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TECHNISCHES
GEBIET
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines
Stahlrohrs mit hoher Festigkeit und hoher Duktilität und welches
hervorragende Zähigkeitseigenschaften
und Schlagfestigkeitseigenschaften aufweist, das Stahlrohr hat ferner
feine Kristallkörner,
und auch ein Verfahren zur Herstellung desselben.
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STAND DER
TECHNIK
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Eine
gewöhnliche
Vorgehensweise zum Erhöhen
der Festigkeit eines Stahlprodukts ist das Hinzufügen eines
Legierungselements, wie beispielsweise Mn und Si, das Durchführen einer
Wärmebehandlung,
wie beispielsweise kontrolliertes Walzen, kontrolliertes Abkühlen, Abschrecken
und Anlassen, und das Hinzufügen eines
Ausscheidungshärtungselements,
wie beispielsweise Nb und V. Es wird jedoch nicht nur hohe Festigkeit von
einem Stahlprodukt verlangt, sondern auch eine hohe Duktilität und eine
hohe Zähigkeit.
Es besteht ein Bedarf für
ein Stahlprodukt, welches ausgewogene Festigkeit und Duktilität/Zähigkeit
hat.
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Die
Körner
zu Verfeinern ist eine von einer der wichtigen Maßnahmen,
um die Festigkeit und Duktilität/Zähigkeit
zu verbessern. Dies wird entweder durch Durchführung einer Austenit-Ferrit-Umwandlung
von feinem Austenit, während
verhindert wird, dass die Austenitkörner grob werden, um somit
feine Ferritkörner
zu erhalten, durch Behandlung, welche die Austenitkörner feiner
macht, was zu feinen Ferritkörnern
führt,
oder durch Nutzung von Martensit und niedrigen Bainit, welche von
Abschrecken und Anlassen resultieren, erreicht.
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Eines
dieser Verfahren, welches generell bei der Herstellung von Stahlprodukten
verwendet wird, ist kontrolliertes Walzen, welches Verfestigung
in dem Austenitbereich enthält
und eine Austenit-Ferrit-Umwandlung gewährleistet, welches zu feinen
Ferritkörnern führt. Ein
weiteres in der Praxis angesetztes Verfahren ist die Hinzufügung einer
Spurenmenge an Nb, welches die Rekristallisation von Austenitkörnern unterdrückt, was
zu feineren Ferritkörnern
führt.
Behandlung bei einer Temperatur bei welcher Austenit noch nicht
rekristallisiert, erlaubt es den Austenitkörnern zu wachsen, was die Verformungszone
in den körnern
verursacht, und feinere Ferritkörner
resultieren aus dieser Verformungszone. Eine seit Kurzem in der
Praxis verwendete Methode zum Erhalten von feineren Ferritkörnern ist
kontrolliertes Abkühlen,
welches während
oder nach der Behandlung durchgeführt wird.
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Die
oben genannten Verfahren erfordern jedoch den Umbau von vorhandenen
Einrichtungen bzw. Betriebsanlagen und erhebliches Umgestalten der
jetzigen Prozesse beim Herstellen von Stahlprodukten, wie beispielsweise
Stahlrohre mit verbesserter Kollisions- und Schlagfestigkeit, welches
im Hinblick auf die Erhöhung
der Sicherheit bei Kraftfahrzeugen verlangt wird und dessen Nachfrage
stets steigt. Deshalb sind diese wirtschaftlich nicht umsetzbar.
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Stahlprodukte
für Leitungsrohre
müssen
außerdem
widerstandsfähig
gegen Spannungskorrosionsriss, verursacht durch Sulfide, sein, und
diese Aufgabe wird durch Kontrollieren der Härte gelöst, indem Verunreinigungen
reduziert werden oder Legierungselemente reguliert werden. Außerdem enthalten
bekannte Maßnahmen
zum Verbessern der Dauerfestigkeit Wärmebehandlung, wie beispielsweise
Vergütung,
Induktionshärtung,
Karburieren und Hinzufügen
von großen
Mengen an teuren Legierungselementen, wie beispielsweise Ni, Cr
und Mo. Der Nachteil dieser Verfahren ist schlechte Schweißfähigkeit
und hohe Herstellungskosten.
