DE3313755A1

DE3313755A1 - Mikrolegierte staehle und stahlrohre sowie verfahren zur herstellung der letzteren

Info

Publication number: DE3313755A1
Application number: DE19833313755
Authority: DE
Inventors: Zoltán Dr. Hegedüs; Ottó Budapest Kapás; Mihály Dr. Stefán
Original assignee: CSEPEL MUEVEK TERVEZOE ES KUTA
Current assignee: CSEPEL MUEVEK TERVEZOE ES KUTA
Priority date: 1982-04-16
Filing date: 1983-04-15
Publication date: 1983-12-01
Also published as: BE896456A; IN158913B; FR2525239A1; HUT35722A; IT8320607A0; HU189130B; SU1360592A3; GB8310271D0; SE8302116D0

Description

DR. STEPHAN G. BESZ^DES PATENTANWALT

VNE: 101265

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PROFESSIONAL REPRESENTATIVE ALSO BEFORE THE EUROPEAN PATENT OFFICE It-

DACHAU BEI MDNCHEN

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P 1 728

Patentansprüche und Beschreibung

zur Patentanmeldung

OSEPEL MÜVEK TERVEztf ES KÜTATo' INTEZETE

Budapest, Ungarn

betreffend

Mikrolegierte Stähle und Stahlrohre sowie Verfahren zur Herstellung der letzteren

-X-

Beschreibung

Die Erfindung betrifft neue zähe und gut schweißbare mikrolegierte Stähle und Stahlrohre mit besseren Eigenschaften, insbesondere hoher Festigkeit und Streckgrenze und erhöhter Korrosionsbeständigkeit, vor allem für Konstruktionen, für den Bergbau und als hochfeste Rohre, ganz besonders Leitungsrohre, sowie ein Verfahren zur Herstellung dieser Stahlrohre.

Nach dem Stand der Technik sind mehrere Verfahren zur Herstellung von Stahlplatten oder geschmiedeten Produkten, bei welchen eine Mikrolegierung und ein gesteuertes Walzen angewandt werden, bekannt. (Bei Mikrolegierungen werden 0,001 bis 0,3 Gew.-% eines LegierungsZusatzes, der seine Wirkung durch das Binden von Stickstoff, Sauerstoff, "Schwefel und teilweise Kohlenstoff ausübt, verwendet.). Es ist auch bekannt, daß zwischen der nahtlosen Stahlrohrherstellung (Schrägwalzen und Pilgerwalzen) einerseits und dem Plattenwalzen beziehungsweise Schmieden andererseits die Warmformverhältnisse und »vorgänge so grundlegend verschieden sind, daß die beim Plattenwalzen erworbenen Kenntnisse beziehungsweise angewandten Verfahrenstechniken bei der Herstellung von Rohren nicht ohne wesentliche Änderung angewandt werden können.

Beim gesteuerten Walzen besteht das Bestreben, einerseits durch entsprechendes Steuern der Rekristallisationsund Kristallkornwachstumsvorgänge beim Walzen ein möglichst feines Ferritkorn herzustellen und andererseits durch Beeinflussen der Abs ehe idungs vorgänge das Ausscheidungshärten zu erhöhen. Die letztere Wirkung beruht beim Legierungszusatz Niob auf dessen Eigenschaft, auch bei ganz

niedrigen Konzentrationswerten das Rekristallisationsverhalten von Austenit bedeutend zu ändern (Humbert und Mitarbeiter j Archiv für das Eisenhüttenwesen, j?2 [1981], 359 bis 366). Dadurch ist es auch zu erklären, daß das Niob meistens allein als Mikrolegierungszusatz verwendet wird, es wird aber auch mit !Titan, Vanadium beziehungsweise Aluminium kombiniert eingesetzt. In der US-Patentschrift 4 124 412 wird der Wirkungsmechanismus von Niob eingehend untersucht und nachgewiesen, daß nur eine einem komplizierten Anforderungssystem entsprechende Niobmenge die Eigenschaften des Stahls vorteilhaft beeinflußt. Die Einstellung des gewünschten Niobgehaltes erfordert jedoch in der Periode des Legierens neben dem übrigens bekannten Kohlenstoffgehalt die Bestimmung des gesamten Stickstoffgehaltes und säurelöslichen Aluminiumgehaltes. Das ist eine einerseits komplizierte und mit hohem Aufwand verbundene Vorrichtungen beanspruchende Aufgabe und andererseits stehen solche Daten zum notwendigen Zeitpunkt auch nicht zur Verfügung, da zum Beispiel bei der Pfannenmetallurgie der Stickstoffgehalt gegen Ende der 10 bis 15 Minuten dauernden Behandlung stärker ansteigt und die nach einer Analysezeit von etwa 5 Minuten vorhandene Stickstoffmenge schon ganz anders als bei der Probenahme ist. Die Kenntnis der Niobverteilung ist jedoch wesentlich, da ein Abweichen vom Optimum die ansonsten vorteilhaften Wirkungen von Niob unvorteilhaft verändert.

