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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein allgemein als Leitungsrohr zum
Transportieren von Erd- oder Naturgas und Rohöl verwendbares Stahlrohr mit
einer großen
Toleranz für
eine durch Erd- oder Bodenbewegungen oder ähnliche Ursachen hervorgerufenen
Verformung einer Pipeline und ein als Material des Stahlrohrs verwendetes
Stahlblech.
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Die
Bedeutung von Pipelines als Einrichtungen für den Langstreckentransport
von Rohöl
und Erdgas hat über
die Jahre zugenommen. Weil die Umgebung, in der Pipelines konstruiert
werden, verschiedenartig ist, sind jedoch Probleme hinsichtlich
des Versatzes und der Biegung von Pipelines in gefrorenen Erdbereichen,
die durch jahreszeitlich bedingte Schwankungen eines Grundspiegels
verursacht werden, der durch Wasserströmungen verursachten Biegung
von auf dem Meeresboden verlegten Pipelines, des durch seismische
Bodenbewegungen verursachten Versatzes von Pipelines und ähnliche
Probleme aufgetreten. Infolgedessen wurde ein Stahlrohr mit einer
ausgezeichneten Verformbarkeit nachgefragt, das für Knickbildung
und ähnliche
Deformationen im Fall einer Verformung nicht anfällig ist. Eine große gleichmäßige Längenänderung oder
Dehnung bzw. Bruchdehnung und ein großer Verfestigungskoeffizient
werden im allgemeinen als Kenngrößen einer
guten Verformbarkeit betrachtet.
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Die
US-A-5531842 betrifft ein Verfahren zum Herstellen hochfester Bleche
oder Platten und Bänder für Rohre,
bei de nen Ferrit in die Martensit-Bainit-Phase dispergiert ist,
wobei der Bainitanteil kleiner ist als 50%.
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Unter
anderem werden in der ungeprüften
japanischen Patentveröffentlichtung
Nr. S63-286517 mit dem Titel "Method
for Producing Low-yield-ratio, High-tensile Steel" und in der ungeprüften japanischen
Patentveröffentlichtung
Nr. H11-279700 mit
dem Titel "Steel
Pipe Excellent in Buckling Resistance and Method for Producing the
Same" Verfahren
zum Vermindern eines Streckgrenzverhältnisses (Erhöhen eines
Verfestigungskoeffizienten) durch Walzen und anschließendes Abkühlen in
Luft auf die Ar3-Transformationstemperatur
oder darunter zum Erzeugen von Ferrit und zum anschließenden Ausführen eines
schnellen Abkühlvorgangs
zum Erzeugen einer Dual-Phasenstruktur vorgeschlagen. Die vorgeschlagenen
Verfahren sind jedoch für
ein Leitungsrohrmaterial ungeeignet, für das eine gute Niedrigtemperaturzähigkeit
erforderlich ist, und bei denen, was noch ausschlaggebender ist,
ein anderes Problem dahingehend besteht, dass die Produktivität abnimmt,
wenn ein Kühlvorgang
in Luft auftritt. Hinsichtlich dieser Situation ist ein mit einer
hohen Produktivität herstellbares
Leitungsrohrmaterial mit einer guten Verformbarkeit (einer großen gleichmäßigen Längendehnung
oder Streckung) als Material für
Langstrecken-Pipelines gesucht worden, das eine geeignete Niedrigtemperaturzähigkeit
aufweist, so dass es in kalten Gebieten nicht beeinträchtigt wird.
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Die
vorstehend erwähnten
Probleme können
durch die Merkmale der Patentansprüche gelöst werden.
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Erfindungsgemäß werden
ein Leitungsrohr der API Standardklasse X60 bis X100, wobei das
Leitungsrohr eine ausgezeichnete Verformbarkeit und eine ausgezeichnete
Niedrigtemperaturzähigkeit
aufweist und mit einer hohen Produktivität herstellbar ist, ein als
Material des Stahlrohrs verwendba res Stahlblech und Verfahren zum
Herstellen des Stahlrohrs und des Stahlblechs bereitgestellt.
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Die
vorliegende Erfindung wird nachstehend in Verbindung mit den Zeichnungen
ausführlich
erläutert; es
zeigen:
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1(a) ein Mikrobild eines Stahlblechs eines im
Abschnitt "Beispiele" beschriebenen Vergleichsbeispiels
Nr. 15; und
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1(b) ein Mikrobild eines Stahlblechs eines erfindungsgemäßen Beispiels
Nr. 2.
