DE60105929T2

DE60105929T2 - Hochfeste, hochzähe, nahtlose stahlrohre für leitungsrohre

Info

Publication number: DE60105929T2
Application number: DE60105929T
Authority: DE
Inventors: Yukio Miyata; Mitsuo Kimura; Takaaki Toyooka; Noritsugu Itakura
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-02-02
Filing date: 2001-01-26
Publication date: 2005-02-03
Anticipated expiration: 2021-01-27
Also published as: DE60105929D1; WO2001057286A1; US6540848B2; EP1182268A1; NO20014761D0; JP4013549B2; NO20014761L; EP1182268A4; US20020170637A1; EP1182268B1; NO334883B1

Description

Erfindungsgebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft hochfeste, hochzähe nahtlose Stahlrohre zur Verwendung als Leitungsrohre und konkret ein hochfestes, hochzähes nahtloses Stahlrohr, das gemäß dem Standard API-5L als Leitungsrohr der Güteklasse X80 verwendet wird, sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung.
Hintergrund der Erfindung
Nahtlose Stahlrohre der Güteklasse X80 wurden und werden für Pipelines und Steigrohre für den Transport von Rohöl und Erdgas verwendet. Um die Festigkeit der Güteklasse X80 sicherzustellen (Streckfestigkeit (YS): 551 MPa oder mehr, Zugfestigkeit (TS): 620 bis 827 MPa) erfolgt gewöhnlich eine Wärmebehandlung entweder durch:

1) das so genannte „Nacherwärrnungs-Abschreckanlassen" (RQ-T), wobei das Kühlen ausgeführt wird, nachdem die nahtlosen Stahlrohre hergestellt wurden, und anschließend das Nacherwärmen, Abschrecken und Anlassen erfolgt, oder durch:
2) das so genannte „direkte Abschreckanlassen" (DQ-T), wobei das Abschrecken direkt nach der Herstellung des nahtlosen Stahlrohres erfolgt und anschließend das Anlassen stattfindet.

Die Rohre werden durch Schweißen miteinander verbunden. Um eine Schweißbarkeit zu gewährleisten, muss der Gehalt an C verringert werden. Um eine ausreichende Härtbarkeit von Stahl mit geringem Kohlenstoffgehalt (C) sicherzustellen, müssen entsprechende Mengen verschiedener Legierungselemente hinzugegeben werden.
Bekanntlich ist die Beigabe einer geringen Mengen an B bei der Verbesserung der Härtbarkeit von Stahl mit niedrigem C-Gehalt wirksam. Allerdings hat B einen Nebeneffekt, nämlich, dass B die Zähigkeit von Schweißverbindungen beeinträchtigt. Da weiterhin dieser Effekt stark von den Gehalten an Elementen stark beeinflusst wird, die Ausscheidungen bewirken, z. B. N und Ti, ist es schwierig, durch Beigabe einer geringen Menge an B die Zähigkeit stabil zu gewährleisten. Darüber hinaus ist bei der vorliegenden Erfindung die angestrebte Zähigkeit auf einen Wert vTrs (Übergangstemperatur bei 50%-Bruchaussehen bzw. Kerbschlagzähigkeit) von –60° C oder weniger in dem Grundmetall und auf einen Wert vTrs von –40° C oder weniger in der WEZ (Wärmeeinflusszone an der Schweißverbindung) eingestellt.
Da die Härtbarkeit sehr stark von der Größe des Stahlrohres abhängt, müssen zur Sicherstellung einer stabilen Festigkeit bei jeder Größe die Anlassbedingungen für jede einzelne Größe eingestellt werden. Allerdings ist es bei konventionellen nahtlosen Stahlrohren aufgrund der übermäßig großen Beständigkeit gegenüber einer Anlassenthärtung schwierig, die Festigkeit zuverlässig sicherzustellen, es sei denn, die chemische Zusammensetzung wird für jede Größe verändert.
Dementsprechend besteht eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung in der Schaffung eines hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohres zur Verwendung als Leitungsrohr, bei dem eine Festigkeit und Zähigkeit der Güteklasse X80 dauerhaft gewährleistet werden kann und die angestrebte Festigkeit ungeachtet der Größe mühelos erreicht werden kann.
Offenlegung der Erfindung
Nach einem Aspekt der Erfindung, die darauf abzielte, die oben beschriebene Aufgabe zu lösen, enthält ein hochfestes, hochzähes nahtloses Stahlrohr zur Verwendung als Leitungsrohr 0,03 bis 0,06 % C, 0,05 bis 0,15 % Si, 1,6 bis 2,0 % Mn, 0,010 bis 0,10 % Al, 0,3 bis 0,7 % Ni, 0,10 bis 0,40 % Mo, 0,01 bis 0,06 % V, 0,003 bis 0,03 % Nb, 0,003 bis 0,020 % Ti und 0,0010 bis 0,0100 % N, wobei das Verhältnis Mo + 5V ≥ 0,4 % und 2Nb – V 5 0 % erfüllt ist und der Rest aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht.
Vorzugsweise beträgt bei dem hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohr zur Verwendung als Leitungsrohr gemäß der vorliegenden Erfindung bei Ausführen des Warmwalzens an einem Material für das Stahlrohr und bei anschließendem Abschrecken und Anlassen die Differenz der Streckfestigkeit bzw. der Zugfestigkeit zwischen dem Wert nach dem Anlassen bei 600° C und dem Wert nach dem Anlassen bei 650° C 40 MPa oder mehr.
Vorzugsweise haben bei dem hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohr zur Verwendung als Leitungsrohr die Streckfestigkeit, die Zugfestigkeit und die Übergangstemperatur bei 50%-iger Kerbschlagzähigkeit in einer Schlagzähigkeitsprüfung nach Charpy bei dem Stahlrohr, das warmgewalzt, abgeschreckt und angelassen ist, die folgenden charakteristischen Werte:

