DE60114139T2

DE60114139T2 - Stahlrohr mit hoher verformbarkeit und herstellungsverfahren dafür

Info

Publication number: DE60114139T2
Application number: DE60114139T
Authority: DE
Inventors: Naoki Yoshinaga; Nobuhiro Fujita; Manabu Takahashi; Yasuhiro Shinohara; Tohru Yoshida; Natsuko Sugiura
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-06-07
Filing date: 2001-06-07
Publication date: 2006-07-20
Anticipated expiration: 2021-06-08
Also published as: US6632296B2; US20030131909A1; KR20020021401A; DE60126688T2; EP1462536B1; CN1386143A; CA2381405A1; EP1231289A4; EP1462536A1; CN100340690C; EP1231289A1; KR100515399B1; CN1493708A; WO2001094655A1; CN1143005C; CA2381405C; DE60114139D1; EP1231289B1; DE60126688D1

Description

Technischer Bereich
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Stahlrohr, z.B. für Plattenelemente, Fahrgestellkomponenten und Strukturelemente von Fahrzeugen und ähnlichen Vorrichtungen, und ein Verfahren zu seiner Herstellung. Das Stahlrohr ist insbesondere für eine hydraulische Verformung geeignet (vgl. ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. H10-175027).
Das erfindungsgemäße Stahlrohr kann sowohl ein nicht oberflächenbehandeltes Stahlrohr sein, als auch ein Stahlrohr, dessen Oberfläche z.B. durch Tauch- oder Feuerverzinken, Galvanisieren bzw. Elektroplattieren oder einen ähnlichen Prozeß korrosionsschutzbehandelt wurde. Der Verzinkungsprozeß beinhaltet das Überziehen mit reinem Zink und das Überziehen mit einer zinkhaltigen Legierung als Hauptkomponente.
Das erfindungsgemäße Stahlrohr ist besonders für hydraulisches Verformen geeignet, bei dem eine axiale Druckkraft ausgeübt wird, so daß die Effizienz bei der Herstellung von Automobilkomponenten verbessert werden kann, wenn diese durch hydraulisches Verformen bearbeitet werden. Die vorliegende Erfindung ist auch auf hochfeste Stahlrohre anwendbar, so daß die Materialdicke der Komponenten vermindert werden kann und die globale Schonung von Umweltressourcen unterstützt wird.
Hintergrundtechnik
Eine höhere Festigkeit von Stahlblechen ist erwünscht, weil die Nachfrage für eine Gewichtsreduktion in Fahrzeugen größer geworden ist. Durch die hohe Festigkeit von Stahlblechen kann das Fahrzeuggewicht durch die Verminderung der Materialdicke reduziert und die Kollisionssicherheit verbessert werden. Kürzlich wurde versucht, Komponenten mit komplizierten Formen von hochfesten Stahlrohren unter Verwendung hydraulischer Verformungsverfahren herzustellen. Durch diese Versuche soll in Antwort auf die geforderten Gewichts- und Kostensenkungen die Anzahl von Komponenten oder geschweißten Flanschen vermindert werden.
Es wird erwartet, daß die tatsächliche Anwendung neuer Verformungstechniken, z.B. des hydraulischen Verformungsverfahrens, wesentliche Vorteile bietet, z.B. eine Kostensenkung, einen größeren Freiheitsgrad im Design von Teilen und ähnliche. Um die Vorteile hydraulischer Verformungsverfahren voll auszunutzen, sind neue Materialien erforderlich, die für die neuen Verformungsverfahren geeignet sind. Die vorliegenden Erfinder haben bereits in der japanischen Patentanmeldung Nr. 2000-52574 ein Stahlrohr mit einer ausgezeichneten Verformbarkeit und einem kontrollierten Gefüge vorgeschlagen.
Kurze Beschreibung der Erfindung
Da die globalen Umweltprobleme und -auflagen immer ernsthafter bzw. strenger werden, wird die Nachfrage für Stahlrohre mit höheren Festigkeiten unvermeidbar zunehmen, wenn das hydraulische Verformungsverfahren verwendet wird. In diesem Fall wird die Verformbarkeit der Materialien mit höherer Festigkeit sicher ein ernsthafteres Problem als bisher darstellen.
Eine Durchmesserreduktion im α + γ-Phasenbereich oder im α-Phasenbereich ist effektiv, um einen guten r-Wert zu erhalten, aber in herkömmlich verwendeten Stahlmaterialien führt schon eine kleine Verminderung der Temperatur im Durchmesserreduzierungsprozeß zu dem Problem, daß eine verformte Struktur erhalten wird und ein n-Wert abnimmt.
Durch die vorliegende Erfindung wird ein Stahlrohr mit einer verbesserten Verformbarkeit und ein Verfahren zu seiner Herstellung bereitgestellt, wobei keine Kostenerhöhung verursacht wird.
Durch die vorliegende Erfindung wird ein Stahlrohr bereitgestellt, das durch eine hydraulische Verformung oder einen ähnlichen Prozeß ausgezeichnet verformbar ist, indem das Gefüge oder die Textur eines ausgezeichnet verformbaren, durch eine hydraulische Verformung oder einen ähnlichen Prozess, Stahlmaterials kontrolliert bzw. festgelegt wird, und ein Verfahren zum Kontrollieren und Spezifizieren des Gefüges.
Die Erfindung ist gemäß den Merkmalen der Patentansprüche definiert.
Bestes Verfahren zum Realisieren der Erfindung
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend ausführlich beschrieben.
Zunächst wird die chemische Zusammensetzung eines erfindungsgemäßen Stahlrohrs beschrieben. Die Anteile der Elemente sind in Masse-% angegeben.
C dient zum Erhöhen der Stahlfestigkeit, so daß mindestens 0,0001% C hinzugegeben werden müssen, weil jedoch eine übermäßige Zugabe von C hinsichtlich der Kontrollierbarkeit des Stahlgefüges bzw. der Stahltextur unerwünscht ist, ist der obere Grenzwert für den C-Anteil auf 0,50% festgelegt.
Vorzugsweise liegt der C-Anteil im Bereich von 0,001 bis 0,3% und noch bevorzugter im Bereich von 0,002 bis 0,2%.