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Um
eine hohe Verformbarkeit zu realisieren, ist es, wie unter Bezug
auf die herkömmlichen
Techniken erwähnt
wurde, wesentlich, eine Dual-Phasenstruktur eines Stahlmaterials
zu erhalten, bei der in der Struktur eines Stahlmaterials eine weiche
Phase existiert; dies ist ein Grundprinzip. Als Ergebnis einer intensiven
Untersuchung der in den herkömmlichen
Techniken auftretenden Probleme haben die vorliegenden Erfinder
aufgezeigt, dass, wenn ein Stahlmaterial nach dem Walzen in Luft
auf den Ar3-Transformationspunkt oder darunter
abgekühlt
wird, grobes Ferrit oder lamellares Ferrit erzeugt wird, durch das
veranlaßt
wird, dass an einer durch einen Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy
(Charpy-Test) erhaltenen Bruchfläche
eine Trennung auftritt, wodurch die absorbierte Energie abnimmt.
(Vgl. 1(a): dunkle Körner stellen
eine Ferritstruktur dar, und graue Abschnitte stellen einer Bainitstruktur
dar. Eine identische Struktur wird auch erhalten, wenn ein Stahlblech
auf die gleiche Weise wie in Vergleichsbeispielen hergestellt wird,
die später
im Abschnitt "Beispiele" beschrieben werden.)
Außerdem
haben die vorliegenden Erfinder festgestellt, dass es in den herkömmlichen Techniken
erforderlich ist, zu warten, bis ein Stahlblech in Luft auf eine
vorgegebene Temperatur abgekühlt
ist, so dass sie nicht auf einen Fall anwendbar waren, in dem ei ne
große
Produktmenge, wie beispielsweise ein Leitungsrohr, hergestellt wird.
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Die
vorliegenden Erfinder untersuchten außerdem intensiv Verfahren zum
Erzeugen einer Dual-Phasenstruktur, die aus einer Ferritphase und
einer Bainitphase besteht, und stellten in diesem Zusammenhang fest,
dass, wenn ein Stahl mit einer bestimmten Kühlrate abgekühlt wird,
sich im Inneren von Kristallkörnern und
an Korngrenzen vergleichsweise feines Ferrit bildet, und dass, wenn
das Stahl anschließend
schnell abgekühlt
wird, um eine Niedrigtemperaturtransformationsstruktur zu bilden,
die hauptsächlich
aus einer Bainitphase besteht, der Unterschied der Härte zwischen
der derart erhaltenen Struktur und der Ferritphase groß wird,
so dass sowohl eine hochgradig gleichmäßige Streckung bzw. Dehnung
als auch eine hohe Festigkeit realisiert werden konnten, und außerdem wurde
die Trennung im Charpy-Test unterdrückt und konnte eine hohe Energieabsorption
erreicht werden.
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Um
die Verschlechterung der Niedrigtemperaturzähigkeit zu verhindern, muss
dispergiertes Ferrit vorhanden sein, wie in 1(b) dargestellt;
weder das grobe Ferrit noch das in der Form lamellarer Lagen vorhandene
Ferrit. Hierzu müssen
die meisten Ferritkörner
feiner sein als die Bainitkörner,
die die Matrixphase bilden, weil ansonsten die durch die Bildung
von Ferrit verursachte Verschlechterung der Zähigkeit erheblich ist. Hierbei
bedeutet das Merkmal, dass die meisten Ferritkörner feiner sind als die Bainitkörner, die
die Matrixphase bilden, dass der Prozentanteil der Ferritkörner, die
größer sind
als eine mittlere Größe der Bainitkörner, in
der Ferritphase 10% oder weniger beträgt.
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Bezüglich einer
tatsächlichen
numerischen Größe ist eine
bevorzugte Bedingung, dass die meisten Ferritkörner einige Mikrometer groß sind,
vorzugsweise 10 μm
oder weniger. In 1(b) stellt ein durch eine weiße durchgezogene
Linie umschlossener Abschnitt die Korngröße der Bainitstruktur dar,
und die schwarzen Partikel sind Ferritkörner. Diese Struktur ist mit
einer Struktur identisch, die in einem erfindungsgemäßen Beispiel
erhalten wird, das unter dem Abschnitt "Beispiele" später
beschrieben wird. Wenn der Anteil der Ferritphase hinsichtlich eines
Flächenprozentanteils
kleiner ist als 5%, wird keine Verbesserung der gleichmäßigen Streckung
erhalten, und wenn er größer ist
als 40%, wird keine hohe Festigkeit erhalten. Aus diesem Grunde ist
der Flächenprozentanteil
der Ferritphase auf 5 bis 40% festgelegt.
