DE3323929C2

DE3323929C2 -

Info

Publication number: DE3323929C2
Application number: DE19833323929
Authority: DE
Inventors: Michael Dr.-Ing. 4030 Ratingen De Graef
Original assignee: Mannesmann AG
Current assignee: Vodafone GmbH
Priority date: 1982-07-09
Filing date: 1983-07-02
Publication date: 1987-06-11
Also published as: DE3323929A1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von feinkörnigen, schweißbaren Großrohrblechen aus einem mikrolegierten Stahl mit einer Zusammensetzung aus

Kohlenstoff0,05 bis 0,07% Mangan1,5 bis 2,0% Titan0,01 bis 0,04% Schwefel0,001 bis 0,003% Stickstoff0,005 bis 0,008% Silizium0,25 bis 0,40% Aluminium0,03 bis 0,05% Niob0,02 bis 0,06%

Rest Eisen und übliche Verunreinigungen,

wobei der Titangehalt dem 3,5- bis 4fachen des Stickstoffgehaltes ent spricht.

Bei einem bekannten Verfahren (DE-OS 30 12 139, DE-OS 31 46 950) zur Herstellung eines mikrolegierten Stahls, auch für Rohre, liegt der Titangehalt des Stahls im Bereich von 0,008 bis 0,025%. Das Gewichts verhältnis Ti/N erreicht die oben angegebenen Werte. Eine entsprechen de Abstimmungsregel besteht nicht. Niob ist kein zwingendes Legie rungselement. Die Stähle sind in bezug auf Ausscheidungshärtung und Kornverfeinerung TiN-beherrschte Stähle. Man arbeitet nach dem Stranggießen mit hoher Kühlgeschwindigkeit, um eine große Anzahl von feinen, gleichsam feinkörnigen TiN-Ausscheidungen zu erzeugen, deren Größe nicht über 0,05 µm liegt. Danach wird Vorsorge getroffen, daß die Größe der feinen TiN-Ausscheidungen im weiteren Verfahren nicht zunimmt, und daß die sehr feinen TiN-Ausscheidungen auch im fertiggewalzten Grobblech vorliegen. Eine Vergrößerung der TiN-Aus scheidungen in nachfolgenden Glüh- und Walzstufen wird sorgfältig vermieden, die Glühtemperatur der Stranggußbrammen vor dem Walzen wird dazu auf 950 bis 1050°C (DE-OS 31 46 950) oder sogar auf ledig lich 900 bis 1000°C (DE-OS 30 12 139) begrenzt. Man erwartet, daß die feinen TiN-Ausscheidungen das Austenitkornwachstum behindern. Insbesondere soll eine Grobkornbildung in den Wärmeeinflußzonen von Schweißverbindungen beim Schweißen verhindert werden. - Nachteilig ist bei diesen Stählen, daß die Großrohrbleche in ihren Festigkeitswer ten (Zugfestigkeit und Streckgrenze) nicht den Bemessungsansprüchen genügen. Unter Bemessungsansprüchen werden beispielsweise der Leistungsdruck und andere Auslegedaten verstanden. Im Rahmen der bekannten Maßnahmen kann dem Stahl auch Niob beigegeben werden, und zwar bis höchstens 0,08%. Diese Beigabe ist jedoch nicht zwin gend. Man erwartet durch die Beigabe von Niob, die zusammen mit einer erheblichen Beigabe von Vanadin, Nickel und Chrom erfolgen kann, eine Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit. Zumindest ohne erhebliche Zugabe der teuren Legierungselemente Vanadin und/oder Nickel und/oder Chrom kann eine Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit der auf einen hohen Gehalt an feinen TiN-Ausscheidungen gezüchteten Stähle jedoch nicht bestätigt werden. Das Element Niob wirkt bei den TiN-beherrschten Stählen nicht erwartungsgemäß, da bei der niedrigen Glühtemperatur der Stranggußbrammen keine ausreichende Auflösung der Niob-Bindungen erfolgt. Ist bei den bekannten Maßnahmen der Titangehalt niedrig, so bildet sich aus dem Niob NbCN mit der Wirkung einer Minderung der Festigkeitseigenschaften. Bei einem Zuviel an Titan entsteht, die Zähigkeit beeinträchtigend, auch TiC.

Demgegenüber liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung von feinkörnigen, schweißbaren Großrohrblechen aus einem mikrolegierten Stahl, der Niob als zwingendes Mikrolegierungs element enthält, so zu führen, daß die Großrohrbleche nicht durch TiN beherrscht werden, sondern in bezug auf die Ausscheidungshärtung und Kornverfeinerung durch Niob beherrscht sind.