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Stahlrohre
mit kleinen bis mittleren Durchmessern werden hauptsächlich durch
elektrisches Widerstandsschweißen
mit Hochfrequenzstrom hergestellt. Das Verfahren zu deren Herstellung
umfasst kontinuierliches Zuführen
von flachem Bandstahl, welches mittels einer Formungswalze in ein
Rohr geformt wird, Erwärmen
der gegenüberliegenden
Kanten des Rohrs auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes
des Stahls mittels Hochfrequenzstrom, und Stumpfschweißen der
erwärmten
Kanten mittels Quetschwalzen.
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Dieses
Verfahren hat jedoch den Nachteil, dass es Walzen benötigt, die
den Dimensionen des erwünschten
Stahlrohrs entsprechen, deshalb ist es für eine Mehrproduktproduktion
in kleinen Mengen nicht geeignet.
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Um
diesem Problem entgegenzukommen, wurde ein neues Verfahren in dem
beispielsweise japanischen Patent, Veröffentlichungsnummer 24606/1990,
vorgeschlagen. Dieses Verfahren besteht aus Erwärmen eines flachen Bandstahls
in einem Vorwärmofen
und einem Wärmeofen,
Formen des Bandstahls in ein Rohr mittels elektrischem Widerstandsschweißen, Erwärmen des
Rohrs auf eine Temperatur oberhalb des A3-Umwandlungspunkts,
und Walzen des erwärmten
Rohrs mittels eines Reduzierwalzwerks, so dass es einen vorbestimmten äußeren Durchmesser
erhält.
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Dieses
Verfahren weist jedoch Probleme auf, aufgrund des Erwärmens oberhalb
des A3-Punkts. Das Erwärmen führt zu Verzundern. Das Erwärmen führt auch
zu groben Kristallkörnern,
welche die Duktilität,
die Festigkeit und die Zähigkeit
des resultierenden Stahlrohrs negativ beeinflussen.
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Ein
Kaltmaßwalzverfahren
wurde in dem veröffentlichten
japanischen Patent, Nr. 33105/1988, vorgeschlagen. Dieses Verfahren
ist entworfen worden, um den äußeren Durchmesser
eines hohlen Rohrs, wie beispielsweise nahtlose Stahlrohre und durch
Elektroschweißen
hergestellte Rohre, in einem kalten Zustand durch Verwendung einer
Reihe von Reduzierwalzwerken, welche jeweils aus 3 Walzen bestehen,
zu verringern. Der Nachteil dieses Verfahrens ist die Notwendigkeit
eines Großanlagenwalzwerks,
um den hohen Lasten aufgrund des Kaltwalzens zu widerstehen, und
die Notwendigkeit einer Schmiereinrichtung, um zu verhindern, dass
die Walzen blockieren. Zusätzlich
verursacht das Kaltwalzen Arbeitsspannung, was die Duktilität und Zähigkeit
verschlechtert.
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Es
ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, welche in Anbetracht
der oben genannten Probleme durchgeführt wurde, ein Stahlrohr und
ein Verfahren zum Herstellen desselben bereitzustellen, das Stahlrohr weist
hervorragende Duktilität,
Festigkeit, Zähigkeit
und Schlagfestigkeitseigenschaften, dank der feinen Ferritkristallkörner auf.
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OFFENBARUNG
DER ERFINDUNG
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Die
Erfinder haben ein Verfahren zum effizienten Herstellen von hochfesten
Stahlrohren mit hervorragender Duktilität umfangreich studiert, was
sie zu der Schlussfolgerung geführt
hat, dass es möglich
ist, erwünschte
Stahlrohre mit ausgewogener Duktilität und Festigkeit herzustellen,
indem Stahlrohre einer spezifischen Zusammensetzung bei einer Temperatur
von Ferritrekristallisation verringert bzw. reduziert werden.
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Die
vorliegende Erfindung ist auf den nachfolgend beschriebenen experimentellen
Ergebnissen gegründet.
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Das
Experiment wurde an mittels Elektroschweißen hergestellten Stahlrohren
(Durchmesser von 42,7 mm und Dicke von 2,9 mm) enthaltend 0,09 Gew.-%
an C, 0,40 Gew.-% an Si, 0,80 Gew.-% an Mn, und 0,04 Gew.-% an Al
durchgeführt.