Durch Si wird die mechanische Festigkeit kostengünstig erhöht, und Si kann gemäß einem geforderten Festigkeitswert in einer geeigneten Menge beigegeben werden. Eine übermäßige Zugabe von Si führt jedoch nicht nur zu einer Verschlechterung der Benetzbarkeit in einem Galvanisier- oder Plattierprozeß und der Formbarkeit, sondern behindert außerdem die Ausbildung eines guten Gefüges. Aus diesem Grunde ist der obere Grenzwert für den Si-Anteil auf 2,5% festgelegt. Sein unterer Grenzwert ist auf 0,001% festgelegt, weil es unter Verwendung der herkömmlichen Stahlherstellungstechnik industriell schwierig ist, den Si-Anteil auf einen niedrigeren Wert zu vermindern.
Mn dient zum Erhöhen der Stahlfestigkeit, so daß der untere Grenzwert für den Mn-Anteil auf 0,01% festgelegt ist. Es ist bevorzugt, Mn in einer derartigen Menge beizugeben, daß die Beziehung Mn/S ≥ 15 erfüllt ist, um durch S verursachte Wärmerisse zu vermeiden. Der obere Grenzwert des Mn-Anteils ist auf 3,0% festgelegt, weil bei einer übermäßigen Zugabe von Mn die Duktilität abnimmt. Der Mn-Anteil liegt erfindungsgemäß vorzugsweise im Bereich von 0,05 bis 0,50.
P ist ähnlich wie Si ein wichtiges Element. Es dient dazu, die γ→α-Transformationstemperatur zu erhöhen und den α + γ-Zweiphasentemperaturbereich zu erweitern. P dient außerdem zum Erhöhen der Stahlfestigkeit. Daher kann P hinsichtlich eines geforderten Festigkeitswertes und des Gleichgewichts bezüglich der Si- und Al-Anteile beigegeben werden. Der obere Grenzwert des P-Anteils ist auf 0,2% festgelegt, weil eine P-Zugabe von mehr als 0,2% während des Warmwalzens und des Durchmesserreduzierungsprozesses Defekte verursacht und die Verformbarkeit verschlechtert. Der untere Grenzwert des P-Anteils ist auf 0,001% festgelegt, um zu vermeiden, daß die Stahlherstellungskosten zunehmen. Der P-Anteil liegt erfindungsgemäß vorzugsweise im Bereich von 0,02 bis 0,12%.
S ist ein Verunreinigungselement, und es ist umso besser, je niedriger sein Anteil ist. Der S-Anteil darf höchstens 0,03% betragen und beträgt vorzugsweise höchstens 0,015%, um Wärmerisse zu vermeiden.
N ist ebenfalls ein Verunreinigungselement, und es ist umso besser, je niedriger sein Anteil ist. Der obere Grenzwert des N-Anteils ist auf 0,01% festgelegt, weil N die Verformbarkeit verschlechtert. Der N-Anteil beträgt vorzugsweise höchstens 0,005%.
Al dient als Reduktionsmittel. Durch eine übermäßige Zugabe von Al wird allerdings veranlaßt, daß Oxide und Nitride in großen Mengen kristallisieren und sich abscheiden oder ausfällen, wodurch das Galvanisierungsverhalten sowie die Duktilität verschlechtert werden. Al ist ähnlich wie Si und P für die vorliegende Erfindung ein wichtiges Element, weil es dazu dient, die γ→α-Transformationstemperatur zu erhöhen und den α + γ-Zweiphasentemperaturbereich zu erweitern. Außerdem dient Al, weil es die mechanische Festigkeit des Stahls kaum ändert, als Element, durch das ein Stahlrohr mit einer vergleichsweise niedrigen Festigkeit und einer ausgezeichneten Verformbarkeit erhalten wird. Al kann hinsichtlich des erforderlichen Festigkeitswertes und des Gleichgewichts bezüglich den Si- und P-Anteilen zugegeben werden. Beträgt der Al-Anteil mehr als 2,5%, wird jedoch die Benetzbarkeit im Galvanisierungsprozeß verschlechtert und das Fortschreiten der Legierungsbildungsreaktionen in erheblichem Maße behindert, so daß der obere Grenzwert für den Al-Anteil auf 2,5% festgelegt ist. Für die Reduktion von Stahl sind mindestens 0,01% Al erforderlich, so daß der untere Grenzwert auf 0,01% festgelegt ist. Der Al-Anteil liegt vorzugsweise im Bereich von 0,1 bis 1,5%.
O verschlechtert die Verformbarkeit von Stahl, wenn sein Anteil übermäßig ist, so daß der obere Grenzwert des O-Anteils auf 0,01% festgelegt ist.
Wenn ein Stahlrohr Al und Oenthält, sind die nachstehenden Ausdrücke (1) und (2) wesentlich: Ausdruck (1) ist zum Zweck der Erhöhung der γ→α-Transformationstemperatur des Stahlrohrs auf einen Wert jenseits des Wertes von reinem Eisen festgelegt; und Ausdruck (2) stellt die aktive Verwendung von Si, P und Al zum Erhöhen der γ→α-Transformationstemperatur dar. Eine ausgezeichnete Verformbarkeit wird nur dann erhalten, wenn beide Ausdrücke erfüllt sind. 203√C + 15,2Ni – 44,7Si – 104V – 31,5Mo + 30Mn + 11Cr + 20Cu – 700P – 200Al < –20 (1) 44,7Si + 700P + 200Al > 80 (2)
Die folgenden Ausdrücke (1') und (2') sind zum Erhöhen der γ→α-Transformationstemperatur und zum Realisieren einer noch besseren Verformbarkeit bevorzugter: 203√C + 15,2Ni – 44,7Si – 104V – 31,5Mo + 30Mn + 11Cr + 20Cu – 700P – 200Al < –50 (1) 44,7Si + 700P + 200Al > 110 (2)
Außer daß die chemische Zusammensetzung eines erfindungsgemäßen Stahlrohrs die Ausdrücke (1) und (2) erfüllen muß, müssen der n-Wert und die Zugfestigkeit TS (MPa) eines erfindungsgemäßen Stahlrohrs den nachstehenden Ausdruck (3) erfüllen: n ≥ –0,126 × ln(TS) + 0,94 (3)
D.h., daß, weil der n-Wert, der einen Indikator für die Verformbarkeit darstellt, sich in Abhängigkeit von TS ändert, der n-Wert in Beziehung zum TS-Wert spezifiziert werden muß. Ein Stahlrohr mit einem TS-Wert von beispielsweise 350 MPa muß einen n-Wert von etwa 0,20 oder mehr haben. Der vorstehende Ausdruck lautet vorzugsweise: n ≥ –0,126 × ln(TS) + 0,96
Der TS-Wert und der n-Wert werden durch Zugversuche oder Zerreißtests unter Verwendung von rohrförmigen Probestücken Nr. 11 oder von Probestücken mit bogenförmigem Querschnitt Nr. 12 gemäß dem JIS-Standard (Japanese Industrial Standard) gemessen. Der n-Wert kann bezüglich 5 und 15% Verformung bestimmt werden, wenn jedoch eine gleichmäßige Dehnung kleiner ist als 15%, wird er bezüglich 5 und 10% Verformung bestimmt, und wenn die gleichmäßige Dehnung kleiner ist als 10%, bezüglich 3 und 5% Verformung.