YS (Streckfestigkeit) ≥ 551 MPa
TS (Zugfestigkeit): ≥ 620 bis 827 MPa
vTrs (Grundmetall) –60 °C
vTrs (Schweißverbindungs-WEZ: 1 mm von der Verbindungsstelle) ≥ – 40°C.

Nach einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren geschaffen zur Herstellung eines hochfesten, hochzähen, nahtlosen Stahlrohres zur Verwendung als Leitungsrohr, wobei ein Material für das Stahlrohr ein Stahl ist, der umfasst: 0,03 bis 0,06 % C, 0,05 bis 0,15 % Si, 1,6 bis 2,0 % Mn, 0,010 bis 0,10 % Al, 0,3 bis 0,7 % Ni, 0,10 bis 0,40 % Mo, 0,01 bis 0,06 % V, 0,003 bis 0,03 % Nb, 0,003 bis 0,020 % Ti und 0,0010 bis 0,0100 % N, wobei das Verhältnis Mo + 5V ≥ 0,4 % und 2Nb – V ≤ 0 % erfüllt ist und der Rest aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht, und wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:

Erwärmen des Materials für das Stahlrohr auf mindestens den Ac₃-Punkt;
Herstellen eines Rohres durch Warmwalzen;
(i) Ausführen des direkten Abschreckens (DQ) des Rohres zum Abkühlen des Rohres auf den Ms-Punkt oder darunter unmittelbar nach dem Rohrherstellungsschritt; gefolgt vom Anlassen bei einer Temperatur unter dem Ac₁-Punkt, oder
(ii) Luftkühlen des Rohres auf nahezu Raumtemperatur und Ausführen des Nacherwärmungs-Abschreckens (RQ) des Rohres zum Nachwärmen des Rohres auf den Ac₃-Punkt oder darüber und Abkühlen des Rohres auf den Ms-Punkt oder darunter; gefolgt vom Anlassen bei einer Temperatur unter dem Ac₁-Punkt.

Vorzugsweise entsteht bei dem Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohres zur Verwendung als Leitungsrohr durch Ausführen des Warmwalzens unter Verwendung des Materials für das Stahlrohr mit den Eigenschaften, denen zufolge bei Ausführen des Warmwalzens, gefolgt vom Abschrecken und Anlassen, die Differenz der Streckfestigkeit oder der Zugfestigkeit zwischen dem Wert nach dem Anlassen bei 600 °C und dem Wert nach dem Anlassen bei 650 °C 40 MPa oder mehr beträgt, und nach dem Abschrecken durch Veränderung der Anlasstemperatur das nahtlose Stahlrohr mit der gewünschten Streckfestigkeit, Zugfestigkeit und Zähigkeit. Vorzugsweise haben die Streckfestigkeit, die Zugfestigkeit und die Übergangstemperatur bei 50 %-iger Kerbschlagzähigkeit in einer Schlagzähigkeitsprüfung nach Charpy, die durch das Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohres zur Verwendung als Leitungsrohr erreicht wurden, die folgenden Werte:

YS (Streckfestigkeit) ≥ 551 MPa
TS (Zugfestigkeit): 620 bis 827 MPa
vTrs (Grundmetall) ≤ –60 °C
vTrs (Schweißverbindungs-WEZ: 1 mm von der Verbindungsstelle) ≤ – 40 °C.