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Nachstehend
werden die Gründe
zum Begrenzen der Anteile der chemischen Bestandteile erläutert. Alle
Anteile der chemischen Bestandteile beziehen sich in der folgenden
Beschreibung auf Masse-%.
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Der
C-Anteil ist auf 0,03 bis 0,12% begrenzt. Kohlenstoff ist zum Erhöhen der
Stahlfestigkeit sehr wirksam, wobei, um eine gewünschte Festigkeit zu erhalten,
der C-Anteil mindestens 0,03% betragen muss. Wenn der C-Anteil zu
groß ist,
werden jedoch die Niedrigtemperaturzähigkeit eines Basismaterials
und einer Wärmeeinflußzone (HAZ)
und die Schweißbarkeit
wesentlich schlechter, so dass aus diesem Grunde der obere Grenzwert
des C-Anteils auf 0,12% festgelegt ist. Je größer der C-Anteil ist, desto
höher wird
die gleichmäßige Dehnung,
und je kleiner der C-Anteil ist, desto besser werden die Niedrigtemperaturzähigkeit
und die Schweißbarkeit.
Daher muss der C-Anteil hinsichtlich eines Gleichgewichts der erforderlichen
Eigenschaften oder Kenngrößen festgelegt
werden.
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Si
ist ein Element, das zur Desoxidation und zum Verbessern der Festigkeit
hinzugefügt
wird. Wenn es in einer großen
Menge hinzugefügt
wird, werden jedoch die HAZ- Zähigkeit
und die Feldschweißbarkeit
wesentlich verschlechtert, so dass aus diesem Grunde der obere Grenzwert
des Si-Anteils auf
0,8% festgelegt ist. Stahl kann unter Verwendung von Al oder Ti
geeignet desoxidiert werden, wobei es jedoch zum stabilen Erzeugen
eines Desoxidationseffekts bevorzugt ist, 0,01% oder mehr Al, Ti
und Si bezüglich
eines Gesamtanteils hinzuzufügen.
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Mn
ist ein unerläßliches
Element, durch das erreicht wird, dass die Mikrostruktur der Matrixphase
eines erfindungsgemäßen Stahls
im wesentlichen aus Bainit besteht, und ein gutes Gleichgewicht
zwischen der Festigkeit und der Niedrigtemperaturzähigkeit
gewährleistet
wird, so dass aus diesem Grunde der untere Grenzwert des Mn-Anteils
auf 0,8% festgelegt ist. Wenn der Mn-Anteil zu groß ist, ist
es jedoch schwierig, Ferrit auf eine dispergierte Weise zu erzeugen,
so dass aus diesem Grunde der obere Grenzwert des Mn-Anteils auf 2,5%
festgelegt ist.
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Außer den
vorstehenden Elementen weist ein erfindungsgemäßer Stahl als obligatorische
Elemente auch 0,01 bis 0,10% Nb und 0,005 bis 0,030% Ti auf.
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Nb
verhindert nicht nur die Rekristallisation von Austenit während eines
kontrollierten Walzvorgangs und bildet eine Feinstruktur, sondern
trägt außerdem zu
einer Verbesserung der Härtbarkeit
auf, wodurch ein fester und zäher
Stahl erhalten wird. Wenn der Nb-Anteil zu groß ist, werden jedoch die HAZ-Zähigkeit
und die Feldschweißbarkeit
beeinträchtigt,
so dass der obere Grenzwert des Nb-Anteils auf 0,10% festgelegt
ist.
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Ti
bildet feines TiN, verhindert die Vergröberung von Austenitkörnern während der
Brammenwiedererwärmung
und an einer Wärmeeinflußzone, und
macht dadurch eine Mikrostruktur fein und verbessert die Niedrigtemperaturzähigkeit
eines Basismaterials und einer Wärmeeinflußzone. Es
dient außerdem zum
Fixieren von gelöstem
N in der Form von TiN. Daher wird Ti in einem Anteil zugefügt, der
größer oder
gleich 3,4N (in Masse-%) ist. Außerdem bewirkt, wenn der Al-Anteil
klein ist (z.B. weniger als 0,005% beträgt), Ti die Ausbildung von
Oxiden, wobei die Oxide als Kerne für die Ausbildung von intra-granularem
Ferrit in einer Wärmeeinflußzone wirken
und die Struktur der Wärmeeinflußzone fein
machen. Um diese Wirkungen von TiN zu erhalten, muss der Ti-Anteil
mindestens 0,005% betragen. Wenn der Ti-Anteil zu groß ist, wird
TiN jedoch grob und/oder es tritt eine durch TiC verursachte Ausscheidungshärtung auf,
wodurch die Niedrigtemperaturzähigkeit
schlechter wird. Aus diesem Grunde ist der obere Grenzwert des Ti-Anteils
auf 0,030% festgelegt.