Zr und Mg dienen als Reduktionsmittel. Wenn ihr Anteil übermäßig groß ist, verursachen sie jedoch Kristallisation und Ausscheidung oder Ausfällung von Oxiden, Sulfiden und Nitriden in großen Mengen, wodurch die Reinheit des Stahls herabgesetzt und seine Duktilität und Galvanisierungseigenschaften vermindert werden. Aus diesem Grunde sollte eines der Elemente oder beide Elemente nach Bedarf in einer Menge von insgesamt 0,0001 bis 0,50% zugegeben werden.
Wenn 0,001% oder mehr V zugegeben wird, wird durch die Bildung von Karbiden, Nitriden oder Carbonitriden die Stahlfestigkeit erhöht und die Verformbarkeit verbessert, wobei jedoch, wenn der V-Anteil größer ist als 0,5%, V in großen Mengen in den Körnern des Matrixferrits oder an den Korngrenzen in der Form von Karbiden, Nitriden oder Carbonitriden abgeschieden wird, wodurch die Duktilität vermindert wird. Daher ist der V-Anteil auf 0,001 bis 0,5% begrenzt.
B wird nach Bedarf zugegeben. B dient zu Festigen oder Stabilisieren der Korngrenzen und zum Erhöhen der Stahlfestigkeit. Wenn der B-Anteil 0,01% überschreitet, wird der vorstehend erwähnte Effekt jedoch gesättigt, die Stahlfestigkeit mehr als erforderlich erhöht und die Verformbarkeit verschlechtert. Daher ist der B-Anteil auf 0,0001 bis 0,01% begrenzt.
Ni, Cr, Cu, Co, Mo, W und Sn sind Stahlhärtungselemente, so daß nach Bedarf eines oder mehrere dieser Elemente in einer Menge von insgesamt mindestens 0,001% zugegeben werden muß. Weil durch eine übermäßige Zugabe dieser Elemente die Produktionskosten erhöht und die Stahlduktilität vermindert, ist der obere Grenzwert dieser Elemente auf insgesamt 2,5% begrenzt.
Ca dient als Reduktionsmittel und zum Kontrollieren von Einschlüssen, wobei durch Zugabe einer geeigneten Ca-Menge die Warmverformbarkeit verbessert wird. Wenn jedoch eine übermäßige Ca-Menge zugegeben wird, wird Warmbrüchigkeit verursacht, so daß der Ca-Bereich auf 0,0001 bis 0,01% begrenzt ist.
Die Wirkungen der vorliegenden Erfindung werden auch dann nicht beeinträchtigt, wenn in einem Stahlrohr als unvermeidbare Verunreinigungen 0,01% oder weniger Zn, Pb, As, Sb usw. enthalten sind.
Vorzugsweise enthält ein Stahlrohr nach Erfordernis 0,0001 bis 2,5% eines oder mehrere der Elemente Zr, Mg, V, B, Sn, Cr, Cu, Ni, Co, W, Mo, Ca usw.
Außerdem muß bei der Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlrohrs zusätzlich zur chemischen Zusammensetzung des Stahls auch die Struktur des Stahls kontrolliert werden.
Die Struktur des vorstehend spezifizierten erfindungsgemäßen Stahlrohrs weist Ferrit in einem Anteil von mindestens 75% auf. Dies ist der Fall, weil, wenn der Prozentanteil von Ferrit kleiner ist als 75%, keine gute Verformbarkeit aufrechterhalten werden kann. Ein Ferrit-Prozentanteil von 85% oder mehr ist bevorzugt, noch bevorzugter ist ein Prozentanteil von 90% oder mehr. Die erfindungsgemäße Wirkung wird auch dann erhalten, wenn der Volumenprozentanteil der Ferritphase 100% beträgt, es ist jedoch bevorzugt, wenn eine Sekundärphase in der Ferritphase geeignet dispergiert ist, insbesondere wenn dies nötig ist, um die Stahlfestigkeit zu erhöhen. Die von der Ferritphase verschiedene Sekundärphase besteht aus einem oder mehreren der Komponenten Perlit, Zementit, Austenit, Bainit, Nadelferrit bzw. Ferrit mit nadelförmigem Gefüge, Martensit, Carbonitrid und intermetallische Verbindungen.
Die mittlere Kristallkorngröße des Ferrits beträgt 10 μm oder mehr. Wenn sie kleiner ist als 10 μm, wird es schwierig, eine gute Duktilität zu gewährleisten. Die mittlere Kristallkorngröße des Ferrits beträgt vorzugsweise mindestens 20 μm und noch bevorzugter mindestens 30 μm. Für die mittlere Kristallkorngröße des Ferrits ist kein besonderer oberer Grenzwert festgelegt, wenn sie jedoch extrem groß ist, wird die Duktilität vermindert und die Rohroberfläche rauh. Aus diesem Grunde beträgt die mittlere Kristallkorngröße des Ferrits vorzugsweise höchstens 200 μm.
Die mittlere Korngröße des Ferrits kann durch ein Punktzählverfahren oder ein ähnliches Verfahren durch Hochglanzpolieren des Querschnitts (L-Querschnitts) entlang der Walzrichtung und senkrecht zur Oberfläche des Rohrmaterialstahlblechs, Ätzen der polierten Oberfläche durch ein geeignetes Ätzreagenz und anschließendes Beobachten einer Fläche von mindestens 2 mm² bestimmt werden, die im Bereich von 1/8 bis 7/8 seiner Dicke zufällig ausgewählt wird.