Die Zähigkeit der mit Niob mikrolegierten Stähle wird zum großen Teil von der Endtemperatur des Warmformens bestimmt, die so eine Art kritische Temperatur ist, und ihr Zahlenwert hängt von der Stahlzusammensetzung, dem Maß und der Temperatur des letzten Warmformens sowie dem Zustand der Austenitrekristallisation ab·

Das Niob löst sich bis 1 175 bis 1 200⁰C nioht und hemmt dadurch die Kornvergröberung von Austenit. Beim Oberschreiten der für das Lösen kritischen Temperatur lösen sich die Teilchen schnell und dadurch wächst die Austenitkorngrenzenwanderungsgeschwindigkeit um Größenordnungen, was zur sekundären Rekristallisation Von Austenit führt. Dabei entstehen sehr grobe Kristalle mit ungleichmäßiger Korngröße, deren Kristallgrenze im allotrop umgewandelten ferrithaltigen Gefüge besonders zum Gefügeerinnerungsvermögen neigt; dies führt im Stahl zur Neigung zum Beißen, was im Fachschrifttum unter dem Aus* druck "stress relief cracking" bekannt ist.

Die Niob-Mikrolegierungen sind vom Gesichtspunkt der Korrosionsbeständigkeit nicht vorteilhaft. Die Korrosionsbeständigkeit von mit Niob und Vanadium mikrolegierten Stählen gegenüber Luft ist mit der von Kohlenstoff stählen identisch. Vom Gesichtspunkt der Schwefelwasserstoffe und Wasserstoff-Spannungskorrosion sind die Ausscheidungen an den Grenzen der vormaligen Austenitkristalle ähnlich wie das "stress relief cracking" nachteilig und führen leicht zum Entstehen von Korrosionsrissen. Auf 01- und Gasfeldern, auf welchen der Schwefelwasserstoffgehalt höher als üblich ist und auch Wasser, Natriumchlorid und Kohlendioxyd vorhanden sind, können herkömmliche Stahlrohre mit erhöhter oder hoher Festigkeit wegen der Schwefelwasserstoff-Spannungskorrosion nicht eingesetzt werden. Wegen dieser nachteiligen Eigenschaften können die Vorteile der Niob-Mikrolegierungen nicht ausreichend genutzt werden. Neben dem Niob können auch zulegierte Vanadium und Aluminium, aber auch Titan und Zirkon die Schwierigkeiten nicht beseitigen, diese Legierungszusätze können vielmehr sogar neue Komplikationen verursachen. Aluminium, Titan und Zirkon bilden nämlich mit dem Schwefelgehalt von

Stahl Korngrenzensulfide, wodurch das Feinlösen des Austenitkoraes verhindert und gleichzeitig auch der Stahl spröde gemacht wird. Nach der US-Patentschrift 4- 124- 4-12 wird zur Verbesserung der Festigkeit und der Üb er gangs temperatur der mikrolegierten Stähle diesen auch Nickel zulegiert; dies führt jedoch beim Warmformen zu Warmbrüchigkeit, wenn die Aluminiummenge 0,05 Gew.-% übersteigt.

Wegen den erwähnten Schwierigkeiten entsprechen die Niob- oder Niob- und Vanadium- und/oder Titan- und Aluminium-Mikrolegierungsverfahren nicht mehr den von der gegenwärtigen Technik gestellten Ansprüchen an die Herstellung von Stahlrohren mit verbesserten Eigenschaften.

Nach der französischen Patentschrift 2 $92 121 werden Bohre aus statt mit beziehungsweise neben mit Niob mit Bor mikrolegiertem Stahl durch gesteuertes Walzen und anschließende Abschreck/Anlaß-Behandlung hergestellt. Bas Bor als Mikrölegierungszusatz hat einen vollkommen anderen Wirkungsmechanismus als das Niob, Titan und Vanadium. Die letzteren bilden Carbonitride beziehungsweise Nitride, die bei Temperaturen über der Umwandlungstemperatur von Ferrit-Austenit (Ac,) in Lösung gehen, dann beim Abkühlen das Austenit übersättigen und vor allem in der Nähe der Endtemperatur der Austenit-Ferrit-Umwandlung (Ar,.) sehr feine Abscheidungen bilden und dadurch die mechanischen Merkmale wesentlich verbessern. Im Gegensatz dazu wird das Bor als intermetallische Verbindung FegB abgeschieden. Im Unterschied zu den Niob-, Vanadium- und Titan-Legierungszusätzen, neben denen die Gegenwart von Stickstoff vorteilhaft ist, ist beim Mikrolegieren mit Bor der Stickstoff sehr schädlich, da er einen Teil des Borgehaltes wirkungslos macht. Das Bor fördert beim Schweißen das Entstehen von Spannungsrissen in der Übergangszone und erhöht den

für die Schweißbarkeit charakteristischen Kohlenstoff- -Gleichwert (C_Ä) stark.