Beste Ausführungsform der Erfindung
Nachstehend werden die Gründe für die Festlegung der Grenzwerte bei den chemischen Zusammensetzungen des erfindungsgemäßen Stahls beschrieben.
C: 0,03 bis 0,06 %
C ist ein wichtiges Element, das die Festigkeit des Stahls beeinflusst. Der C-Gehalt muss bei 0,03 % oder mehr liegen, um die Härtbarkeit zu verbessern, so dass die Festigkeit der Güteklasse X80 gewährleistet ist. Wenn der C-Gehalt über 0,06 % liegt, wird der Stahl anfälliger für die Rissbildung von Schweißstellen. Daher wird der C-Gehalt auf 0,03 bis 0,06 % eingestellt.
Si: 0,05 bis 0,15 %
Si wird als Deoxidationsmittel bei der Stahlherstellung und zur Erhöhung der Festigkeit benötigt. Wenn der Si-Gehalt unter 0,05 % liegt, so sind dessen Wirkungen nur unzureichend. Wenn der Si-Gehalt über 0,15 % steigt, verschlechtern sich die Zähigkeit im Grundmetall und die WEZ sowie die Schweißbarkeit. Daher wird der Si-Gehalt auf 0,05 bis 0,15 % eingestellt.
Mn: 1,6 bis 2,0 %
Mn wird für eine Erhöhung der Härtbarkeit zwecks größerer Festigkeit benötigt und verbessert weiterhin die Zähigkeit im Grundmetall sowie die WEZ. Wenn der Mn-Gehalt geringer als 1,6 % ist, ist es schwierig, derartige Effekte zu erzielen, und wenn der Mn-Gehalt 2,0 % übersteigt, sind die Effekte gesättigt. Daher wird der Mn-Gehalt auf 1,6 bis 2,0 % eingestellt.
Al: 0,010 bis 0,10 %
Al wirkt als Deoxidationsmittel bei der Stahlherstellung und verfeinert weiterhin die Körnung durch Kombination mit N, wodurch AIN entsteht, mit der Folge, dass die Zähigkeit verbessert wird. Um einen solchen Effekt zu erzielen, muss der Al-Gehalt 0,010 % oder mehr betragen. Wenn jedoch der Al-Gehalt 0,070 % übersteigt, nimmt die Anzahl von Einschlüssen auf Grundlage von Al₂O₃ zu, wodurch sich die Zähigkeit verschlechtert und Oberflächenmängel auftreten können. Daher wird der Al-Gehalt auf 0,010 bis 0,10 % eingestellt. In Anbetracht der Sicherung einer stabilen Oberflächenqualität wird der Al-Gehalt vorzugsweise auf 0,010 bis 0,050 % eingestellt.
Ni: 0,3 bis 0,7 %
Ni verbessert die Zähigkeit im Grundmetall und die WEZ. Der Effekt wird deutlich bei Zugabe von 0,3 % Ni oder mehr. Wenn allerdings der Ni-Gehalt sogar 0,7 % überschreitet, ist der Effekt einer verbesserten Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit gesättigt, wodurch höhere Kosten entstehen, was von Nachteil ist. Daher wird der Ni-Gehalt auf 0,3 bis 0,7 eingestellt.
Mo: 0,10 bis 0,40 %
Die Zugabe von Mo ist wesentlich für eine bessere Härtbarkeit und Aushärtung der festen Lösung, und um diesen Effekt zu erreichen, muss der Mo-Gehalt auf 0,10 % oder mehr eingestellt werden. Wenn der Mo-Gehalt über 0,40 % liegt, wird die Zähigkeit in der Schweißverbindung besonders beeinträchtigt. Daher wird der Mo-Gehalt auf 0,10 bis 0,40 % eingestellt.
V: 0,01 bis 0,06 %
Die Zugabe von V ist wesentlich, da V in Form von Carbonitriden in der Grundmasse ausgeschieden wird, wodurch die Beständigkeit gegenüber der Anlassenthärtung optimiert wird. Wenn der V-Gehalt 0,06 % übersteigt, verschlechtert sich insbesondere die Zähigkeit in der Schweißverbindung. Daher ist der V-Gehalt auf 0,06 % oder weniger begrenzt.