Nach Erwärmung
bei unterschiedlichen Temperaturen, welche zwischen 750 bis 400°C reichen,
wurden sie durch ein Reduzierwalzwerk bei einer Walzgeschwindigkeit
von 200 m/min durchgeführt,
so dass ihre jeweiligen äußere Durchmesser
unterschiedlich reduziert, zwischen 33,2 – 15,0 mm, wurden. Die gewalzten
Rohre wurden im Hinblick auf die Zugfestigkeit (TS) und Dehnung
(EI) geprüft.
Das Verhältnis
zwischen Dehnung und Zugfestigkeit ist in 1 (schwarzen
Punkten) abgebildet. Nebenbei bemerkt, so bezeichnen die in 1 gezeigten
weißen
Punkte das Verhältnis
zwischen Dehnung und Zugfestigkeit von mittels Elektroschweißen hergestellten
Rohren in unterschiedlichen Größen ohne
Durchführung
einer Reduktion. Die Dehnung (EI) wird in Größen ausgedrückt, welche wie folgt berechnet
werden EI = EI0 × (√(a0/a))0,4(wobei EI0 die
tatsächlich
gemessene Dehnung ist, a0 ist 292 mm2, und a ist die Querschnittsfläche (mm2) des Probestücks). Dieser konvertierte Wert
wurde unter Berücksichtigung
des Größeneffekts
(size effect) des Probestücks
verwendet.
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Es
wird in Bezug auf 1 darauf hingewiesen, dass die
Probestücke,
welche durch Reduzierung nach Erwärmen bei 750 bis 400°C erhalten
wurden, eine höhere
Dehnung für
dieselbe Festigkeit aufweisen, als die ohne Verringerung hergestellten
Elektrogeschweißten
Rohre. Mit anderen Worten haben die Erfinder herausgefunden, dass
es möglich
ist, hochfeste Stahlrohre mit ausgewogener Duktilität und Festigkeit
herzustellen, indem Stahlrohre mit einer spezifischen Zusammensetzung
bei einer Temperatur zwischen 750°C
bis 400°C
verringert werden. Demzufolge ist die Erfindung in Anspruch 1 angegeben.
Die abhängigen
Ansprüche geben
bevorzugte Weiterbildungen des Verfahrens an und das dadurch erhaltene
Rohr.
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Außerdem hat
man herausgefunden, dass das oben erwähnte Stahlrohr feine Ferritkörner von
nicht größer als
3 μm aufweist.
Um die Schlagfestigkeit und den Kollisionswiderstand zu untersuchen,
haben die Erfinder das Verhältnis
zwischen der Zugfestigkeit (TS) und der Ferritkorngröße aufgestellt,
wobei die Umformgeschwindigkeit (strain rate) über einen großen Bereich
(2000 s–1)
variiert wurde. Die Ergebnisse sind in 2 abgebildet.
Es wird in Bezug auf 2 darauf hingewiesen, dass die
Zugfestigkeit mit dem Abnehmen der Ferritkorngröße von nicht mehr als 3 μm, vorzugsweise
nicht mehr als 1 μm,
wesentlich steigert und diese Tendenz ist signifikant im Falle von
einer hohen Umformgeschwindigkeit, wie es im Falle einer Verformung
durch eine Kollision oder eines Schlages der Fall ist. Mit anderen
Worten, man hat herausgefunden, dass Stahlrohre mit feinen Ferritkörnern überlegen
in der Duktilitäts-Festigkeits-Balance
sind, und dass sie eine erheblich verbesserte Schlagfestigkeit und
einen Kollisionswiderstand aufweisen.
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Die
vorliegende Erfindung basiert auf den oben genannten Erkenntnissen.
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Die
vorliegende Erfindung umfasst ein Stahlrohr mit hoher Duktilität und hoher
Festigkeit, welches dadurch gekennzeichnet ist, das es eine durchschnittliche
Korngröße von weniger
als 3 μm,
vorzugsweise weniger als 1 μm,
bei Querschnittsbetrachtung senkrecht zu ihrer Längsrichtung hat, dass es ein
Gefüge
hat, welches hauptsächlich
aus Ferrit, oder Ferrit und Perlit, oder Ferrit und Zementit zusammengesetzt
ist, und dass es eine Dehnung von 20% oder mehr hat, und dass ein
Produkt der Zugfestigkeit (TS ausgedrückt in MPa) und Dehnung (EI
ausgedrückt
in %) 10000 oder mehr ist.