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Al
ist ein Element, das normalerweise als Desoxidationsmittel in Stahl
enthalten ist. Es dient außerdem dazu,
eine Struktur fein zu machen. Wenn der Al-Anteil 0,1% überschreitet,
nehmen jedoch nichtmetallische Einschlüsse des Al-Typs zu, wodurch
die Reinheit des Stahls beeinträchtigt
wird, so dass der obere Grenzwert des Al-Anteils auf 0,1% festgelegt
ist. Stahl kann unter Verwendung von Ti oder Si deoxidiert werden,
so dass es in diesem Sinne nicht immer notwendig ist, Al hinzuzufügen, aber
zum stabilen Erzeugen einer Desoxidationswirkung ist es wünschenswert,
Si, Ti und Al in einem Gesamtanteil von 0,01% oder mehr hinzuzufügen.
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N
bildet TiN und verhindert die Vergröberung von Austenitkörnern während der
Brammenwiedererwärmung
und an der Wärmeeinflußzone und
verbessert daher die Niedrigtemperaturzähigkeit eines Basismaterials
und einer Wärmeeinflußzone. Es
ist vorteilhaft, wenn der zum Erzeugen dieses Effekts erforderliche
minimale N-Anteil 0,001% beträgt.
Wenn gelöstes
N vorhanden ist, werden jedoch Versetzungen aufgrund der Alterungswirkung
fixiert, die durch während
Formarbeiten auftretenden Belastungen verursacht wird, und eine Streckgrenze und
eine Streckgrenzendehnung bilden sich im Zugversuch deutlich heraus,
wodurch die Verformbarkeit wesentlich vermindert wird. Daher muss
N in der Form von TiN fixiert werden. Wenn der N-Anteil zu groß ist, nimmt
TiN übermäßig zu,
so dass Nachteile auftreten, wie beispielsweise Oberflächendefekte
und eine Verschlechterung der Zähigkeit.
Aus diesem Grunde muss der obere Grenzwert des N-Anteils auf 0,008% festgelegt
werden.
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Außerdem sind
erfindungsgemäß die Anteile
von P und S, die Verunreinigungselemente sind, auf 0,03% oder weniger
bzw. 0,01% oder weniger begrenzt. Dies dient hauptsächlich zum
weiteren Erhöhen
der Niedrigtemperaturzähigkeit
eines Basismaterials und einer Wärmeeinflußzone. Durch
eine Verminderung des P-Anteils wird nicht nur die Mitten-Segregation einer
Stranggußbramme
vermindert, sondern wird auch intragranulare Bruchbildung verhindert
und damit die Niedrigtemperaturzähigkeit
verbessert. Eine Verminderung des S-Anteils bewirkt eine Verminderung
von MnS, das während
des Warmwalzens gedehnt oder gestreckt wird, und eine Verbesserung
der Duktilität
und der Zähigkeit.
Daher ist es wünschenswert,
den P- und den S-Anteil so klein wie möglich zu machen. Die Anteile
dieser Elemente müssen
jedoch hinsichtlich des Gleichgewichts zwischen erforderlichen Produkteigenschaften
und des Aufwands für
ihre Reduzierung bestimmt werden.
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Nachstehend
werden die Zwecke des Hinzufügens
von Ni, Mo, Cr, Cu, V, Ca, REM und Mg erläutert.
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Die
Hauptzwecke des Hinzufügens
dieser Elemente zu den Basisbestandteilen sind eine weiter Erhöhung der
Festigkeit und der Zähigkeit
und eine Vergrößerung der
Stahlmaterialien, die hergestellt werden können, ohne dass die durch die
vorliegende Erfindung erhaltenen ausgezeichneten Eigenschaf ten beeinträchtigt werden.
Daher sollten die Zugabemengen dieser Elemente begrenzt werden.
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Ni
dient zum Verbessern der Niedrigtemperaturzähigkeit und der Feldschweißbarkeit
eines erfindungsgemäßen Stahls,
wobei der Stahl einen niedrigen Kohlenstoffanteil hat. Die Zugabe
von Ni hat für
die Ausbildung einer gehärteten
Struktur, die für
eine Niedrigtemperaturzähigkeit
in einer gewalzten Struktur (insbesondere im Mittensegregationsband
einer Stranggußbramme)
nachteilig ist, einen geringeren Effekt als die Zugabe von Mn, Cr
oder Mo. Wenn der Ni-Anteil zu groß ist, wird nicht nur die Wirtschaftlichkeit
herabgesetzt, sondern werden auch die HAZ-Zähigkeit und die Feldschweißbarkeit
beeinträchtigt,
so dass der obere Grenzwert des Ni-Anteils auf 1,0% festgelegt ist.