Aus dem heutigen Stand der Technik entsprechenden Patentschriften und Fachschrifttum ist es gut bekannt, daß die mit Mikrolegierungs zusätzen gebildeten Carbonitride, in erster Linie Nb(NC) und Ti(NC), bis zu einer verhältnismäßig hohen Temperatur (1 200 bis 1 250⁰C) die Kornvergröberung von Austenit hemmen, deren Vermeidung von grundlegender Bedeutung ist· Besonders schädlich ist aber das stellenweise sehr grobe Kristalle bildende Austenit von ungleichmäßiger Korngröße, das beim Mikrolegieren mit Niob nach dem Überschreiten der genannten Temperaturen häufig auftritt und ein unter dem Namen Widmannstättensches Ferrit bekanntes grobes, nadeliges Gefüge ergibt·

Bisher ist in der Praxis der Rohrherstellung aus mikrolegierten Stählen kein mikrolegierter Stahl und kein Verfahren, mit welchen die nachteiligen Wirkungen der Grund- und Mikrolegierungs zusätze sowie der Verunreinigungen behoben und eine vorteilhafte feine Kristallkornstruktur geschaffen waren, wodurch die Eigenschaften des Produktes ohne gesonderte Wärmebehandlungen nach dem Warmwalzen bedeutend vervollkommnet wurden, also in einer einzigen hüttentechnischen Arbeitsgangsreihe die Herstellung von zähen, gut schweißbaren und gegenüber schwefelwasserstoffkorrosionsbeständigen Stahlrohr art en mit erhöhter oder hoher Festigkeit ohne gesonderte Wärmebehandlung ermöglicht würde, bekannt·

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, unter Behebung der Nachteile des Standes der Technik neue zähe und gut schweißbare mikrolegierte Stähle und Stahlrohre mit besseren Eigenschaften, insbesondere hoher Festigkeit und

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Streckgrenze (Fließgrenze) und erhöhter Korrosionsbeständigkeit, die sich in gleicher Weise für Konstruktionen, für den Bergbau und als hochfeste Rohre eignen, sowie ein einfaches Verfahren zur Herstellung dieser Stahlrohre zu schaffen·

Sas Obige wurde überraschenderweise durch die Erfindung erreicht·

Der Erfindung liegt die überraschende Feststellung zugrunde, daß das Obige restlos erreicht werden kann beziehungsweise die gewünschte feinere Austenitstruktur geschaffen werden kann, wenn das Verhältnis von Kohlenstoff zu Vanadium sowie ferner die Schwefel- und Calciumgehalte auf einen bestimmten Wert eingestellt werden. Wenn ein aus einem solchen mikrolegierten Stahl hergestellter warmzuwalzender Block auf eine Temperatur über 1 200⁰C erhitzt wird, dann kann mit entsprechendem Vorformen eine feiner körnige austenithaltige Gefügestruktur geschaffen und mit einer unterbrochenen Warmformreihe zum gewünschten Maß gewalzt werden·

Ferner beruht die Erfindung auf der überraschenden Feststellung, daß im Gegensatz zu den bisherigen Kenntnissen die vor dem Warmformen geschaffene gleichmäßig grobe austenithaltige Gefügestruktur die Eigenschaften des fertigen Rohres vorteilhaft beeinflußt, wenn die sekundäre Rekristallisation beziehungsweise bei der Rohrherstellung die Bildung von grobem nadeligem Ferrit vermieden wird· Diesbezüglich wurde überraschenderweise festgestellt, daß mit einem entsprechend gewählten Verhältnis von Kohlenstoff zu Vanadium die Rekristallisation des geformten Austenites und beim Abkühlen unter A „. die Ausscheidungshärtung sowie ferner die Korngröße des Stahls und die Perlitmenge und dadurch

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N 9 *

die Festigkeitseigenschaften vorteilhaft gesteuert werden können.

Schließlich liegt der Erfindung die überraschende Feststellung zugrunde, daß bei einem Gewichts verhältnis von

^von °»^{4 bis 1}·^{5 das Vanadium der} wichtigste Mikrolegierungszusatz des Stahls ist.

Gegenstand der Erfindung sind daher mikrolegierte Stähle, welche dadurch gekennzeichnet sind, daß ihr Gewichtsverhältnis von (lT^Wert) 0,4 bis 1,5 beträgt, ihr Schwefelgehalt 0,003 bis 0,012 Gew.-% ist und ihr CaI-ciumgehalt 0,001 bis 0,02 Gew.-% beträgt.

Die erfindungsgemäßen Stähle können auch übliche Bestandteile und Verunreinigungen von Stählen enthalten.