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Die
vorliegende Erfindung umfasst auch ein Stahlrohr mit hoher Duktilität und hoher
Festigkeit, welches dadurch gekennzeichnet ist, das es eine durchschnittliche
Korngröße von weniger
als 3 μm,
vorzugsweise weniger als 1 μm,
bei Querschnittsbetrachtung senkrecht zu ihrer Längsrichtung hat, dass es ein
Gefüge hat,
welches hauptsächlich
aus Ferrit, oder Ferrit und Perlit, oder Ferrit und Zementit zusammengesetzt
ist, und dass es eine Dehnung von 20% oder mehr hat, und dass ein
Produkt der Zugfestigkeit (TS ausgedrückt in MPa) und Dehnung (EI
ausgedrückt
in %) 10000 oder mehr ist, und dass es einen prozentuellen Verformungsbruch
durch Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy von 95% oder mehr hat,
vorzugsweise 100% bei Querschnittsbetrachtung senkrecht zu seiner
Längsrichtung.
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Die
vorliegende Erfindung umfasst ferner ein Verfahren zum Herstellen
eines Stahlrohrs mit hoher Duktilität und Festigkeit, das Verfahren
umfasst Walzen eines Stahlprodukts enthaltend C nicht mehr als 0,60 Gew.-%
bei einer Ferritrekristallisationstemperatur mit einer Reduzierung
der Fläche
von mehr als 20%. Das Walzen kann unter Verwendung von Schmierung
durchgeführt
werden.
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Die
Erfindung umfasst ferner ein Stahlrohr mit hoher Duktilität und Festigkeit,
welches dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine Zusammensetzung
aufweist, umfassend, in Gewichtsprozent: C 0,005 – 0,30%, Si
0,01 – 3,0%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, und dass
es ein Ferritgefüge,
oder ein Gefüge
von Ferrit und einer sekundären
Phase, welche eine andere als Ferrit ist, von nicht mehr als 30%,
ausgedrückt
in Flächenverhältnis aufweist,
wobei das Ferrit eine Korngröße von nicht
größer als
3 μm, vorzugsweise
nicht größer als
1 μm, aufweist.
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Bei
der vorliegenden Erfindung kann die oben erwähnte Zusammensetzung aus Folgendem
bestehen: C 0,005 – 0,30%,
Si 0,01 – 3,0%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere ausgewählt
aus Cu nicht mehr als 1%, Ni nicht mehr als 2%, Cr nicht mehr als
2%, und Mo nicht mehr als 1%, der Rest ist Fe und unvermeidbare
Verunreinigungen;
die oben erwähnte Zusammensetzung kann aus
Folgendem bestehen: C 0,005 – 0,30%,
Si 0,01 – 3,0%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere ausgewählt
aus Nb nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,3%, Ti nicht mehr
als 0,2 und B nicht mehr als 0,004%, der Rest ist Fe und unvermeidbare
Verunreinigungen;
oder die vorerwähnte Zusammensetzung kann aus
Folgendem bestehen: C 0,005 – 0,30%,
Si 0,01 – 3,0%, Mn
0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere aus gewählt
aus REM nicht mehr als 0,02%, und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest
ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Die
oben erwähnte
Zusammensetzung kann aus Folgendem bestehen: C 0,005 – 0,30%,
Si 0,01 – 3,0%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere ausgewählt
aus Cu nicht mehr als 1%, Ni nicht mehr als 2%, Cr nicht mehr als
2% und Mo nicht mehr als 1%, und eine oder mehrere ausgewählt aus Nb
nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,3%, Ti nicht mehr als 0,2%,
und B nicht mehr als 0,004%.