Außerdem müssen Kristallkörner mit einem Längenverhältnis von 0,5 bis 3,0 mindestens 90% des Ferrits bilden. Weil die Struktur des vorstehend spezifizierten erfindungsgemäßen Stahlrohrs schließlich durch Rekristallisation gebildet wird, wird die Größe der Ferritkristallkörner so eingestellt, daß die meisten Kristallkörner das vorstehend erwähnte Längenverhältnis aufweisen. Vorzugsweise beträgt der Prozentanteil der spezifizierten Körner mindestens 95% und noch bevorzugter mindestens 98%. Die erfindungsgemäße Wir kung wird natürlich auch dann erzielt, wenn der vorstehend erwähnte Prozentanteil 100% beträgt. Ein bevorzugterer Bereich des Längenverhältnisses ist 0,7 bis 2,0.
Das Längenverhältnis ist als Quotient (X/Y) der maximalen Länge (X) eines Kristallkorns in der Walzrichtung dividiert durch die maximale Länge (Y) des Kristallkorns in der Dickenrichtung an einem Querschnitt (L-Querschnitt) entlang der Walzrichtung und senkrecht zur Oberfläche eines Stahlblechs definiert. Der Volumenprozentanteil der Kristallkörner mit einem Längenverhältnis im vorstehend erwähnten Bereich wird durch den Flächenprozentanteil der Kristallkörner dargestellt, und der Flächenprozentanteil kann durch ein Punktzählverfahren oder ein ähnliches Verfahren durch Ätzen der L-Querschnittfläche durch ein geeignetes Ätzreagenz und anschließendes Beobachten einer Fläche von mindestens 2 mm² bestimmt werden, die im Bereich von 1/8 bis 7/8 der Blechdicke zufällig ausgewählt wird.
Obwohl der r-Wert des vorstehend spezifizierten erfindungsgemäßen Stahlrohrs sich mit einer Gefügeänderung ändert, beträgt der axiale r-Wert eines Stahlrohrs vorzugsweise mindestens 1,0. Stärker bevorzugt beträgt aber r-Wert mindestens 1,5. Der axiale r-Wert kann unter bestimmten Produktionsbedingungen größer sein als 2,5. Durch die vorliegende Erfindung wird die Anisotropie des r-Wertes nicht spezifiziert. D.h., der axiale r-Wert kann kleiner oder größer sein als die r-Werte in der Umfangsrichtung oder in der radialen Richtung.
Der axiale r-Wert nimmt häufig unvermeidbar einen Wert von 1,0 oder mehr an, wenn beispielsweise ein kaltgewalztes Stahlblech mit einem hohen r-Wert durch Widerstandsschweißen zu einem Stahlrohr geformt wird. Ein erfindungsgemäßes Stahlrohr unterscheidet sich jedoch deutlich von einem derartigen Stahlrohr dahingehend, daß es das nachstehend be schriebene Gefüge aufweist und gleichzeitig sein r-Wert mindestens 1,0 beträgt.
Die Mittelwerte der Verhältnisse der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {110}<110> bis {332}<110> und der Röntgenintensität in der Orientierungskomponente {111}<112> auf der Ebene in der Mitte der Stahlplattenwanddicke zur zufälligen Röntgenintensität sind wichtige Merkmale für die hydraulische Verformung. Durch die vorliegende Erfindung wird festgesetzt, daß bei der Röntgenbeugungsmessung auf der Ebene an der Wanddickenmitte zum Bestimmen der Verhältnisse der Röntgenintensität in verschiedenen Orientierungskomponenten zu derjenigen einer zufälligen Probe der Mittelwert der Verhältnisse der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {110}<110> bis {332}<110> zur zufälligen Röntgenintensität mindestens 2,0 beträgt. Die in der Orientierungskomponentengruppe enthaltenen Hauptorientierungskomponenten sind {110}<110>, {661}<110>, {441}<110>, {331}<110>, {221}<110> und {332}<110>.
Es kann vorkommen, daß sich im vorstehend spezifizierten erfindungsgemäßen Stahlrohr auch die Orientierungen {443}<110>, {554}<110> und {111}<110> entwickeln. Diese Orientierungen sind zwar für die hydraulische Verformbarkeit vorteilhaft, weil dies jedoch Orientierungen sind, die üblicherweise auch in einem zum Tiefziehen verwendeten kaltgewalzten Stahlblech beobachtet werden, sind sie zur Unterscheidung in der vorliegenden Erfindung absichtlich ausgeschlossen.
Das bedeutet, daß ein erfindungsgemäßes Stahlrohr eine Kristallorientierungsgruppe aufweist, die durch einfaches Formen eines für Tiefziehzwecke verwendeten kaltgewalzten Stahls durch Widerstandsschweißen oder ein ähnliches Verfahren zu einem Rohr nicht erhalten werden kann.
Außerdem hat das vorstehend spezifizierte erfindungsgemäße Stahlrohr selten die Kristallorientierung {111}<112>, was eine typische Kristallorientierung eines kaltgewalzten Stahlblechs mit einem hohen r-Wert ist, und das Verhältnis der Röntgenintensität in jeder dieser Orientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenintensität beträgt höchstens 1,5 und ist bevorzugter kleiner als 1,0. Die Verhältnisse der Röntgenintensität in diesen Orientierungen zur zufälligen Röntgenintensität können basierend auf dem dreidimensionalen Gefüge erhalten werden, das durch das harmonische Reihenentwicklungsverfahren basierend auf drei oder mehr Polfiguren von der Orientierungen {110}, {100}, {211} und {310} berechnet wird. D.h., das Verhältnis der Röntgenintensität in jeder der Kristallorientierungen zur zufälligen Röntgenintensität wird durch die Intensität von (110)[1-10], (661)[1-10], (441)[1-10], (331)[1-10], (221)[1-10] und (332)[1-10] bei einem ϕ2 = 45°-Querschnitt im dreidimensionalen Gefüge dargestellt.