Vorzugsweise beträgt der gegebenenfalls vorliegende Kohlenstoffgehalt der erfindungsgemäßen mikrolegierten Stähle 0,009 bis 0,18 Gew.-%.

Es ist auch bevorzugt, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Cergehalt höher als ihr Schwefelgehalt, insbesondere mindestens das Doppelte des letzteren, ist.

Ferner ist es bevorzugt, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Mangangehalt 1,1 bis 1,7 Gew.-%, insbesondere 1,2 bis 1,5 Gew.-%, beträgt.

Weiterhin ist es bevorzugt, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Siliciumgehalt weniger als 0,15 Gew.-% beträgt.

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Vorzugsweise beträgt ihr gegebenenfalls vorliegender Fhosphorgehalt weniger als 0,02 Gew.-%.

Es ist auch bevorzugt, daß ihr Gewichtsverhältnis von

W) 0,8 bis 1,2 ist

Ferner ist es bevorzugt, daß ihr Schwefelgehalt 0,005 bis 0,008 Gew.-% beträgt.

Weiterhin ist es bevorzugt, daß ihr Calciumgehalt 0,002 bis 0,02 Gew.-%, insbesondere 0,005 bis 0,01 Gew.-%, ist.

Vorzugsweise beträgt ihr gegebenenfalls vorliegender ETikkelgehalt bis 0,5 Gew.-%, insbesondere 0,1 bis 0,5 Gew.-#.

Die obige Stahlzusammensetzung kann durch übliche Stahlerzeugungs- und Stahllegierungsverfahrensweisen erreicht werden·

Gegenstand der Erfindung sind auch Stahlrohre, insbesondere für Konstruktionen, für den Bergbau und als hochfeste Bohre, ganz besonders Leitungsrohre, welche dadurch gekennzeichnet sind, daß sie aus den erfindungsgemäßen mikrolegierten Stählen hergestellt sind.

Ferner ist Gegenstand der Erfindung ein Verfahren zur Herstellung der erflndungsgemaßen Stahlrohre, welches dadurch gekennzeichnet ist, daß in einem Ausgangsblock aus einem erfindungsgemäßen mikrolegierten Stahl durch Erhitzen auf eine Temperatur über 1 200⁰C eine gleichmäßig grobe Austenitkornstruktur ausgebildet wird, dann durch mindestens 20%-iges Vorformen ein rekristallisierter

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Block mit feinerer Austenitkofnstruktur erzeugt wird und dieser mit einer nacheinander unterbrochenen Warmformreihe durch mindestens 50%-iges Formen zur Fertiggröße gewalzt wird.

Vorzugsweise wird als mindestens 20%-iges Vorformen ein 40%-iges Vorformen durchgeführt·

Es ist auch bevorzugt, als mindestens 50%-iges formen ein 60 bis 85%-iges, ganz besonders 80 bis 85%-iges, Formen durchzuführen·

Nach einer vorteilhaften Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die nacheinander unterbrochene Warmformreihe durch Pilgerwalzen durchgeführt·

Nach einer anderen vorteilhaften Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die nacheinander unterbrochene Warmformreihe durch Schiebebankformen (Stoßbankformen) durchgeführt.

Das im erfindungsgemäßen Verfahren über 1 200⁰C erfolgende Austenit-Kornvergröbern bringt gegenüber den das Vergröbern für schädlich haltenden bekannten Verfahren folgende Vorteile mit sich:

a) Alle beim Gießen erstarrten Abscheidungen und Verunreinigungen, die sich an der Kristallgrenze befinden, gehen in Lösung,

b) Die das Erstarren begleitenden Legierungs- und Verunreinigungsseigerungen werden homogenisiert,

c) Beim mindestens 20%-igen ersten Warmformen der Rohrherstellung wird das gebildete grobkörnige Austenit vollkommen Timkristallisiert und im Gegensatz zu den mit Glühen unter 1 200⁰C arbeitenden Verfahren, bei welchen ein Gefüge mit ungleichmäßiger Korngröße entsteht, bildet sich eine gleichmäßige Austenitkorngröße, die bei der zeitlich unterbrochenen Warmformreihe eine wesentliche Forderung ist, heraus.

Sie gleichmäßige Austenitkorngröße ermöglicht die Anwendung eines größeren Endtemperaturbereiches (1 000 bis 800⁰C) beim Warmformen und das Mikrolegieren mit Vanadium beziehungsweise entsprechend eingestellte Gewichtsverhältnis von (v-^Wert) ^{senkt die} Empfindlichkeit des Stahls gegenüber der Endtemperatur beim Warmformen, da in der Nähe der Temperatur Ac, das Austenit an Mikrolegierungszusatz stark übersättigt wird und diese Tatsache die Rekristallisation des Austenites wegen der höheren Löslichkeit des Vanadiums bremst. Wenn nun das übersättigte Austenit unter die Temperatur Ac, gekühlt wird, erfolgen die allotrope Umwandlung und das Carbonitrid- beziehungsweise Carbid-Abscheiden fast gleichzeitig und das sehr feinkörnige Abscheiden führt zu einem feinkörnigen Ferritgefüge.