Ni dient außerdem
zum Verhindern der Cu-induzierten Rißbildung während des Stranggießens und
des Warmwalzens. Um diese Wirkung zu erzielen, darf der Ni-Anteil
nicht niedriger sein als 1/3 des Cu-Anteils. Ni ist ein optionales
Element und muss nicht obligatorisch zugegeben werden, aber um die
vorstehend beschriebenen Wirkungen von Ni stabil zu realisieren,
ist es wünschenswert, den
unteren Grenzwert des Ni-Anteils auf 0,1% festzulegen.
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Mo
dient zum Verbessern der Härtbarkeit
des Stahls und zum Erzielen einer hohen Festigkeit. Mo dient außerdem zum
Verhindern der Rekristallisation von Austenit während eines kontrollierten
Walzvorgangs und zum Ausbilden einer feinen Austenitstruktur, wenn
es zusammen mit Nb hinzugefügt
wird. Durch eine übermäßige Zugabe
von Mo werden jedoch die HAZ-Zähigkeit
und die Feldschweißbarkeit
verschlechtert und wird es schwierig, Ferrit auf dispergierte Weise
zu erzeugen. Aus diesem Grunde wird der obere Grenzwert auf 0,6%
festgelegt. Mo ist ein optionales Element, und seine Zugabe ist
nicht obligatorisch, um die vorstehend beschriebenen Wirkungen von Mo
stabil zu realisieren, ist es jedoch wünschenswert, den unteren Grenzwert des
Mo-Anteils auf 0,06% festzulegen.
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Cr
erhöht
die Festigkeit eines Basismaterials und einer Schweißstelle,
wenn Cr übermäßig zugegeben wird,
verschlechtert es jedoch die HAZ-Zähigkeit und die Feldschweißbarkeit
wesentlich. Aus diesem Grunde wird ein oberer Grenzwert des Cr-Anteils
auf 1,0% festgelegt.
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Cr
ist ein optionales Element, und die Zugabe von Cr ist nicht obligatorisch,
um die vorstehend beschriebenen Wirkungen von Cr stabil zu realisieren,
ist es jedoch wünschenswert,
den unteren Grenzwert für den
Cr-Anteil auf 0,1% festzulegen.
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Cu
erhöht
die Festigkeit eines Basismaterials und einer Schweißstelle,
wenn Cu übermäßig zugeführt wird,
verschlechtert es jedoch die HAZ-Zähigkeit und die Feldschweißbarkeit
erheblich. Aus diesem Grund wird der obere Grenzwert des Cu-Anteils auf 1,0%
festgelegt.
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Cu
ist ein optionales Element, und die Zugabe von Cu ist nicht obligatorisch,
um die vorstehend beschriebenen Wirkungen von Cu stabil zu realisieren,
ist es jedoch wünschenswert,
den unteren Grenzwert für den
Cu-Anteil auf 0,1% festzulegen.
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V
hat nahezu die gleichen Wirkungen wie Nb, die Wirkungen von V sind
allerdings etwas schwächer als
diejenigen von Nb. Es dient außerdem
zum Verhindern der Erweichung einer Schweißstelle. Ein oberer Grenzwert
von 0,10% ist hinsichtlich der HAZ-Zähigkeit und der Feldschweißbarkeit
zulässig,
aber ein besonders geeigneter Bereich für den V-Anteil ist 0,03 bis
0,08%.
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Ca
und REM (Seltenerdmetalle) steuern die Form von Sulfiden (MnS) und
verbessern die Niedrigtemperaturzähigkeit (z.B. die Erhöhung der
in einem Charpy-Test absorbierten Energie). Wenn Ca oder REM in einem
Anteil von mehr als 0,006% bzw. 0,02% zugegeben werden, wird eine
große
Menge von CaO-CaS oder REM-CaS gebildet, und diese Zusammensetzung
bildet große
Cluster oder große
Einschlüsse,
wodurch nicht nur die Reinheit des Stahls beeinträchtigt sondern
darüber
hinaus auch die Feldschweißbarkeit
nachteilig beeinflußt
wird. Aus diesem Grunde sind die oberen Grenzwerte für den Ca-
und den REM-Anteil auf 0,006% bzw. 0,02% festgelegt. Im Fall eines
ultra-hochfesten Leitungsrohrs ist es insbesondere wirksam, den
S- und den O-Anteil auf 0,001% oder weniger bzw. 0,002% oder weniger
zu vermindern und den ESSP-Wert zu steuern, der durch ESSP = (Ca)[1 – 124(O)]/1,25S
definiert ist, so dass der Ausdruck 0,5 ≤ ESSP ≤ 10,0 erfüllt ist.