Das Gefüge des vorstehend spezifizierten erfindungsgemäßen Stahlrohrs hat normalerweise die höchste Intensität in der vorstehenden Orientierungskomponentengruppe beim ϕ2 = 45°-Querschnitt, und je weiter die Orientierung von der Orientierungskomponentengruppe entfernt ist, desto niedriger wird der Intensitätspegel. Unter Berücksichtigung von Faktoren, z.B. der Genauigkeit der Röntgenintensitätsmessung, der axialen Verdrehung während der Rohrherstellung und der Genauigkeit der Herstellung der Röntgenprobe, kann es vorkommen, daß die Orientierung, bei der die Röntgenintensität am größten ist, um etwa ±5° bis ±10° von der vorstehend erwähnten Orientierungskomponentengruppe abweicht.
Der Mittelwert der Verhältnisse der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {110}<110> bis {332}<110> zur zufälligen Röntgenintensität bezeichnet den arithmetischen Mittelwert der Verhältnisse der Röntgenintensität in den vorstehenden Orientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenintensität. Wenn die Röntgenintensität nicht für alle vorstehenden Orientierungskomponenten erhalten werden kann, kann ersatzweise der arithmetischen Mittelwert der Röntgenintensitäten der Orientierungskomponenten {110}<110>, {441}<110> und {221}<110> verwendet werden. Für ein für eine hydraulische Verformung zu verwendendes Stahlrohr ist es jedoch besser, wenn der Mittelwert der Verhältnisse der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {110}<110> bis {332}<110> zur zufälligen Röntgenintensität mindestens 3,0 beträgt.
Wenn eine Verformung schwierig ist, sollte der Mittelwert der Verhältnisse der Röntgenintensität der vorstehenden Orientierungskomponentengruppe zur zufälligen Röntgenintensität vorzugsweise mindestens 4,0 betragen. Die Röntgenintensität in anderen Orientierungskomponenten, z.B. {001}<110>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110> und {223}<110> ist erfindungsgemäß nicht spezifiziert, weil sie in Abhängigkeit von Herstellungsbedingungen schwankt, der Mittelwert der Verhältnisse in diesen Orientierungskomponenten beträgt jedoch vorzugsweise höchstens 3,0.
Für die Röntgenbeugungsmessungen aller erfindungsgemäß spezifizierten Stahlrohre werden Probestücke mit bogenförmigem Querschnitt von den Stahlrohren herausgeschnitten und zu flachen Stücken gepreßt. Beim Pressen der Probestücke mit bogenförmigem Querschnitt zu flachen Stücken sollte der Preßvorgang vorzugsweise mit einer möglichst geringen Spannung oder Dehnung ausgeführt werden, um den Einfluß der durch das Bearbeiten verursachten Kristalldrehung zu vermeiden.
Wenn die derart vorbereiteten flachen Probestücke durch ein mechanisches, chemisches oder anderes Polierverfahren etwa auf die Dickenmitte abgeschliffen wurden, wird die geschliffene Oberfläche durch Schwabbeln hochglanzpoliert, und dann wird durch elektrolytisches oder chemisches Polieren die Spannung oder Dehnung entfernt, so daß die Schicht in der Dickenmitte für die Röntgenbeugungsmessung freigelegt wird.
Wenn in der Schicht in der Wanddickenmitte ein Segregationsband gefunden wird, kann die Messung an einem segregationsfreien Bereich irgendwo im Bereich von 3/8 bis 5/8 der wanddicke ausgeführt werden. Außerdem kann, wenn die Röntgenbeugungsmessung schwierig ist, das EBSP-(Electron Backscattered Pattern)Verfahren oder das ECP-(Electron Channelling Pattern)Verfahren verwendet werden, um eine statistisch ausreichende Anzahl von Messungen zu gewährleisten.
Obwohl das erfindungsgemäße Gefüge durch das Ergebnis der Röntgenmessung auf der Ebene in der Wanddickenmitte oder in deren Nähe spezifiziert ist, wie vorstehend erwähnt wurde, ist es bevorzugt, daß ein Stahlrohr außer in der Nähe der Wanddickenmitte über den gesamten Wanddickenbereich ein ähnliches Gefüge hat.
In der vorliegenden Erfindung kann es vorkommen, daß das Gefüge im Bereich von der Außenfläche bis zu etwa 1/4 der Wanddicke die vorstehend beschriebenen Anforderungen nicht erfüllt, weil das Gefüge sich als Ergebnis der später beschriebenen Durchmesserreduzierung aufgrund einer Scherverformung ändert. {hkl}<uvw> bedeutet, daß, wenn die Probestücke für die Röntgenbeugungsmessung auf die vorstehend beschriebene Weise hergestellt werden, die Kristallorientierung senkrecht zur Ebenenoberfläche <hkl> ist und die Kristallorientierung entlang der Längsrichtung des Stahlrohrs <uvw> ist.
Die Charakteristiken des erfindungsgemäßen Gefüges können nicht ausschließlich durch die allgemein verwendete in verse Polfigur und die herkömmliche Polfigur dargestellt werden, aber es ist bevorzugt, daß die Verhältnisse der Röntgenintensität in den vorstehend erwähnten Orientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenintensität wie nachstehend spezifiziert gegeben sind, wenn beispielsweise die inversen Polfiguren, die die Orientierungen in der radialen Richtung eines Stahlrohrs darstellen, in der Nähe der Wanddickenmitte gemessen werden:
2 oder weniger für die Orientierung <110>, 2 oder weniger für die Orientierung <411>, 4 oder weniger für die Orientierung <211>, 8 oder weniger für die Orientierung <111>, 10 oder weniger für die Orientierung <332>, 15,0 oder weniger für die Orientierung <221> und 20,0 oder weniger für die Orientierung <110>.
Außerdem gilt für die Röntgenintensitäten in inversen Polfiguren, die die Orientierungen in der axialen Richtung eines Stahlrohrs darstellen: 8 oder weniger für die Orientierung <110> und 3 oder weniger für alle von <110> verschiedenen Orientierungskomponenten.
Nachstehend wird das Verfahren zum Herstellen eines erfindungsgemäßen Stahlrohrs erläutert.
Stahl wird durch einen Gebläse- oder Hochofenprozeß oder einen Lichtbogenofenprozeß geschmolzen und dann verschiedenen sekundären Frischungsprozessen unterzogen und durch Blockgießen oder Stranggießen gegossen. Beim Stranggießen kann in Kombination damit ein Herstellungsverfahren, z.B. der CC-DR-Prozeß, zum Warmwalzen einer Bramme ohne sie etwa auf Raumtemperatur abzukühlen verwendet werden.