Das Lösen des Calciums im Stahl kann durch Legieren des Stahls mit Nickel gefördert werden. In den erfindungsgemäßen Stählen kann ein Nickelgehalt insbesondere dann vorteilhaft sein, wenn ihr Calciumgehalt verhältnismäßig hoch ist. Das gelöste Calcium beeinflußt durch synergetische Wirkung die ein Härten verursachende Carbonitrid- und Carbidausscheidung positiv.

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Im erfindungsgemäßen Verfahren wird zweckmäßig wie folgt vorgegangen. Ein Stahlblock mit einer wie oben festgelegten chemischen Zusammensetzung, der nach jeder bekannten technisch beziehungsweise industriell angewandten Verfahrensweise hergestellt werden kann, wird auf 1 250 bis 1 300⁰C vorerhitzt und dann vorgeformt. Durch dieses Vorformen wird das homogenisierte grobkörnige Gefüge zerstört, während sich der Block auf 1 150 bis 1 000⁰C abkühlt und durch die in sehr kurzer Zeit erfolgende Rekristallisation das Austenit eine viel feinere Korngröße als zu Beginn und dabei eine gleichmäßige Korngröße erhält. Das so vorgeformte und rekristallisierte Produkt wird einer Warmformreihe mit nacheinander durchgeführten Formarbeitsgängen in einer oder mehreren hintereinandergeschalteten Vorrichtungen unterworfen. Dabei deformiert sich das Austenit in Abhängigkeit vom Ausmaß der Formveränderung und wird bei sinkender Temperatur nur noch teilweise rekristallisiert; schließlich kann es unter einer kritischen Temperatur, die auch von der Zusammensetzung des Stahls und dem Ausmaß der Formveränderung abhängt, nicht mehr rekristallisieren. Nach Erreichen dieses Zustandes können die Festigkeit, Streckgrenze und Zähigkeit des Fertigproduktes durch weiteres Warmformen erhöht werden.

Zur Erhöhung der Wirkung des erfindungsgemäßen Verfahrens kann die Stabilität des Austenites mit einem auf einen Wert von 0,4 bis 1,5 eingestellten Gewichtsverhältnis ^von (ψ®***) ¹^ e*-B^em Temperaturbereich von 900 bis 1 050⁰C, in welchem das Warmformen beendet wird, gesichert werden. Dieser Temperaturbereich wird zweckmäßig durch eine Verringerung beziehungsweise Reduktion und zeitliche Verschiebung des Warmformens erreicht.

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Unter der Endtemperatur des Bohrwalzens wird das in einem Maße von mindestens 50%, vorzugsweise 60 bis 85%, warmgeformte Rohr sich auf etwa 750 C, das heißt unter den Temperaturwert Ac, abkühlen gelassen, wobei sich das Austenit durch allotrope Umwandlung zu feinem Ferrit umwandelt.

Das Legieren mit Calcium wird zweckmäßig durch Pulvereinblasen oder mit einer in eine Eisenkapsel eingeschlossenen Calcium/Mangan/Silicium-Legierung oder Calcium/Silicium-Legierung durchgeführt.

Die erfindungsgemäßen Stahlrohre und das erfindungsgemäße Verfahren haben kurz ausgedrückt folgende Vorteile:

A) Das erfindungsgemäße Verfahren ist technisch beziehungsweise industriell leicht durchführbar.

B) Das erfindungsgemäße Verfahren führt zum Einsparen von Wärmebehandlungsarbeitsgängen und -vorrichtungen und mit hohem Aufwand verbundenen Legierungszusätzen.

0) Den Benutzern der erfindungsgemäßen Stahlrohre mit besseren Eigenschaften wird eine bedeutende Materialeinsparung ermöglicht.

D) Trotz der erhöhten Festigkeit haben die erfindungsgemäßen Stahlrohre eine Korrosionsbeständigkeit gegenüber Schwefelwasserstoff.

Die Vorteile der Erfindung in der Stahlherstellung und in der Stahlrohrherstellung werden im folgenden ausführlicher beschrieben.

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E) Durch die Erfindung können Eigenschaften, die den in der Stahlherstellung bisher nach 5 verschiedenen Verfahrenstechniken beziehungsweise Technologien hergestellten Stahlqualitäten entsprechen, gesichert werden. Demzufolge ist die Anzahl der herzustellenden Stahlsorten verringert, was folgende Vorteile mit sich bringtt

oi) Es müssen im Betrieb weniger Verfahrenstechniken beziehungsweise Technologien angewandt werden·

ß) Das Programmieren ist einfacher, was eine Senkung des Organisationsaufwandes mit sich bringt.