Der Grund für die Einstellung des unteren Grenzwertes auf 0,01 % besteht darin, dass es bei einem V-Gehalt von weniger als 0,01 % nicht möglich ist, die Festigkeit durch Ausscheidung von Carbonitriden zu erhöhen.
Nb: 0,003 bis 0,03 %
Die Zugabe von Nb ist wesentlich, da Nb in Form von Carbonitriden in der Grundmasse ausgeschieden wird, wodurch die Beständigkeit gegenüber einer Anlassenthärtung optimiert wird. Wenn der Nb-Gehalt 0,03 % überschreitet, wird die Beständigkeit gegenüber einer Anlassenthärtung zu groß. Daher ist der Nb-Gehalt auf 0,03 % oder weniger begrenzt.
Der Grund für die Einstellung des unteren Grenzwertes auf 0,003 % besteht darin, dass es bei einem Nb-Gehalt von weniger als 0,003 % nicht möglich ist, die Festigkeit durch Ausscheidung von Carbonitriden zu erhöhen.
Ti: 0,003 bis 0,020 %
Ti verfeinert die Körnung durch Ausbildung von Karbiden, wodurch die Zähigkeit verbessert wird, und wird ebenfalls in der Grundmasse ausgeschieden, so dass die Festigkeit zunimmt und verbessert wird. Diese Effekte zeigen sich durch Zugabe von 0,003 % Ti oder mehr. Wenn jedoch der Ti-Gehalt über 0,020 % ansteigt, ist es schwierig, eine Härtbarkeit zu gewährleisten, und die Zähigkeit verschlechtert sich. Daher wird der Ti-Gehalt auf 0,003 bis 0,020 % eingestellt, noch günstiger auf 0,010 bis 0,018 %.
N: 0,0010 bis 0,0100 %
Der N-Gehalt muss bei 0,0010 % oder mehr liegen, um AIN und Carbonitride von V und Nb auszubilden. Wenn jedoch der N-Gehalt 0,0100 % übersteigt, nimmt die Zähigkeit in der WEZ ab. Daher wird der N-Gehalt auf 0,0010 bis 0,0100 % eingestellt, noch günstiger auf 0,0030 bis 0,0080 %.
Mo + 5V ≥ 0,4%
Selbst wenn die Gehalte der einzelnen Elemente innerhalb der oben beschriebenen Bereiche liegen, so ist die Härtbarkeit unzureichend und es ist schwierig, eine Festigkeit der Güteklasse X80 sicherzustellen, wenn die Summe des Mo-Gehaltes und das 5fache des V-Gehaltes unter 0,4 % liegen. Daher müssen der Mo-Gehalt und der V-Gehalt das folgende Verhältnis erfüllen: Mo + 5 V ≥0,4 %.
2Nb – V ≤ 0%
Selbst wenn die Gehalte der einzelnen Elemente innerhalb der oben beschriebenen Bereiche liegen, so wird dann, wenn eine Differenz zwischen dem 2fachen des Nb-Gehaltes und dem V-Gehalt über 0 % liegt, die Beständigkeit gegenüber der Anlassenthärtung zu groß und es ist schwierig, die Festigkeit ungeachtet der Größe allein durch Änderung der Anlassbedingungen einzustellen. Daher müssen der Nb-Gehalt und der V-Gehalt das folgende Verhältnis erfüllen: 2 Nb – V ≤ 0 %.
Obwohl zusätzlich P, S und O als zufällige Verunreinigungen enthalten sind, werden deren Gehalte angesichts der Sicherstellung der Zähigkeit des Grundmetalls vorzugsweise so weit wie möglich reduziert. Zudem sind P, S und Obis zu Gehalten von 0,03 %, 0,01 % bzw. 0,01 % zulässig.
Als Nächstes wird ein bevorzugter Herstellprozess für ein erfindungsgemäßes Stahlrohr beschrieben.