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Die
oben erwähnte
Zusammensetzung kann aus Folgendem bestehen: C 0,005 – 0,30%,
Si 0,01 – 3,0%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere ausgewählt
aus Cu nicht mehr als 1%, Ni nicht mehr als 2%, Cr nicht mehr als
2%, und Mo nicht mehr als 1%, und eine oder mehrere ausgewählt aus REM
nicht mehr als 0,02%, und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest ist
Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Die
oben erwähnte
Zusammensetzung kann aus Folgendem bestehen: C 0,005 – 0,30%,
Si 0,01 – 3,0%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere ausgewählt
aus Nb nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,3%, Ti nicht mehr
als 0,2%, und B nicht mehr als 0,004%, und eine oder mehrere ausgewählt aus
REM nicht mehr als 0,02%, und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest
ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Außerdem kann
die oben erwähnte
Zusammensetzung aus Folgendem bestehen: C 0,005 – 0,30%, Si 0,01 – 3,0%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
eine oder mehrere ausgewählt
aus Cu nicht mehr als 1%, Ni nicht mehr als 2%, Cr nicht mehr als
2%, und Mo nicht mehr als 1%, eine oder mehrere ausgewählt aus
Nb nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,3%, Ti nicht mehr als
0,2%, und B nicht mehr als 0,004%, und eine oder mehrere ausgewählt aus
REM nicht mehr als 0,02%, und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest
ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Die
vorliegende Erfindung umfasst ferner ein Verfahren zum Herstellen
eines Stahlrohrs mit hoher Duktilität und Festigkeit, das Verfahren
umfasst Erwärmen
eines Basisstahlrohrs, welches irgendeines der vorerwähnten Zusammensetzungen
hat, bei 750 bis 400°C,
und Verringern des erwärmten
Basisstahlrohrs bei 750 bis 400°C,
so dass die kumulative Verringerung des Durchmessers 20% oder mehr
ist. Das Walzen wird vorzugsweise derart ausgeführt, dass zumindest eine der
Walzdurchläufe
den Durchmesser mit 6% oder mehr per Durchlauf verringert und dass
die kumulative Verringerung des Durchmessers 60% oder mehr ist.
Außerdem
wird die oben erwähnte
Verringerung vorzugsweise bei Vorhandensein eines Schmiermittels
durchgeführt.
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Die
Erfinder haben außerdem
herausgefunden, dass das oben erwähnte Verfahren die Herstellung
eines Stahlrohrs mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit
und hervorragender Widerstand zu Spannungskorrosionsriss ermöglicht,
wenn die Zusammensetzung des Basisstahlrohrs in einen geeigneten
Bereich spezifiziert ist. Diese Erkenntnis hat die Erfinder dazu
geführt,
das Verfahren für
die Herstellung von Leitungsrohren zu verwenden.
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Bei
Leitungsrohren wird gewöhnlich
der Gehalt an Verunreinigungen, wie beispielsweise S, verringert und
die Härte
mittels Legierungselementen kontrolliert, um den Widerstand des
Spannungskorrosionsrisses zu erhöhen.
Solche konventionelle Verfahren sind in der Verfestigung beschränkt, und
weisen ein Problem von erhöhten
Produktionskosten auf. Durch Spezifizierung der Zusammensetzung
des Basisstahlrohrs in einem geeigneten Bereich und durch Durchführung der
Verringerung in dem Ferritrekristallisationsbereich erhält man ein
Leitungsrohr mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, verursacht durch dispergierten
feinen Ferrit und feinen Carbid, überlegenen Widerstandseigenschaften
in Bezug auf Spannungskorrosionsriss-Widerstand aufgrund der eingeschränkten Legierungselemente,
was zu verringerter Härtung
durch Schweißen
und weniger Rissbildung und Ausbreitung führt.