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Ca
und REM sind optionale Elemente, und ihre Zugabe ist nicht obligatiorisch,
um die vorstehend beschriebenen Wirkungen von Ca und REM stabil
zu realisieren, ist es jedoch wünschenswert,
die unteren Grenzwerte für
den Ca- und den REM-Anteil auf 0,001% bzw. 0,002% festzulegen.
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Mg
bildet fein verteilte Oxide, verhindert die Kornvergröberung in
einer durch Schweißwärme beeinflußten Zone
und verbessert dadurch die Niedrigtemperaturzähigkeit. Wenn der Mg-Anteil
0,006% oder mehr beträgt,
bildet Mg jedoch grobe Oxide und verschlechtert die Zähigkeit.
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Mg
ist ein optionales Element, und seine Zugabe ist nicht obligatorisch,
um die vorstehend beschriebenen Wirkungen von Mg stabil zu realisieren,
ist es jedoch wünschenswert,
den unteren Grenzwert für
den Mg-Anteil auf 0,0006% festzulegen.
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Auch
wenn ein Stahl eine vorstehend beschriebene chemische Zusammensetzung
hat, wird eine gewünschte
Struktur nicht erhalten, wenn nicht geeignete Produktionsbedingungen
erfüllt
sind. Theoretisch besteht das Verfahren zum Erzeugen einer Bainitstruktur,
in der Feinferrit dispergiert ist, darin, Austenitkörner, die
in der Dickenrichtung abgeflacht sind, durch Verarbeiten rekristallisierter
Körner
innerhalb eines Nicht-Rekristallisationstemperaturbereichs zu erzeugen
und den Stahl mit einer Kühlrate
abzukühlen,
gemäß der ermöglicht wird,
dass sich Ferrit in feinen Körnern
bilden kann, und dann den Rest der Struktur durch schnelles Abkühlen in
eine Niedrigtemperaturtransformationsstruktur umzuwandeln. Eine
durch eine Niedrigtemperaturtransformation eines derartigen Stahls
erhaltene Struktur wird allgemein als Bainit, bainitischer Ferrit
oder ähnlich
bezeichnet, wird jedoch hierin zusammengefaßt als Bainit bezeichnet.
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Eine
Stahlbramme mit einer erfindungsgemäß spezifizierten chemischen
Zusammensetzung wird auf den Austenittemperaturbereich von etwa
1050°C bis
1250°C wiedererwärmt, dann
innerhalb des Rekristallisationstemperaturbereichs grobgewalzt und
anschließend
fertiggewalzt, so dass das kumulative Dickenreduktionsverhältnis innerhalb
des Nicht-Rekristallisationstemperaturbereichs von 900°C oder darunter
mindestens 50% beträgt.
Dann wird das gewalzte Stahlblech in einer ersten Kühlstufe
mit einer Kühlrate
von etwa 5 bis 20°C/s
moderat beschleunigt abgekühlt
von einer Temperatur, die nicht niedriger ist als der Ar3-Transformationspunkt, auf eine Temperatur
von 500°C
bis 600°C,
wodurch sich Feinferrit auf dispergierte Weise bildet. Die Kühlrate,
bei der sich Feinferrit auf dispergierte Weise bildet, variiert
in Abhängigkeit
von der chemischen Zusammensetzung eines Stahls, die Kühlrate kann
jedoch im Voraus durch einen für
jede Stahlgüte
angewendeten einfachen Testwalzvorgang ermittelt werden. Wenn das
Ferrit sich bei einer Temperatur von 500°C bis 600°C durch das moderat beschleunigte
Abkühlen
in der ersten Kühlstufe
vollständig
gebildet hat, wird eine hauptsächlich
aus einer Bainitphase bestehende Niedrigtemperaturtransformationsstruktur
erhalten, indem das Stahlblech in einer zweiten Kühlstufe
schnell bzw. stark beschleunigt abgekühlt wird, wobei der Rest der Struktur
bei einer niedrigen Temperatur umgewandelt wird. Um eine Dual-Phasenstruktur zu
erhalten, die aus einer Ferritphase und einer Bainitphase besteht,
muss die Kühlrate
der zweiten Kühlstufe
höher sein
als diejenige der ersten Kühlstufe,
wobei keine ausreichende Niedrigtemperaturtransformation erhalten
wird, wenn die Kühlrate
der zweiten Kühlstufe
kleiner ist als 15°C/s.