Stahl mit der oben beschriebenen Zusammensetzung wird in einem Konverter oder einem Elektroofen geschmolzen, und die Stahlschmelze wird mittels kontinuierlichem Gussverfahren oder Blockgussverfahren verfestigt, so dass eine Stahlbramme entsteht. Während des obigen Prozesses kann gegebenenfalls an der Stahlschmelze das Pfannenfrischen, eine Vakuumentgasung usw. ausgeführt werden. Die entstandene Stahlbramme selbst wird als Material für das Stahlrohr behandelt oder weiter dem Warmwalzen unterzogen, um ein Material für das Stahlrohr zu erhalten.
Das Material für das Stahlrohr wird auf den Ac₃-Punkt oder höher erwärmt, und es entsteht ein nahtloses Stahlrohr durch Warmwalzen, z. B. im Stopfenwalzwerkprozess oder im Kontiwalzwerkprozess, und anschließend wird das Rohr optional auf eine gewünschte Größe gebracht, während es mit Hilfe eines Maßwalzwerkes bzw. eines Streckreduzierwalzwerkes im heißen Zustand belassen wird.
Nachdem die Rohrherstellung abgeschlossen ist, erfolgt eine Wärmebehandlung, einschließlich des Abschreckanlassens (quenching tempering – Q-T), um ein gewünschtes Verhältnis zwischen Festigkeit und Zähigkeit zu erreichen. Das Abschrecken (quenching – Q) kann entweder durch das Direktabschrecken (direct quenching – DQ) ausgeführt werden, bei dem unmittelbar nach der Herstellung des Rohres, während es sich noch immer in heißem Zustand befindet, eine Abkühlung auf den Ms-Punkt oder darunter (etwa 200° C oder darunter) durchgeführt wird, oder durch das Nacherwärrnungs-Abschrecken (reheating quenching RQ), bei dem nach der Rohrherstellung eine Luftkühlung bis nahe an die Raumtemperatur ausgeführt wird und anschließend eine Nacherwärmung auf den y-(Austenit)-Bereich und das Abkühlen auf den Ms-Punkt oder darunter erfolgen. Um nach dem Q-T die Festigkeit der Güteklasse X80 zu erreichen, wird das Abschrecken ausgehend von der Temperatur im y-Bereich ausgeführt, vorzugsweise bei einer Abkühlgeschwindigkeit von 20° C/s oder mehr, und anschließend erfolgt das Anlassen bei einer Temperatur, die angemessen in dem Bereich unterhalb des Ac₁-Punktes (vorzugsweise 550° C oder darüber) ausgeführt wird. Die Haltezeit auf Anlasstemperatur kann angemessen eingestellt werden und beträgt gewöhnlich etwa 10 bis 120 Minuten.
BEISPIELE
Jeder Stahl mit der Zusammensetzung aus Tabelle 1 wurde in einem Konverter geschmolzen, es erfolgte eine Vakuumentgasungsbehandlung, und die Stahlschmelze wurde durch kontinuierliches Gießen verfestigt, so dass eine Stahlbramme entstand. Die so erzeugte Stahlbramme wurde dem Knüppelwalzen unterzogen, wodurch ein Material für ein Stahlrohr entstand. Mit einer Mannesmann-Stopfenwalzwerk-Rohrherstellungsanlage wurde das Material für das Stahlrohr zu einem nahtlosen Stahlrohr mit einem Außendurchmesser von 219 mm und einer Wanddicke von 11,1 mm geformt. Das Stahlrohr wurde unter den Bedingungen aus Tabelle 2 einer Wärmebehandlung unterzogen, woraufhin folgendes untersucht wurde: Die Härte nach dem