70 Die Zahl der Bisse und Oberflächenfehler der Blöcke ist verringert, wodurch über Einsparungen an Aufwand für Schab- beziehungsweise Schäl- und Zerspanarbeiten, Material und Werkzeuge hinaus auch der Zeitaufwand der Verarbeitung des Blockes verkürzt ist·

Aus einer einzigen Stahlsorte können also mehrere Stahlrohrqualitäten erhalten werden, was einen verringerten Organisations-, Vorratsbeschaffungs- und Lagerungsaufwand mit sich bringt.

Die erfindungsgemäßen mikrolegierten Stahle können sowohl in Elektroöfen als auch in Siemens-Martin-Ofen (SM-Öfen) sowie in Konvertern hergestellt werden, da sie an keine bestimmte Herstellungsart von Stahl gebunden sind.

Sie ermöglichen die Anwendung von modernen Stahlverfeinerungsverfahren, zum Beispiel des Pulvereinblasens,

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des Argondurchblasens und der Behandlung mit synthetischer Schlacke·

Das erfinduhgsgemäße Verfahren ermöglicht in der Rohrherstellung in den vorhandenen Vorrichtungen mit der entsprechenden Anwendung und Abwandlung der Verfahrenstechnik beziehungsweise Technologie die Herstellung von Stahlrohren verschiedenartiger Beschaffenheit, zum Beispiel von warmgewalzten Rohren für die Erdölförderung und warmgewalzten Konstruktions- und Gas leitungsrohr en.

Die bei den Stahlrohren und der Stahlrohrherstellung vorliegenden wichtigsten Vorteile der Erfindung sind wie folgt:

F) Die Produktionsauswahl ist durch garantiert mit kalter Kerbschlagarbeit hergestellte neue Stahlrohrqualitäten mit zeitgemäßer Streckgrenze und Reißfes-fcigkeit erweitert.

6) Die erfindungsgemäßen Stahlrohre haben dem internationalen Niveau entsprechende Eigenschaften.

H) Neuer Investitionsaufwand ist nicht erforderlich.

I) Die gewünschten Eigenschaften der Stahlrohre werden unabhängig von der Verfahrenstechnik beziehungsweise Technologie oder dem Maßstab erhalten.

.· Bei Anwendung der Pilgerverfahrenstechnik beziehungsweise -technologie kommen folgende Vorteile hinzu.

a) Das Schrägwalzen und Pilgerwalzen können bei niedrigerer Temperatur durchgeführt werden, was eine bedeutende Energieeinsparung bedeutet.

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b) Die Zunderbildung ist geringer.

c) Die Oberfläche der gelochten Hülse und des gewalzten Rohres ist besser.

: d) Wegen der vorteilhafteren Wärmepiastizitätsindices ist

tf) der Energiebedarf des Formens geringer, ß) die Werkzeugabnutzung geringer und

ί) die Lebensdauer der Werkzeuge (Stempel, Walze) langer.

e) Wegen des Fehlens einer Schwefelanreicherung und von gestreckten Einschlüssen treten weniger oder überhaupt keine inneren Flocken beziehungsweise Schuppen auf, was eine Ausschußverringerung mit sich bringt.

f) Die mechanischen Eigenschaften des geformten und an der Luft gekühlten Stahlrohres sind besser als die eines Stahlrohres im normalisierten Zustand.

Das Weglassen der normalisierenden Wärmebehandlung bedeutet einen wesentlichen technischen Fortschritt.

Die Erfindung wird an Hand der folgenden Beispiele näher erläutert.

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Beispiel 1

Es wurde von einem Stahlblock der folgenden Zusammensetzung ausgegangen.

0 - 0,14 Gew.-% Ni « 0,45 Gew.-%

Si - 0,11 Gew.-% V - 0,13 Gew.-%

Mn »1,28 Gew.-# Oe - 0,05 Gew.-%

S « 0,006 Gew.-% Oa - 0,008 Gew.-%

P - 0,015 Gew.-% γ-Wert - 1,07

Beim Schmelzen des Stahls wurde die Desoxydation auf bekannte Weise, die Nachdesoxydation jedoch mit Calcium und Ger durchgeführt· Beim Abstich wurden Vanadium und Cer sowie in eine Eisenkapsel eingeschlossen Calcium als Calcium/Silicium/Mangan-Legierung zugesetzt.