Aus diesem Grunde wird festgelegt, dass die zweite Kühlstufe
ein schneller beschleunigter Kühlvorgang
mit einer Kühlrate
ist, die größer ist
als diejenige der ersten Kühlstufe,
und nicht kleiner als 15°C/s.
Eine geeignete Kühlrate
beträgt
etwa 30°C/s
oder mehr. Die hierin erwähnte
Kühlrate
bezeichnet eine mittlere Kühlrate
in einem Mittenbereich der Dicke. Wenn die zweite Kühlstufe
bei 300°C
oder darüber
gestoppt wird, wird die Niedrigtemperaturtransformation nicht ausreichend
abgeschlossen, so dass eine Stahlplatte auf 300°C oder darunter abgekühlt werden
muss.
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Wenn
ein warmgewalztes Stahlband hergestellt wird, muss das Band nach
der zweiten Kühlstufe
bei etwa 300°C
oder darunter aufgewickelt werden.
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Die
erste Kühlstufe
und die zweite Kühlstufe
werden vorzugsweise unmittelbar aufeinanderfolgend oder kontinuierlich
ausgeführt.
In Abhängigkeit
von der Konfiguration der Kühlvorrichtungen
kann jedoch ein Fall auftreten, gemäß dem die erste Kühlstufe
und die zweite Kühlstufe
zwischen den beiden Vorrichtungen diskontinuierlich ausgeführt werden.
In diesem Fall muss ein Stahlmaterial zwischen der ersten Kühlstufe
und der zweiten Kühlstufe
bei einer konstanten Temperatur gehalten werden oder kühlt für etwa 30
s oder weniger in Luft ab.
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Eine
derartig hergestellte Stahlplatte wird weiterverarbeitet in eine
Rohrform, ein Nahtabschnitt wird geschweißt, und ein Stahlrohr wird
hergestellt.
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Gemäß einem
Verfahren zum Herstellen eines Rohrs unter Verwendung eines Stahlblechs
können
ein UOE-Verfahren oder ein Biegewalzverfahren, die normalerweise
bei der Stahlrohrherstellung angewendet werden, verwendet werden,
und Lichtbogenschweißen,
Laserschweißen
oder ein ähnlichen
Schweißverfahren kann
als Verfahren zum Schweißen
eines End- oder Stoßabschnitts
verwendet werden. Das UOE-Verfahren ist ein Verfahren, in dem die
Platte zunächst
in eine U-Form und dann in eine O-Form geformt wird, woraufhin die
O-Form gestreckt wird.
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Gemäß einem
Verfahren zum Herstellen eines Rohrs unter Verwendung eines Stahlbandes
können andererseits
Hochfrequenz-Widerstandsschweißen
oder Laserschweißen
verwendet werden, nachdem das Band durch Walzformen geformt worden
ist. Weil die gleichmäßige Streckung
bzw. Dehnung einer Stahlplatte durch die Formbearbeitung tendenziell
vermindert wird, ist es wünschenswert,
die Formbearbeitung mit einer möglichst
niedrigen Belastung auszuführen.
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In
einem derart hergestellten Stahlrohr hat das Basismaterial eine
Struktur, gemäß der eine
Ferritphase fein verteilt und in einem Anteil von 5 bis 40 Flächen-% in
einer Niedrigtemperaturtransformationsstruktur vorhanden ist, die
hauptsächlich
aus einer Bainitphase besteht, wobei die meisten Körner der
Ferritphase kleiner sind als die mittlere Korngröße der Bainitphase; und das
Stahlrohr erfüllt
außerdem
die Bedingungen, dass das Verhältnis
(YS/TS) der Streckgrenze (YS) zur Zugfestigkeit (TS) 0,95 oder weniger
beträgt
und das Produkt (YS × uEL)
aus der Streckgrenze (YS) und einer gleichmäßigen Dehnung (uEL) 5000 oder
mehr beträgt.
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Die
vorstehend erwähnten
Bedingungen sind für
ein Stahlrohr mit großem
Durchmesser wichtig, das für
eine durch die vorliegende Erfindung vorgesehene Anwendung in Betracht
kommt. Wenn YS/TS größer ist als
0,95, treten, weil die Fe stigkeit und der Verformungswiderstand
gering sind, bei einer Verformung Knick- oder Faltenbildung oder ähnliche
Deformationen auf. Wenn der Wert von YS × uEL kleiner ist als 5000,
ist die gleichmäßige Dehnung
gering und wird die Verformbarkeit schlechter. Daher muss ein erfindungsgemäßes Stahlrohr
mit großem
Durchmesser mit ausgezeichneter Verformbarkeit und gleichmäßiger Dehnung
die Ausdrücke
YS/TS ≤ 0,95
und YS × uEL ≥ 5000 erfüllen.