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Demzufolge
umfasst die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines
Stahlrohrs, welches hervorragende Duktilität, Schlagfestigkeit und Kollisionswiderstand
als auch Spannungskorrosionsrisswiderstand aufweist, das Verfahren
umfasst Erwärmen
eines Rohrrohmaterials bei 750 bis 400°C, und Verringern des erwärmten Rohrrohmaterials
bei 750 bis 400°C,
so dass die kumulative Verringerung des Durchmessers 20% oder mehr
ist, das Rohrrohmaterial hat eine Zusammensetzung umfassend C 0,005 – 0,10%,
Si 0,01 – 0,5%,
Mn 0,01 – 1,8%,
Al 0,001 – 0,10%,
eine oder mehrere ausgewählt
aus Cu nicht mehr als 0,5%, Ni nicht mehr als 0,6%, Cr nicht mehr
als 0,5%, und Mo nicht mehr als 0,5%, und eine oder mehrere, ausgewählt aus Nb
nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,1, Ti nicht mehr als 0,1%,
und B nicht mehr als 0,004%, oder ferner, eine oder mehrere ausgewählt aus
REM nicht mehr als 0,02%, und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest
ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Die
Erfinder haben auch herausgefunden, dass das oben erwähnte Verfahren
die Herstellung eines Stahlrohrs mit hoher Festigkeit und hoher
Zähigkeit
und hervorragender Dauerfestigkeit erlaubt, wenn die Zusammensetzung
des Rohrrohmaterials in einem geeigneten Bereich spezifiziert ist.
Diese Erkenntnis hat die Erfinder dazu geführt, das Verfahren zum Herstellen
von Stahlrohren mit hoher Dauerfestigkeit zu nutzen. Die Spezifizierung
der Zusammensetzung des Rohrrohmaterials in einem geeigneten Bereich
und Durchführung der
Verringerung in dem Ferritrekristallisationsbereich führt zu einem
Stahlrohr mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit aufgrund von fein verteiltem
feinem Ferrit und feiner Ausfällung,
hervorragend in Bezug auf die Dauerfestigkeit aufgrund von begrenzten
Legierungselementen, welches zu reduzierter Härtung durch Schweißen und
weniger Rissbildung und Ausbreitung führt.
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Demzufolge
deckt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines
Stahlrohrs ab, welches hervorragende Duktilität und Festigkeit und Dauerfestigkeit
aufweist, das Verfahren umfasst Erwärmen eines Rohrrohmaterials
bei 750 bis 400°C,
und Verringern des erwärmten
Rohrrohmaterials bei 750 bis 400°C, so
dass die kumulative Verringerung des Durchmessers 20% oder mehr
ist, das Rohrrohmaterial hat eine Zusammensetzung umfassend C 0,06 – 0,30%,
Si 0,01 – 1,5%,
Mn 0,01 – 2,0%,
und Al 0,001 – 0,10%,
der Rest ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Bei
der vorliegenden Erfindung kann die obige Zusammensetzung auch wie
folgt sein: C 0,06 – 0,30%, Si
0,01 – 1,5%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere ausgewählt
aus Cu nicht mehr als 1,0%, Ni nicht mehr als 2,0%, Cr nicht mehr
als 2,0% und Mo nicht mehr als 1,0%, der Rest ist Fe und unvermeidbare
Verunreinigungen; die oben genannte Zusammensetzung kann auch wie
folgend zusammengesetzt werden: C 0,06 – 0,30%, Si 0,01 – 1,5%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere ausgewählt aus
Nb nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,3%, Ti nicht mehr als
0,2%, und B nicht mehr als 0,004%, der Rest ist Fe und unvermeidbare
Verunreinigungen; oder die oben genannte Zusammensetzung kann wie
folgt sein: C 0,06 – 0,30%,
Si 0,01 – 1,5%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
und eine oder mehrere ausgewählt aus
REM nicht mehr als 0,02% und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest ist
Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Die oben genannte Zusammensetzung
kann ferner wie folgt sein: C 0,06 – 0,30%, Si 0,01 – 1,5%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
eine oder mehrere ausgewählt
aus Cu nicht mehr als 1,0%, Ni nicht mehr als 2,0%, Cr nicht mehr