Abschrecken (im Mittelteil der Wanddicke mit einem Querschnitt C), die Zugeigenschaften nach dem Anlassen (gemäß Standard API5L, Festigkeit: YS, TS, Dehnung: EI) und vTrs (Übergangstemperatur bei 50 %-iger Kerbschlagzähigkeit) in einem Schlagzähigkeitstest nach Charpy (wobei ein Teststück mit einer Größe von 10 × 10 × 55 mm aus einem mittleren Teil der Wand in Richtung L des Stahlrohres in der Mitte in Längsrichtung mit einer 2 mm tiefen Kerbe versehen wurde). Weiterhin wurde mit Hilfe eines handelsüblichen Schweißmaterials der Güteklasse X80 eine Schweißverbindung des Stahlrohrverbinders durch TIG-Schweißen erzeugt (Spannung 15 V, Strom 200 A, Schweißgeschwindigkeit 10 cm/min und Wärme zufuhr 18 kJ/cm), woraufhin vTrs in einem Schlagzähigkeitstest nach Charpy in der WEZ (1 mm von der Schweißstelle entfernt) untersucht wurde. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 abgebildet.
Bei den erfindungsgemäßen Beispielen ist die Abhängigkeit der Festigkeit von der Anlasstemperatur größer als bei den Vergleichsbeispielen. Als z. B. die Anlasstemperatur von 600° C auf 650° C erhöht wurde, sank YS im Stahl C und im Stahl H aus den erfindungsgemäßen Beispielen um 44 MPa bzw. 60 MPa. Demgegenüber lag die Abnahme von YS im Stahl D, Stahl E und Stahl I aus den Vergleichsbeispielen bei 16 MPa, 21 MPa bzw. 17 MPa, was weniger als der Hälfte aus den erfindungsgemäßen Beispielen entspricht. D.h., bei den erfindungsgemäßen Beispielen ist die Beständigkeit gegenüber einer Anlassenthärtung im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen stärker optimiert. Daher ist es möglich, selbst wenn die Härtbarkeit entsprechend der Größe des Stahlrohres verändert wurde, mühelos eine gewünschte Festigkeit zu erreichen, indem die Anlasstemperatur verändert wird. Bei den erfindungsgemäßen Beispielen beträgt eine Differenz in der Streckfestigkeit bzw. Zugfestigkeit zwischen den Werten nach dem Anlassen bei 600° C und nach dem Anlassen bei 650° C 40 MPa oder mehr.
Bei den Vergleichsbeispielen hatten einige Stähle (Stähle F und J) aufgrund einer unzureichenden Härtbarkeit nicht die Härte der Güteklasse X80. Hingegen hatten bei den erfindungsgemäßen Beispielen alle Stähle eine Festigkeit, die der Festigkeit der Güteklasse X80 entsprach. Zudem hatten einige Stähle bei den Vergleichsbeispielen (Stahl G und Stahl K) einen Wert vTrs, der nicht die Zielvorgabe erreichte. Im Gegensatz dazu hatten alle Stähle bei den erfindungsgemäßen Beispielen einen Wert vTrs, der über dem Zielwert lag.
Industrielle Anwendbarkeit
Ein hochfestes, hochzähes nahtloses Stahlrohr zur Verwendung als Leitungsrohr gemäß der vorliegenden Erfindung weist eine Festigkeit der Güteklasse X80 und eine stabile Zähigkeit auf, wobei die angestrebte Festigkeit ungeachtet der Größe mühelos erreicht werden kann. Dadurch lassen sich ausgezeichnete Effekte dahingehend erreichen, dass die Zusammensetzungen von Stahlrohren verschiedener Größe vereinheitlicht werden können, was zu einer Kostensenkung führt.