Die Stahlblöcke wurden 4 Stunden lang auf 1 250 bis 1 30O⁰C erhitzt, dann wurde als erster Schritt eine 41%-ige Formveränderung durch Schrägwalzen durchgeführt. Danach wurde der gelochte Block auf einer Pilgerrohrstreckwalze kontinuierlich durch 84%-iges Formen gewalzt. Mit der Einstellung der letzten Gruppe des Endabschnittes wurde das Walzen be:
kühlen an der Luft.

wurde das Walzen bei 97O⁰C beendet, dann folgte das Ab-

Das so erhaltene Stahlrohr mit einer Wandstärke von 11,51 mm und einem Durchmesser von 177»8 mm hatte die folgenden mechanischen Eigenschaften:

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• ·

- 21 -

Rm	- 694,	J	MPa
Reh	- 562,	MPa
	,8
	,0
- 21,8%
-•172

Zugfestigkeit

Streckgrenze

Dehnung

Kerbschlagarbeit bei 20⁰C

Beispiel 2

Es wurde wie im Beispiel 1 beschrieben vorgegangen, jedoch mit dem Unterschied, daß mit dem Einstellen der letzten Gruppe des letzten Iormungsabschnittes das Walzen bei 9AO⁰C beendet und das Rohr an der Luft auf 800 bis 75O⁰C, dann mit verdichteter Luft auf 400⁰C und schließlich weiter mit ruhender Luft gekühlt wurde. Die mechanischen Eigenschaften des fertigen Stahlrohres waren wie folgt:

Zugfestigkeit Rm » 760 MFa

Streckgrenze Reh ■ 646 MPa

Dehnung £ - 22,5% Kerbschlagarbeit bei 20⁰C « 210 J

Beispiel 3

Es wurde wie im Beispiel 1 beschrieben vorgegangen, jedoch mit dem Unterschied, daß ein Ausgangsstahl der folgenden Zusammensetzung verwendet wurde·

C =0,11 Gew.-% V - 0,08 Gew.-%

Si » 0,05 Gew.-% Ce - 0,05 Gew.-% Mn ■ - 1,13 Gew.-% Ca - 0,01 Gew.-%

S - 0,007 Gew.-% ^-Wert - 1,37

Ni »0,38 Gew.-%

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Der erhaltene Stahl hatte die folgenden mechanischen Eigenschaften:

Zugfestigkeit Em « 549 MPa

Streckgrenze ^ßeh « 410 MPa

Dehnung S ■ 39%

Kerbschlagarbeit bei 20⁰C - 260 bis 280 J .

Der erhaltene Stahl hatte also eine sehr gute Zähigkeit, Streckgrenze und Zugfestigkeit; ohne weitere Wärmebehandlung konnte aus ihm durch Kaltziehen auch ein Stahlrohr mit genauen Abmessungen und kleinerem Durchmesser (40 bis 60 mm) hergestellt werden.

Beispiel 4

Es wurde wie im Beispiel 1 beschrieben vorgegangen, jedoch mit dem Unterschied, daß das Stahlrohr zu einer Wandstärke von 8,05 mm gewalzt wurde. Das Stahlrohr hatte die folgenden Eigenschaften:

Zugfestigkeit

Streckgrenze

Dehnung

Kerbschlagarbeit bei 20°C

Em "	- 728	MPa
Reh	-597	MPa
	- 26%
	- 160	bis 180 J

Das Walzen zu einer dümoOi Wandstärke verbesserte also die mechanischen Eigenschaften noch mehr.

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Beispiel 5

Es wurde wie im Beispiel 1 beschrieben vorgegangen, jedoch mit dem Unterschied, daß ein Ausgangsstahl der folgenden Zusammensetzung verwendet wurde.

C 0,12 Gew.-% Ni - 0,40 Gew.-%

Mn - 1,63 Gew.-% V - 0,22 Gew.-%

Si « 0,10 Gew.-# C_a - 0,001 Gew.-%

S - 0,008 Gew.-# ^-Wert - 0,54

Der so erhaltene Stahl hatte die folgenden mechanischen Eigenschaften:

Zugfestigkeit	20	Em	°0	= 746	KIFa	J
Streckgrenze	6	Reh		- 598	MPa
Dehnung		- 25,4%
Kerbschlagarbeit bei	- 182
Beispiel

Ss wurde wie im Beispiel 1 beschrieben vorgegangen, jedoch mit dem Unterschied, daß ein Ausgangsstahl der folgenden Zusammensetzung verwendet wurde·

C	- 0,11	Gew.-%	Ni	« 0	,10	Gew.-%
Si	« 0,10	Gew.-%	V	» 0	,11	Gew.-#
Mn	- 1,25	Gew.-%	Ca	- 0	,002	Gew.-%
S	» 0,012	Gew.-%	y-Wert	- 1	,0
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Der bo erhaltene Stahl hatte die folgenden mechanischen Eigenschaften:

Zugfestigkeit Em «510 MPa

Streckgrenze Eeh - 420 MPa

Dehnung Έ - 38%

Kerbschlagarbeit bei +20⁰C « 230 J Kerbschlagarbeit bei -20⁰C - 2J2 J Kerbschlagarbeit bei -40°C - 218 J .