als 2,0%, und Mo nicht mehr als 1,0%, und eine oder mehrere ausgewählt aus
Nb nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,3%, Ti nicht mehr als
0,2%, und B nicht mehr als 0,004%, der Rest ist Fe und unvermeidbare
Verunreinigungen; die oben genannte Zusammensetzung kann außerdem wie
folgt sein: C 0,06 – 0,30%,
Si 0,01 – 3,0%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
eine oder mehrere ausgewählt
aus Nb nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,3%, Ti nicht mehr
als 0,2%, und B nicht mehr als 0,004%, und eine oder mehrere ausgewählt aus
REM nicht mehr als 0,02%, und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest
ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen; die oben genannte Zusammensetzung
kann außerdem
wie folgt Zusammengesetzt sein: C 0,06 – 0,30%, Si 0,01 – 1,5%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
eine oder mehrere ausgewählt aus
Cu nicht mehr als 1,0%, Ni nicht mehr als 2,0%, Mo nicht mehr als
1,0% und Mo nicht mehr als 1,0%, und eine oder mehrere ausgewählt aus
REM nicht mehr als 0,02%, und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest
ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen; oder die oben genannte
Zusammensetzung ist wie folgt: C 0,06 – 0,30%, Si 0,01 – 1,5%,
Mn 0,01 – 2,0%,
Al 0,001 – 0,10%,
eine oder mehrere ausgewählt
aus Cu nicht mehr als 1,0%, Ni nicht mehr als 2,0%, Cr nicht mehr
als 2,0%, und Mo nicht mehr als 1,0%, eine oder mehrere ausgewählt aus
Nb nicht mehr als 0,1%, V nicht mehr als 0,3%, Ti nicht mehr als
0,2%, und B nicht mehr als 0,004%, und eine oder mehrere ausgewählt aus
REM nicht mehr als 0,02%, und Ca nicht mehr als 0,01%, der Rest
ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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KURZE ZUSAMMENFASSUNG
DER FIGUREN
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1 ist
ein Graph, der das Verhältnis
zwischen der Dehnung und der Zugfestigkeit von Stahlrohren zeigt;
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2 ist
ein Graph, der den Einfluss der Zugumformungsgeschwindigkeit auf
das Verhältnis
zwischen der Zugfestigkeit und der Ferritkomgröße des Stahlrohrs zeigt;
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3 ist
ein Graph, der die Korngröße von Stahlprodukten
als die Funktion der Temperaturen bei welchen Walzen beginnt und
endet zeigt,
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4 ist
ein Elektronenmikroskopbild, welches die metallografische Struktur
eines Stahlrohrs in Beispiel 1 gemäß der vorliegenden Erfindung
zeigt;
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5 ist
eine schematische Darstellung, welche ein Probestück zeigt,
welches bei Proben für
den Widerstand gegen Spannungskorrosionsriss durch Sulfide verwendet
wurde.
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BESTE AUSFÜHRUNGSFORM
DER ERFINDUNG
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Die
folgende Erläuterung
zeigt das Verfahren zum Herstellen von Stahlprodukten gemäß der vorliegenden
Erfindung.
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Das
Stahlprodukt gemäß der vorliegenden
Erfindung hat ein hauptsächlich
aus Ferrit, oder Ferrit und Perlit, oder Ferrit und Zementit bestehendes
Gefüge;
deshalb ist es in seiner chemischen Zusammensetzung nicht besonders
eingeschränkt,
so lange es das oben genannte Gefüge aufweist. Eine bevorzugte
Zusammensetzung um das Ferrit, oder Ferrit und Perlit, oder Ferrit
und Zementit Gefüge
zu erhalten, ist eine welche umfasst C nicht mehr als 0,60 Gew.-%,
vorzugsweise nicht mehr als 0,20 Gew.-%, besonders bevorzugt nicht mehr
als 0,10 Gew.-%. Eine weitere bevorzugte Zusammensetzung ist eine
die umfasst: Si nicht mehr als 2,0 Gew.-%, Mn nicht mehr als 2,0
Gew.-%, Al nicht mehr als 0,10 Gew.-%, Cu nicht mehr als 1,0 Gew.-%,
Ni nicht mehr als 2,0 Gew.-%, Cr nicht mehr als 3,0 Gew.-%, Mo nicht