Ausgehend von einem mikrolegierten Stahl mit der angegebenen Zusam mensetzung besteht das erfindungsgemäße Verfahren aus den Maß nahmen

- Stranggießen des Stahls mit so hoher Kühlgeschwindigkeit, daß in der Stranggußbramme Titannitrid-Ausscheidungen mit einer maximalen Größe von 0,05 µm entstehen.
- Erwärmen der Stranggußbramme auf eine Temperatur zwischen 1120 und 1160°C, so daß die Titannitridausscheidungen auf eine Größe von 0,06 bis 0,2 µm wachsen,
- Vorwalzen der erwärmten Stranggußbramme, von der Erwärmungstem peratur beginnend, mit einem Verformungsgrad von mindestens 55%,
- Zwischenkühlen,
- thermomechanisches Walzen bei einer Temperatur von höchstens 850°C mit einem Verformungsgrad von mindestens 60%,
- Fertigwalzen im Temperaturbereich vom 750 bis 650°C.

Das thermomechanische Walzen sowie das Fertigwalzen mit den ange gebenen Temperaturen sind bei einem Stahl der angegebenen Zusammen setzung an sich bekannt (DE-OS 30 12 139, DE-OS 31 46 950). Bei ähn lichen Verfahren sind Glühtemperaturen im angegebenen Bereich bekannt (DE-OS 27 16 081, DE-OS 27 07 813).

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird nach dem Stranggießen mit hoher Abkühlungsgeschwindigkeit gearbeitet, so daß die angegebenen TiN-Ausscheidungen entstehen. Die Erfindung geht jedoch von der Er kenntnis aus, daß in einem mikrolegierten Stahl der angegebenen Zu sammensetzung mit Niob als zwingendem Legierungselement Titan eine ganz andere Funktion erfüllen kann als in einem TiN-beherrschten Stahl. Titan wirkt nur noch als Denitrierungselement und verhindert bei der Abkühlung aus der Stranggießtemperatur die Bildung von NbCN, d. h. von Niobkarbonitrid. Das Verfahren wird so geführt, daß die nach dem Stand der Technik (DE-OS 30 12 139, DE-OS 31 46 950) sorgfältig zu vermeidende Verzögerung der TiN-Ausscheidungen gerade eintritt, weil mit der angegebenen höheren Erwärmung gearbeitet wird. Wegen dieser höheren Verglühtemperatur wird eine weitgehende Lösung des Niobs im Austenit bewirkt. Bei der Abkühlung während der Verformung und danach entstehen nur noch NbC-Ausscheidungen. Die NbC-Ausschei dungen bewirken die Ausscheidungshärtung und die Kornverfeinerung. Die vergrößerten TiN-Ausscheidungen, die im fertigen Großrohrblech nachweisbar sind, sind in bezug auf die Ausscheidungshärtung und Kornverfeinerung nicht mehr von Bedeutung. Sie haben jedoch zuvor den Stickstoffeinfluß gleichsam neutralisiert. Dazu ist erfindungsgemäß der Titangehalt sorgfältig auf den Stickstoffgehalt abgestimmt. Für die Bildung von NbCN, d. h. von Niobkarbonitrid, steht Stickstoff nicht mehr zur Verfügung. Die Festigkeitseigenschaften sind bei dem erfin dungsgemäßen Stahl bzw. den erfindungsgemäßen Großrohrblechen er höht. Die Sprödbruchneigung ist reduziert, die Zähigkeitseigenschaften sind angemessen. Beides ist von besonderer Bedeutung, wenn aus den Großrohrblechen Rohre hergestellt werden für Leitungen mit höchsten Festigkeitsstufen in permanent kalten Gebieten.

Besonders ausgeprägt sind die beschriebenen Effekte, wenn nach be vorzugter Ausführungsform der Erfindung ein Stahl mit einem Titange halt von über 0,025% oder sogar über 0,03% erzeugt wird. Im Ergeb nis arbeitet das erfindungsgemäße Verfahren mit einem Stahl, der die Nachteile der bekannten TiN-beherrschten, thermomechanisch gewalzten Stähle nicht mehr aufweist.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren kann die Temperatur, bei der die beschriebene Vergrößerung der TiN-Ausscheidungen und die Auflö sung der Nb-Bindungen erfolgen, als Glühtemperatur eingestellt werden. Die Zeit, die für die Behandlung erforderlich ist, läßt sich experimen tell leicht ermitteln, stellt sicher, daß das Niob in den Austenit in Lösung geht und ist durch die angegebenen Grenzen der Größe der TiN-Ausscheidungen festlegbar. Im allgemeinen treten die beschriebenen Effekte schon bei der Erwärmung der Stranggußbrammen auf.

