssen war sehr hoch, wobei die
Bearbeitbarkeit verschlechtert und Härterisse festgestellt wurden.
Mit den erfindungsgemäßen Stählen Nr. 1 bis 8, in denen der Stickstoffgehalt reguliert und damit ohne Zusatz
von Titan eine ausreichende Härtbarkeit gesichert wurde, und in denen durch rasches Aufheizen eine fein
verteilte Abscheidung der Karbide während des Anlassens durch eine Feinkornbildurig im Material erleichtert
wird, wurde es möglich, ein Anlassen bei hohen Temperaturen anzuwenden, um somit die Festigkeit zu stabilisieren;
das wiederum erlaubt das Herstellen eines Röhrenstahls, der ausgezeichnet bearbeitbar ist, eine gute
Korrosionsbeständigkeit aufweist und nicht zu Härterissen neigt.
Aus dem obenerwähnten Beispiel ist ersichtlich, daß das erfindungsgemäße Verfahren keine edlen Elemente,
wie z. B. Titan, verwendet; es wurde vielmehr der Maximalgehalt an Stickstoff herabgesetzt und ein besonders
einzigartiges Wärmebehandlung^. >_i fahren durchgeführt, wodurch die folgenden Vorteile erreicht werden.
a) Die Korrosionsbeständigkeit und im besonderen die Beständigkeit gegen Spannungsrißkorrosion durch
Sulfide wurde verbessert.
b) Die Bearbeitbarkeit wurde verbessert, so daß das Gewindeschneiden verbessert wurde.
40 c) Härteriss»· konnten vollständig vermieden werden.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
Claims (1)
1. Verfahren zum Herstellen von Röhrenstahl für Ölbohrungen unter Verwendung stickstoffhaltigen
Stahls mit 0,15 bis 0,5% Kohlenstoff, 0,1 bis 1,0% Silicium, 03 bis 1,5% Mangan, 0,003 bis 0,1% Aluminium
und 0,0005 bis 0,005% Bor, bei welchem der Stahl von einer Aufheiztemperatur zwischen dem AcrUmwandlungspunkt
plus 50 K und der Anfangstemperatur des Kristallwachstums abgeschreckt wird und der Stahl
danach bei einer nicht oberhalb des Aci-Umwandlungspunktes liegenden Temperatur angelassen wird,
dadurch gekennzeichnet, daß
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19792935690 DE2935690C2 (de) | 1979-09-04 | 1979-09-04 | Verfahren zum Herstellen von Röhrenstahl |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19792935690 DE2935690C2 (de) | 1979-09-04 | 1979-09-04 | Verfahren zum Herstellen von Röhrenstahl |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2935690A1 DE2935690A1 (de) | 1981-03-12 |
DE2935690C2 true DE2935690C2 (de) | 1984-10-18 |
Family
ID=6080023
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19792935690 Expired DE2935690C2 (de) | 1979-09-04 | 1979-09-04 | Verfahren zum Herstellen von Röhrenstahl |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
DE (1) | DE2935690C2 (de) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3201204C2 (de) * | 1982-01-16 | 1983-12-22 | M.A.N. Maschinenfabrik Augsburg-Nürnberg AG, 8900 Augsburg | "Verwendung eines Kohlenstoff-Mangan-Stahles für Bauteile mit hoher Festigkeit und Zähigkeit bei einfacher Wärmebehandlung" |
DE3445371A1 (de) * | 1984-12-10 | 1986-06-12 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verfahren zum herstellen von rohren fuer die erdoel- und erdgasindustrie und von bohrgestaengeeinheiten |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS52152814A (en) * | 1976-06-14 | 1977-12-19 | Nippon Steel Corp | Thermo-mechanical treatment of seamless steel pipe |
-
1979
- 1979-09-04 DE DE19792935690 patent/DE2935690C2/de not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE2935690A1 (de) | 1981-03-12 |
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Legal Events
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