Die Gußblöcke oder die Brammen können natürlich vor dem Warmwalzen wiedererwärmt werden. Durch die vorliegende Erfindung wird die Wiedererwärmungstemperatur für das Warmwalzen nicht spezifiziert, so daß eine beliebige Wiedererwär mungstemperatur zum Realisieren eines Endtemperatur-Soll-wertes für den Warmwalzprozeß akzeptierbar ist.
Die Endtemperatur für den Warmwalzprozeß kann in beliebigen Temperaturbereichen des normalen γ-Einphasenbereichs, des α + γ-Zweiphasenbereichs, des α-Einphasenbereichs, des α + Perlit-Bereichs oder des α + Zementit-Bereichs liegen. Bei einem oder mehreren Warmwalzdurchgängen kann ein Walzenschmierungsprozeß ausgeführt werden. Außerdem können grobgewalzte Stangen nach dem groben Warmwalzen verbunden und ein kontinuierlich anschließender Endwarmwalzprozeß ausgeführt werden. Die grobgewalzten Stangen können nach dem groben Warmwalzen zu Wicklungen gewickelt und dann für den Endwarmwalzprozeß abgewickelt werden.
Durch die vorliegende Erfindung werden die Abkühlgeschwindigkeit und die Wicklungstemperatur nach dem Warmwalzen nicht spezifiziert. Vorzugsweise wird ein Band nach dem Warmwalzen dekapiert oder abgebeizt. Außerdem kann ein warmgewalztes Stahlband einem leichten Kaltnachwalz- oder Skinpass-Prozeß oder einem Kaltwalzprozeß mit einem Reduktionsverhältnis von 50% oder weniger unterzogen werden.
Zum Formen eines gewalzten Bandes zu einem Rohr wird normalerweise ein Widerstandsschweißverfahren verwendet, es können jedoch auch andere Schweiß/-Rohrherstellungsverfahren verwendet werden, z.B. TIG-Schweißen, MIG-Schweißen, Laserschweißen, ein UO-Preßverfahren, Stumpfschweißen und ähnliche. Bei der vorstehend erwähnten Herstellung eines geschweißten Rohrs können durch Wärme beeinflußte Bereiche (Wärmeeinflußzonen) der Schweißnähte einer oder mehreren Lösungswärmebehandlungsprozessen unterzogen werden, in Abhängigkeit von den Verhältnissen gemäß den erforderlichen Materialeigenschaften entweder alleine oder in Kombination und in mehreren Schritten. Dies wird dazu beitragen, die erfindungsgemäße Wirkung zu verbessern. Die Wärmebehandlung soll nur auf die Schweißnähte und die beim Schweißen durch Wärme beeinflußten Bereiche angewendet werden und kann Online während des Rohrformungsprozesses oder Offline ausgeführt werden.
Nachstehend werden die in den Verfahrensansprüchen der vorliegenden Erfindung spezifizierten Anforderungen erläutert.
Die Erwärmungstemperatur vor der Durchmesserreduzierung eines Stahlrohrs ist wichtig, um einen guten n-Wert zu erhalten. Wenn die Erwärmungstemperatur niedriger ist als 850°C, wird nach Abschluß des Durchmesserreduzierungsprozesses wahrscheinlich eine verformte Struktur erhalten, wodurch der n-Wert abnimmt. Wenn die Temperatur niedriger ist als 850°C, kann ein guter n-Wert erhalten werden, indem das Stahlrohr während des Durchmesserreduzierungsprozesses durch Induktionsheizen oder ein anderes Heizverfahren wiedererwärmt wird, wodurch jedoch die Kosten erhöht werden. Eine Temperatur von 900° oder mehr ist ein bevorzugterer Erwärmungstemperaturbereich. Wenn ein guter r-Wert erforderlich ist, ist es bevorzugt, das Mutterrohr auf den γ-Einphasenbereich zu erwärmen. Hinsichtlich der Erwärmungstemperatur ist kein spezifischer oberer Grenzwert festgelegt, wenn sie jedoch höher ist als 1200°C, bildet sich auf der Rohroberfläche eine übermäßige Menge Zunder, wodurch nicht nur die Oberflächenqualität herabgesetzt, sondern auch die Verformbarkeit vermindert wird. Ein bevorzugterer oberer Grenzwert beträgt 1050°C oder weniger. Das Erwärmungsverfahren ist nicht spezifiziert, es ist jedoch bevorzugt, das Mutterrohr durch eine Induktionsheizeinrichtung schnell zu erwärmen, um die Zunderbildung zu kontrollieren und eine gute Oberflächenqualität aufrechtzuerhalten.
Der Zunder wird nach dem Erwärmen gegebenenfalls durch Wasser oder ein anderes Mittel entfernt.
Der Durchmesserreduzierungsprozeß muß so ausgeführt werden, daß das Durchmesserreduzierungsverhältnis im Temperaturbereich von unterhalb der Ar₃-Transformationstemperatur bis 750°C oder mehr mindestens 20% beträgt. Wenn das Durchmesserreduzierungsverhältnis in diesem Temperaturbereich kleiner ist als 20%, ist es schwierig, einen guten r-Wert und ein gutes Gefüge zu erhalten, und außerdem wird die Verformbarkeit durch die Ausbildung grober Körner verschlechtert. Das Durchmesserreduzierungsverhältnis beträgt vorzugsweise mindestens 50% und noch bevorzugter mindestens 65%. Die erfindungsgemäßen Wirkungen können ohne Spezifizieren eines oberen Grenzwertes des Durchmesserreduzierungsverhältnisses erhalten werden, ein Durchmesserreduzierungsverhältnis von 90% oder weniger ist jedoch hinsichtlich der Produktivität bevorzugt. Der Durchmesserreduzierungsprozeß bei der Ar₃-Transformationstemperatur oder darüber kann einem anderen Durchmesserreduzierungsprozeß unterhalb der Ar₃-Transformationstemperatur vorangehen. Dadurch wird ein noch besserer r-Wert erhalten. Die Temperatur beim Ende des Durchmesserreduzierungsprozesses ist ebenfalls ein wichtiger Faktor. Der untere Grenzwert der Endtemperatur ist auf 750°C festgelegt. Wenn sie niedriger ist als 750°C, verbleibt leicht eine verformte Struktur, wodurch der n-Wert schlechter wird. Eine bevorzugtere Endtemperatur beträgt 780°C oder mehr.