Nach bevorzugter Ausführungsform der Erfindung werden sowohl das thermomechanische Walzen als auch das Fertigwalzen verfeinert. In diesem Zusammenhang lehrt die Erfindung, daß das thermomechanische Walzen bei einer Temperatur zwischen 820 und 790°C durchgeführt wird, das Fertigwalzen bei einer Temperatur zwischen 700 und 680°C. Von Vorteil ist, daß man zur Erhöhung der Fertigkeit im Anschluß an das Fertigwalzen das Großrohrblech mit Wasser bei einer Geschwindigkeit von mehr als 15°C pro Sekunde bis auf eine Temperatur zwischen 550 und 500°C und danach an Luft bis auf Raumtemperatur abkühlen kann. Ein Verlust an Zähigkeit entsteht dabei nicht.

Die Erfindung wird in dem folgenden Ausführungsbeispiel näher beschrieben:

Eine 200 mm dicke Stranggußbramme mit der Stahlzusammensetzung 0,070% Kohlenstoff, 1,88% Mangan, 0,033% Titan, 0,042% Niob, 0,0083% Stickstoff, 0,35% Silizium, 0,04% Aluminium und 0,0018% Schwefel wird auf eine Temperatur von 1150°C erwärmt. Bei dieser Erwärmung bis zur vollständigen Durchwärmung geht das Niob in Lösung. Die Stranggußbramme wird bei dieser Tempe ratur gezogen und anschließend mit einem Verformungsgrad von 60% auf eine Dicke von 80 mm vorgewalzt. Danach erfolgt eine Abkühlung an ruhender Luft bis auf 790°C, worauf die Platine bis auf 30 mm Dicke weitergewalzt wird (Verformungsgrad = 62,5%). Nach einer weiteren Abkühlung auf 680°C wird das Grobblech auf das Fertigmaß von 20 mm gewalzt. Die Endtempera tur des Bleches liegt zwischen 690 und 720°C, das abschließend bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird. Dabei ergeben sich die folgenden technologischen Eigenschaften: Streckgrenze:512 N/mm² Zugfestigkeit:617 N/mm² A5-Bruchdehnung:21% Kerbschlagzähigkeit:210 J bis -20°C Übergangstemperatur:TÜ 85% BDWTT = -40°C Übergangstemperatur:TÜ Cv 100 = -80°CFerritisch-perlitische Struktur mit einer Korngröße von 11 bis 12 ASTM.Werden die Bleche unmittelbar nach dem Fertigwalzen mit Wasser und mit einer Geschwindigkeit von 10°C pro Sek. bis auf 500°C und anschließend an Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt, dann verbessern sich die technologischen Eigenschaften folgendermaßen:Streckgrenze:557 N/mm² Zugfestigkeit:658 N/mm² A5-Bruchdehnung:21% Kerbschlagzähigkeit:215 J bei -20°C Übergangstemperatur:TÜ 85% BDWTT = -40°C Übergangstemperatur:TÜ Cv 100 = -80°CFerritisch-bainitische Struktur, die einer Korngröße von kleiner als 12 ASTM entspricht.

Die aus den erfindungsgemäß hergestellten Blechen gebildeten Großrohre eignen sich wegen der hervorragenden technologischen Werte besonders für den Einsatz als Leitungsrohre in Permafrost-Gebieten.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von feinkörnigen, schweißbaren Großrohr blechen aus einem mikrolegierten Stahl mit einer Zusammensetzung aus Kohlenstoff0,05 bis 0,07% Mangan1,5 bis 2,0% Titan0,01 bis 0,04% Schwefel0,001 bis 0,003% Stickstoff0,005 bis 0,008% Silizium0,25 bis 0,40% Aluminium0,03 bis 0,05% Niob0,02 bis 0,06%Rest Eisen und übliche Verunreinigungen,wobei der Titangehalt dem 3,5- bis 4fachen des Stickstoffgehaltes ent spricht, bestehend aus den Maßnahmen:

- Stranggießen des Stahls mit so hoher Kühlgeschwindigkeit, daß in der Stranggußbramme Titannitrid-Ausscheidungen mit einer maximalen Größe von 0,05 µm entstehen.
- Erwärmen der Stranggußbramme auf eine Temperatur zwischen 1120 und 1160°C, so daß die Titannitridausscheidungen auf eine Größe von 0,06 bis 0,2 µm wachsen,
- Vorwalzen der erwärmten Stranggußbramme, von der Erwärmungstem peratur beginnend, mit einem Verformungsgrad von mindestens 55%,
- Zwischenkühlen,
- thermomechanisches Walzen bei einer Temperatur von höchstens 850°C mit einem Verformungsgrad von mindestens 60%,
- Fertigwalzen im Temperaturbereich von 750 bis 650°C.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mit einem Titangehalt von über 0,025% erzeugt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl mit einem Titangehalt von über 0,03% erzeugt wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das thermomechanische Walzen bei einer Temperatur zwischen 820 und 790°C durchgeführt wird.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Fertigwalzen bei einer Temperatur zwischen 700 und 680°C durchgeführt wird.