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Beispiel 1
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Stähle mit
den in Tabelle 1 dargestellten chemischen Zusammensetzungen, die
die Anforderungen der vorliegenden Erfindung erfüllen, wurden unter den in Tabelle
2 dargestellten Bedingungen geschmolzen und gefrischt, gewalzt und
gekühlt
und dann zu Stahlrohren geformt, und die mechanischen Eigenschaften
der derart erhaltenen Rohre wurden bewertet. Die Strukturen der
Basismaterialien und die mechanischen Eigenschaften der Stahlrohre
sind in Tabelle 3 dargestellt.
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Die
gleichmäßige Streckung
bzw. Dehnung (uEL) in der Längsrichtung
der Stahlrohre wurde als eine Kenngröße der Verformbarkeit gemessen.
Hinsichtlich der Tatsache, dass die gleichmäßige Dehnung mit zunehmender
Festigkeit tendenziell zunimmt, wurde die Verformbarkeit auch dann
als "gut" bewertet, wenn die Festigkeit
gering war, insofern das Produkt (YS × uEL) aus der Streckgrenze
(YS) und der gleichmäßigen Dehnung
(uEL) mindestens 5000 betrug. Als weitere Kenngröße der Verformbarkeit der Stahlrohre
sind außerdem die
Ergebnisse von Knicktests dargestellt.
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Wie
in Tabelle 3 dargestellt ist, hatten alle erfindungsgemäßen Beispiele
(Nr. 1 bis 14) Strukturen, in denen die Ferritphasen einen Anteil
von 5 bis 40% hatten und wenig Ferritkörner (10% oder weniger) größer waren
als die mittle re Korngröße der Bainitphasen,
und ihre mechanischen Eigenschaften erfüllten die Bedingungen YS/TS ≤ 0,95 und
YS × uEL ≥ 5000. Dadurch
betrugen die Knickbelastungen mindestens 1%, so dass eine ausgezeichnete
Verformbarkeit realisiert wurde.
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Die
Vergleichsbeispiele (Nr. 15 bis 17) erfüllten dagegen weder die erfindungsgemäß definierten
Bedingungen für
die Ferritkorngöße noch
die Bedingungen für
die mechanischen Eigenschaften (YS/TS ≤ 0,95 und YS × uEL ≥ 5000). Dadurch betrugen ihre
Knickbelastungen 1% oder weniger. Die Ergebnisse von Zugfestigkeitsversuchen
zeigten, dass in den Spannungs-Dehnungskurven
der Vergleichsbeispiele die Streckgrenze deutlich abfällt und
eine durch die Instabilität
der Plastizität
verursachte Streckgrenzendehnung auftritt, so dass die Verformbarkeit
dieser Stähle
wesentlich schlechter war.
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Wie
in Tabelle 2 dargestellt ist, wurde Vergleichsbeispiel 15 ausgehend
von einer Kühlungsanfangstemperatur,
die nicht niedriger war als der Ar3-Transformationspunkt,
auf eine Temperatur von 500°C
bis 600°C direkt
einem schnellen bzw. stark beschleunigten Kühlvorgang unterzogen, ohne
dass es einem langsamen bzw. moderat beschleunigten Kühlvorgang
unterzogen wurde. Dadurch besaß das
Beispiel eine Einphasenstruktur, die hauptsächlich aus einer Bainitphase
bestand, so dass seine gleichmäßige Dehnung
gering war. Im Vergleichsbeispiel Nr. 16 war die Wasserkühlungsendtemperatur
hoch, so dass die durch die Niedrigtemperaturtransformation erhaltene
Struktur sich nicht in ausreichendem Maße entwickelte. Dadurch bildete
sich die Dual-Phasen-Struktur von Ferrit und Bainit nicht aus und
war die gleichmäßige Dehnung
gering. Im Vergleichsbeispiel Nr. 17 war die Kühlrate beim schnellen Kühlvorgang
in der zweiten Kühlstufe
niedrig, so dass die durch die Niedrigtemperaturtransformation ausgebildete
Struktur, die hauptsächlich
aus einer Bainitphase bestand, sich nicht ausreichend entwickelte.
Dadurch bildete sich die Dual-Phasenstruktur von Ferrit und Bainit nicht
aus und war die gleichmäßige Dehnung
gering.
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