Das Durchmesserreduzierungsverhältnis unterhalb der AR₃-Transformationstemperatur ist als {(Stahlrohrdurchmesser unmittelbar vor dem Durchmesserreduzierungsprozeß unterhalb der Ar₃-Transformationstemperatur – Stahlrohrdurchmesser nach Abschluß des Durchmesserreduzierungsprozesses)/Stahlrohrdurchmesser unmittelbar vor dem Durchmesserreduzierungsprozeß unterhalb der AR₃-Transformationstemperatur} × 100(%) definiert.
Der Durchmesserreduzierungsprozeß muß so ausgeführt werden, daß das Wanddickenänderungsverhältnis im Bereich von +5% bis –30% liegt. Wenn das Wanddickenänderungsverhältnis nicht innerhalb dieses Bereichs liegt, ist es schwierig. ein gutes Gefüge und einen guten r-Wert zu erhalten. Ein bevorzugterer Bereich ist –5% bis –20%.
Das Wanddickenreduzierungsverhältnis ist als {(Stahlrohrwanddicke nach Abschluß des Durchmesserreduzierungsprozesses – Mutterrohwanddicke vor dem Durchmesserreduzierungsprozeß)/Mutterrohwanddicke vor dem Ende des Durchmesserreduzierungsprozesses} × 100(%) definiert.
Hierbei bezeichnet der Durchmesser eines Stahlrohrs dessen Außendurchmesser. Vorzugsweise liegt die Temperatur am Ende des Durchmesserreduzierungsprozesses innerhalb des α + γ-Phasenbereichs, weil es, um ein gutes Gefüge zu erhalten, notwendig ist, mindestens einen bestimmten Prozentanteil des vorstehend erwähnten Durchmesserreduzierungsprozesses bezüglich der α-Phase auszuführen.
Der Durchmesserreduzierungsprozeß kann ausgeführt werden, indem ein Mutterrohr durch Formungswalzen bewegt wird, die derart kombiniert sind, daß sie eine Mehrfachdurchgang-Umformungsstraße bilden, oder durch Ziehen des Mutterrohrs unter Verwendung von Ziehdüsen. Die Anwendung einer Schmierung während des Durchmesserreduzierungsprozesses ist zum Verbessern der Formbarkeit vorteilhaft.
Ein erfindungsgemäßes Stahlrohr ist sowohl ein Stahlrohr, auf das keine Oberflächenbehandlung angewendet wurde, als auch ein Stahlrohr, das für einen Korrosionsschutz durch Feuerverzinken, Galvanisieren bzw. Elektroplattieren oder andere Plattierungsverfahren oberflächenbehandelt wurde. Als Galvanisierungs- oder Plattierungsmaterial kann reines Zink, eine Zink als Hauptkomponente enthaltende Legierung, Al, usw. verwendet werden. Für eine Oberflächenbehandlung können in der Praxis normalerweise verwendete Verfahren verwendet werden.
Beispiel
Warmgewalzte Stahlbleche mit den in Tabelle 1 dargestellten chemischen Zusammensetzungen wurden dekapiert oder gebeizt und durch Widerstandsschweißen zu Rohren mit einem Außendurchmesser von 100 bis 200 mm geformt, und die derart geformten Rohre wurden auf vorgeschriebene Temperaturen erwärmt und dann einem Durchmesserreduzierungsprozeß unterzogen.
Die Verformbarkeit der derart erzeugten Stahlrohre wurde auf die folgende Weise bewertet.
Ein Kreis mit einem Durchmesser von 10 mm wurde im voraus auf jedem Stahlrohr angezeichnet und eine Expansionsverformung in der Umfangsrichtung wurde darauf angewendet, wobei der Innendruck und das Maß der axialen Kompression gesteuert wurden. Die axiale Dehnung εΦ und die Umfangsdehnung εΘ an dem Abschnitt, der unmittelbar vor dem Bersten das größte Expansionsverhältnis aufwies (Expansionsverhältnis = größter Umfang nach der Verformung/Umfang eines Mutterrohrs), wurde gemessen.
Das Verhältnis der beiden Dehnungen ρ = εΦ/εΘ und das maximale Expansionsverhältnis wurden geplottet, und das Expansionsverhältnis Re, wobei ρ = 0,5 betrug, wurde als Anzeige der Verformbarkeit für eine hydraulische Verformung definiert. Die mechanischen Eigenschaften der Stahlrohre wurden unter Verwendung von JIS Nr. 12 Probestücken mit bogenförmigem Querschnitt bewertet. Die r-Werte, die durch die Probestückform beeinflußt waren, wurden gemessen, indem an jedem Probestück mit bogenförmigem Querschnitt ein Dehnungsmeßgerät befestigt wurde. Nach dem Durchmesserreduzie rungsprozeß wurden andere Probestücke mit bogenförmigem Querschnitt von den Stahrohren ausgeschnitten und zu flachen Probestücken gepreßt, und Röntgenmessungen wurden bezüglich den derart vorbereiteten flachen Probestücke ausgeführt. Polfiguren der Kristallorientierungskomponenten (110), (200), (211) und (310) wurden gemessen, dreidimensionale Gefüge wurden unter Verwendung der Polfiguren durch harmonische Reihenentwicklungsverfahren berechnet, und das Verhältnis der Röntgenintensität in jeder der Kristallorientierungskomponenten zur zufälligen Röntgenintensität beim Querschnitt ϕ2 = 45° wurde bestimmt.
Die Tabellen 2 und 3 zeigen die Erwärmungstemperatur vor dem Durchmesserreduzierungsprozeß, die Temperatur am Ende des Durchmesserreduzierungsprozesses, das Durchmesserreduzierungsverhältnis, das Wanddickenreduzierungsverhältnis, die Zerreiß- oder Zugfestigkeit, den n-Wert, den Ferrit-Prozentanteil, die mittlere Kristallkorngröße, das Längenverhältnis, den axialen r-Wert, das maximal Expansionsverhältnis bei einer hydraulischen Verformung der Stahlrohre und die Mittelwerte der Verhältnisse der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {110}<110> bis {332}<110> und der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {111}<112>, {110}<110>, {441}<110> und {221}<110> an der Mitte der Wanddicke des Mutterrohrs zur zufälligen Röntgenintensität. Alle erfindungsgemäßen Proben wiesen eine gute Verformbarkeit auf und zeigten hohe maximale Expansionsverhältnisse, die außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs liegenden Proben zeigten dagegen niedrige maximale Expansionsverhältnisse.