Beispiel 7

C	- 0,12	Gew.—%	Ni	0	»4-5	Gew.
Si	- 0,14	Gew.-%	V	0	,12	Gew.
Un	- 1,51	Gew.-%	Ca	0	,02	Gew.
S	- 0,012	Gew.-%	£-Wert »	1	,0

Der so erhaltene Stahl hatte die folgenden mechanischen Eigenschaften:

Zugfestigkeit Streckgrenze Dehnung

Kerbschlagarbeit bei +2O⁰C

Em -»	655	MPa
Reh «	483	MPa
S -	31%
	160	J

- 25 -

t « »Up,

-25-

Beispiel 8

Es wurde wie im Beispiel 7 beschrieben vorgegangen, jedoch mit dem Unterschied, daß während des bei 1 200⁰C durchgeführten ersten Warmformens eine 23%-ige Formveränderung durchgeführt wurde. Die Eigenschaften des Produktes waren wie folgt.

Zugfestigkeit Bm - 728 UFa

Streckgrenze fieh - 436MPa

Lehnung. % - 34,2%

Kerbschlagarbeit bei 20⁰C - 103 J .

Vergleichsbeispiel

Es wurde wie im Beispiel 1 beschrieben vorgegangen« die Zusammensetzung des Ausgangs Stahls war aber wie folgt:

C	- 0,22	Gew
Si	- 0,15	Gew
Mn	« 1,25	Gew
S	- 0,016	Gew

Ni	» 0,40 Gew.-%
V	- 0,12 Gew^-#
Ce	■0,02 Gew.-%
Ca	- 0,004 Gew.-%
S-Wert	- 1,8

Die mechanischen Eigenschaften des so erhaltenen Stahl· rohres waren wie folgt:

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Zugfestigkeit Bm - 750 MPa

Streckgrenze Hell » 635 MPa

Dehnung S - 23#

Kerbschlagarbeit bei 20⁰C »25 bis 35 J

Durch den hohen γ-Wert sind also die Werte der Kerbschlagarbeit stark verringert.

Claims

Patentansprüche

1.) Mikrolegierte Stähle, dadurch gekennzeichnet, daß ihr Gewichtsverhältnis von 0,4 bis 1,5 beträgt, ihr Schwefelgehalt 0,003 bis 0,012 Gew.-# ist und ihr Cälciumgehalt 0,001 bis 0,02 Gew.-% beträgt.

2.) Stähle nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Kohlenstoffgehalt 0,009 bis 0,18 Gew.-% beträgt.

3.) Stähle nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Cergehalt hoher als ihr Schwefelgehalt ist,

4.) Stähle nach Anspruch 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Mangangehalt 1,1 bis 1,7 Gew.-# beträgt?.

5«) Stähle nach Anspruch 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Siliciumgehalt weniger als 0,15 Gew.-% beträgt.

6.) Stähle nach Anspruch 1 bis 5« dadurch gekennzeich^ net, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Phosphorgehalt weniger als 0,02 Gew.-% beträgt.

7.) Stähle nach Anspruch 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ihr Gewichtsverhältnis von 0,8 bis 1,2 ist.

Λ VV-

8·) Stähle nach. Anspruch 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß ihr Schwefelgehalt 0,005 bis 0,008 Gew.-% . beträgt.

9·) Stähle nach Anspruch 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß ihr Calciumgehalt 0,005 bis 0,01 Gew.-# ist.

10.) Stähle nach Anspruch 1 bis 9t dadurch gekennzeichnet, daß ihr gegebenenfalls vorliegender Nickelgehalt bis 0,5 Gew.-% beträgt.

11.) Stahlrohre, insbesondere für Konstruktionen, für den Bergbau und als hochfeste Bohre, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus den mikrolegierten Stählen nach Anspruch 1 bis 10 hergestellt sind.

12.) Verfahren zur Herstellung der Stahlrohre nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß man in einem Ausgangsblock aus einem mikrolegierten Stahl nach Anspruch 1 bis 10 durch Erhitzen auf eine Temperatur über 1 200⁰C eine gleichmäßig grobe Austenitkornstruktur ausbildet, dann durch mindestens 20%-iges Vorformen einen rekristallisierten Block mit feinerer Austenitkornstruktur erzeugt und diesen mit einer nacheinander unterbrochenen Warmformreihe durch mindestens 50%-iges Formen zur Pertiggröße walzt.

) Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß man als mindestens 20%-iges Vorformen ein 40%-iges Vorformen durchführt.

14·) Verfahren nach Anspruch 12 oder 13 t dadurch gekennzeichnet, daß man als mindestens 50%-iges Formen ein 80 bis 85%-iges Formen durchführt.

15·) Verfahren nach Anspruch 12 bis 14, dadurch gekenn- > zeichnet, daß man die nacheinander unterbrochene Warmformreihe durch Pilgerwalsen durchführt»

160) Verfahren nach Anspruch 12 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß man die nacheinander unterbrochene Warmformreihe durch Sohiebebankformen durchführt·

Beschreibung