Claims

Hochfestes, hochzähes nahtloses Stahlrohr zur Verwendung als Leitungsrohr mit 0,03 bis 0,06 % C, 0,05 bis 0,15 % Si, 1,6 bis 2,0 % Mn, 0,010 bis 0,10 % Al, 0,3 bis 0,7 % Ni, 0,10 bis 0,40 % Mo, 0,01 bis 0,06 % V, 0,003 bis 0,03 % Nb, 0,003 bis 0,020 % Ti und 0,0010 bis 0,0100 % N, wobei das Verhältnis Mo + 5V 0,4 % und 2Nb – V 0 % erfüllt ist, mit nicht mehr als 0,03 % P, nicht mehr als 0,01 % S, nicht mehr als 0,01 % O, wobei der Rest aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht.
Hochfestes, hochzähes nahtloses Stahlrohr zur Verwendung als Leitungsrohr nach Anspruch 1, wobei die Streckfestigkeit, die Zugfestigkeit und die Übergangstemperatur bei 50 %-iger Kerbschlagzähigkeit in einer Schlagzähigkeitsprüfung nach Charpy, nachdem ein Material für das Stahlrohr warmgewalzt, abgeschreckt und angelassen wurde, die folgenden charakteristischen Werte aufweisen: YS (Streckfestigkeit) 551 MPa TS (Zugfestigkeit): 620 bis 827 MPa vTrs (Grundmetall) –60 °C vTrs (Schweißverbindungs-WEZ: 1 mm von der Verbindungsstelle) –40 °C.
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohres zur Verwendung als Leitungsrohr, wobei ein Material für das Stahlrohr ein Stahl ist, der umfasst: 0,03 bis 0,06 % C, 0,05 bis 0,15 % Si, 1,6 bis 2,0 % Mn, 0,010 bis 0,10 % Al, 0,3 bis 0,7 % Ni, 0,10 bis 0,40 % Mo, 0,01 bis 0,06 % V, 0,003 bis 0,03 % Nb, 0,003 bis 0,020 % Ti und 0,0010 bis 0,0100 % N, wobei das Verhältnis Mo + 5V 0,4 % und 2Nb – V 0 % erfüllt ist, mit nicht mehr als 0,03 % P, nicht mehr als 0,01 % S, nicht mehr als 0,01 % O, wobei der Rest aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht, und wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: Erwärmen des Materials für das Stahlrohr auf mindestens den Ac₃-Punkt; Herstellen eines Rohres durch Warmwalzen; Ausführen des direkten Abschreckens (DQ) des Rohres zum Abkühlen des Rohres auf den Ms-Punkt oder darunter unmittelbar nach dem Rohrherstellungsschritt; und Anlassen des Rohres bei einer Temperatur unter dem Ac₁-Punkt.
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohres zur Verwendung als Leitungsrohr, wobei ein Material für das Stahlrohr ein Stahl ist, der umfasst: 0,03 bis 0,06 % C, 0,05 bis 0,15 % Si, 1,6 bis 2,0 % Mn, 0,010 bis 0,10 % Al, 0,3 bis 0,7 % Ni, 0,10 bis 0,40 % Mo, 0,01 bis 0,06 % V, 0,003 bis 0,03 % Nb, 0,003 bis 0,020 % Ti und 0,0010 bis 0,0100 % N, wobei das Verhältnis Mo + 5V 0,4 % und 2Nb – V 0 % erfüllt ist, mit nicht mehr als 0,03 % P, nicht mehr als 0,01 % S, nicht mehr als 0,01 % O, wobei der Rest aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht, und wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: Erwärmen des Materials für das Stahlrohr auf mindestens den Ac₃-Punkt; Herstellen eines Rohres durch Warmwalzen; Luftkühlen des Rohres auf nahezu Raumtemperatur; Ausführen des Nacherwärmungs-Abschreckens (RQ) des Rohres zum Nachwärmen des Rohres auf den Ac₃-Punkt oder darüber und Abkühlen des Rohres auf den Ms-Punkt oder darunter; und Anlassen des Rohres in einem Temperaturbereich unter dem Ac₁-Punkt.
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohres zur Verwendung als Leitungsrohr nach einem der Ansprüche 3 oder 4, wobei durch Ausführen des Warmwalzens unter Verwendung des Materials für das Stahlrohr mit den Eigenschaften, denen zufolge bei Ausführen des Warmwalzens, gefolgt vom Abschrecken und Anlassen, die Differenz der Streckfestigkeit oder der Zugfestigkeit zwischen dem Wert nach dem Anlassen bei 600 °C und dem Wert nach dem Anlassen bei 650 °C 40 MPa oder mehr beträgt, und nach dem Abschrecken durch Veränderung der Anlasstemperatur das nahtlose Stahlrohr mit der gewünschten Streckfestigkeit, Zugfestigkeit und Zähigkeit entsteht.
Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, hochzähen nahtlosen Stahlrohres zur Verwendung als Leitungsrohr nach einem der Ansprüche 3 bis 5, wobei die Streckfestigkeit, die Zugfestigkeit und die Übergangstemperatur bei 50 %iger Kerbschlagzähigkeit in einer Schlagzähigkeitsprüfung nach Charpy, die durch das Verfahren erreicht werden, wie folgt sind: YS (Streckfestigkeit) 551 MPa TS (Zugfestigkeit): 620 bis 827 MPa vTrs (Grundmetall) -60 °C vTrs (Schweißverbindungs-WEZ: 1 mm von der Verbindungsstelle) –40 °C.