Industrielle Anwendbarkeit
Durch die vorliegende Erfindung wird ein Gefüge eines Stahlmaterials erhalten, das durch eine hydraulische Verformung oder eine ähnliche Bearbeitung ausgezeichnet verformbar ist, und ein ein Verfahren zum Kontrollieren des Gefüges, wodurch ein Stahlrohr herstellbar ist, das durch eine hydraulische Verformung oder eine ähnliche Bearbeitung ausgezeichnet verformbar ist.

Claims

Stahlrohr mit ausgezeichneter Verformbarkeit, wobei das Stahlrohr die folgende chemische Zusammensetzung in Masse-% hat: 0,0001 bis 0,50% C, 0,001 bis 2,5% Si, 0,01 bis 3,0% Mn, 0,001 bis 0,2% P, 0,05% oder weniger S, 0,01% oder weniger N, 0,01 bis 2,5% Al, 0,01% oder weniger 0 und optional 0,0001 bis 2,5% insgesamt von einem oder mehreren der folgenden Bestandteile: 0,0001 bis 0,5% Zr, 0,0001 bis 0,5% Mg, 0,0001 bis 0,5% V, 0,0001 bis 0,01% B, 0,001 bis 2,5% Sn, 0,001 bis 2,5% Cr, 0,001 bis 2,5% Cu, 0,001 bis 2,5% Ni, 0,001 bis 2,5% Co, 0,001 bis 2,5% W, 0,001 bis 2,5% Mo, und 0,0001 bis 0,01% Ca derart, daß die nachstehenden Ausdrücke (1) und (2) erfüllt sind, wobei der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; dadurch gekennzeichnet, daß die Beziehung zwischen der Zugfestigkeit (TS) und dem n-Wert des Stahlrohrs den nachstehenden Ausdruck (3) erfüllt; der Volumenprozentanteil seiner Ferritphase 75% oder mehr beträgt; die mittlere Korngröße des Ferrits 10 μm oder mehr beträgt; und die Kristallkörner des Ferrits, die ein Längenverhältnis von 0,5 bis 3,0 haben, in Flächen-% zu mindestens 90% aller das Ferrit bildenden Kristallkörner beitragen; (203√C + 15,2Ni – 44,7Si – 104V – 31,5Mo + 30Mn + 11Cr + 20Cu – 700P – 200Al) < –20 (1) (44,7Si + 700P + 200Al) > 80 (2) n≥ –0,126×ln(TS) + 0,94 (3)
Stahlrohr mit ausgezeichneter Verformbarkeit nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlrohr einen r-Wert von 1,0 oder mehr in der Längsrichtung des Stahlrohrs aufweist und die Eigenschaft besitzt, daß auf der Ebene in der Mitte der Stahlrohrwanddicke der Mittelwert der Verhältnisse der Röntgenintensität in der Orientierungskomponentengruppe {110}<110> bis {332}<110> zur zufälligen Röntgenintensität mindestens 2,0 beträgt und das Verhältniss der Röntgenintensität in der Orientierungskomponente {111}<112> zur zufälligen Röntgenintensität höchstens 1,5 beträgt.
Stahlrohr mit ausgezeichneter Verformbarkeit, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlrohr nach Anspruch 1 oder 2 galvanisiert oder plattiert ist.
Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs mit ausgezeichneter Verformbarkeit, wobei das Stahlrohr die folgende chemische Zusammensetzung in Masse-% hat: 0,0001 bis 0,50% C, 0,001 bis 2,5% Si, 0,01 bis 3,0% Mn, 0,001 bis 0,2% P, 0,05% oder weniger S, 0,01% oder weniger N, 0,01 bis 2,5% Al, 0,01% oder weniger O und optional 0,0001 bis 2,5% insgesamt von einem oder mehreren der folgenden Beastandteile: 0,0001 bis 0,5% Zr, 0,0001 bis 0,5% Mg, 0,0001 bis 0,5% V, 0,0001 bis 0,01% B, 0,001 bis 2,5% Sn, 0,001 bis 2,5% Cr, 0,001 bis 2,5% Cu, 0,001 bis 2,5% Ni, 0,001 bis 2,5% Co, 0,001 bis 2,5% W, 0,001 bis 2,5% Mo, und 0,0001 bis 0,01% Ca derart, daß die nachstehenden Ausdrücke (1) und (2) erfüllt sind, wobei der Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; gekennzeichnet durch: Erwärmen des Mutterrohrs auf eine Temperatur von mindestens 850°C bei einer Durchmesserreduzierung; Ausführen der Durchmesserreduzierung mit einem Durchmesserreduzierungsverhältnis von mindestens 20% im Temperaturbereich von unterhalb der Ar₃-Transformationstemperatur bis 750°C oder mehr; und Beenden der Durchmesserreduzierung bei einer Temperatur von mindestens 750°C; derart, daß die Beziehung zwischen der Zugfestigkeit (TS) und dem n-Wert des Stahlrohrs den nachstehenden Ausdruck (3) erfüllt; der Volumenprozentanteil seiner Ferritphase 75% oder mehr beträgt; die mittlere Korngröße des Ferrits 10 μm oder mehr beträgt; und die Kristallkörner des Ferrits, die ein Längenverhältnis von 0,5 bis 3,0 haben, in Flächen-% zu mindestens 90% aller das Ferrit bildenden Kristallkörner beitragen; (203√C + 15,2Ni – 44,7Si – 104V – 31,5Mo + 30Mn + 11Cr + 20Cu – 700P – 200Al) < –20 (1) (44,7Si + 700P + 200Al) > 80 (2) n≥ –0,126×ln(TS) + 0,94 (3)
Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs mit ausgezeichneter Verformbarkeit nach Anspruch 4, gekennzeichnet durch Ausführen der Durchmesserreduzierung derart, daß das Änderungsverhältnis der Wanddicke des Stahlrohrs nach der Durchmesserreduktion zu demjenigen des Mutterrohrs +5% bis –30% beträgt.