mehr als 2,0 Gew.-%, Nb nicht mehr als 0,1 Gew.-%, V nicht mehr
als 0,5 Gew.-%, Ti nicht mehr als 0,1 Gew.-%, und B nicht mehr als
0,005 Gew.-%. Das Gefüge
kann ferner zusätzlich
zu Ferrit, Perlit und Zementit nicht mehr als 30 Vol.-% an Bainit
ohne Einschränkung
enthalten. Selbstverständlich
kann das Gefüge,
bestehend hauptsächlich
aus Ferrit und Perlit, oder das Gefüge bestehend hauptsächlich aus
Ferrit und Zementit, jeweils eine geringe Menge an Zementit oder
Perlit enthalten.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung wird das Stahlprodukt auf eine Temperatur von 750°C oder weniger
erwärmt,
und danach in eine gewünschte
Form gewalzt. Das Erwärmungsverfahren
ist nicht besonders eingeschränkt,
jedoch wird Induktionserwärmung
bevorzugt aufgrund ihrer hohen Erwärmungsgeschwindigkeit und ihrer
Eigenschaft, das Kornwachstum von Kristallkörnern zu unterdrücken. Die
Erwärmungstemperatur
ist 750°C
oder weniger, bei welcher Kristallkörner nicht grob werden, so
dass die Korngröße in dem
Rohmaterial auf nicht größer als
20 μm gehalten
wird. Dies führt
zu feinen Ferritkörnern
von nicht größer als
3 μm, vorzugsweise
nicht größer als
1 μm, nachdem
nachfolgende Ferritrekristallisation durchgeführt ist. Die untere Grenze
der Erwärmungstemperatur
ist 400°C,
vorzugsweise 550°C,
weil bei Erwärmen
unterhalb 400°C
wird es schwieriger, das Stahlprodukt zu walzen, aufgrund von erhöhtem Verformungswiderstand.
Demzufolge ist die Erwärmungstemperatur
zum Walzen 400 bis 750°C,
vorzugsweise 600 bis 700°C.
Erwärmung
wird derart durchgeführt,
so dass die austenitische Umwandlung 25% oder weniger ist.
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Die
Walztemperatur wird auf einen Bereich eingeschränkt, in welchem Ferritrekristallisation
stattfindet. Bei der vorliegenden Erfindung ist dieser Bereich 400
bis 750°C,
abhängig
von der Zusammensetzung des verwendeten Stahlrohmaterials. Walzen
bei einer Temperatur oberhalb dieses Bereichs führt zu einer Zweiphasenstruktur
von Ferrit und Austenit, enthaltend eine große Menge an Austenit, oder
einer Einphasenstruktur von Austenit. Das Endprodukt hat nicht das
Gefüge,
bestehend hauptsächlich
aus Ferrit, oder Ferrit und Perlit, oder Ferrit und Zementit. Andererseits,
Walzen bei einer Temperatur, welche 750°C überschreitet, verursacht, dass
die Ferritkörner
nach der Rekristallisation erheblich wachsen. Dies ist nachteilhaft
für die
erwünschten feinen
Körner
von nicht größer als
3 μm, vorzugsweise
nicht größer als
2 μm. Walzen
bei einer Temperatur unterhalb von 400°C ist schwierig durchzuführen, aufgrund
der kurzen blue shortness",
was zur Verringerung der Duktilität und Zähigkeit auf Kosten von ungenügender Rekristallisation
und Restverformungsbelastung führt.
Deshalb ist die Walztemperatur 400 bis 750°C, vorzugsweise 560 bis 720°C, besonders
bevorzugt 600 bis 700°C.
Bei 560 bis 720°C
wird die Korngröße nicht
größer als
1 μm, und
bei 600 bis 700°C
wird die Korngröße nicht
größer als
0,8 μm. 3 zeigt
schematisch das Verhältnis
zwischen der Korngröße und der
Walztemperatur (am Anfang und am Ende des Walzens).
-
Das
Walzen wird derart durchgeführt,
so dass die Verringerung der Fläche
größer als
20% ist. Bei der vorliegenden Erfindung wird die Reduktion der Fläche als
der mittels der Formel (A0 – A) / A × 100 berechnete Wert
definiert, wobei A0 die Querschnittsfläche vor
dem Walzen und A die Querschnittsfläche nach dem Walzen ist. Bei
einer Verringerung der Fläche
von weniger als 20%, führt
das Walzen nicht dazu, dass die rekristallisierten Körner feiner
werden, aufgrund von ungenügender
Belastung. Die Verringerung der Fläche ist vorzugsweise mehr als
50%.
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Nach
dem Walzen wird das Stahlprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt. Das
Abkühlen
kann Luftselbstkühlung
oder irgendeine der bekannten Fremdkühlung, Wasserkühlung oder Ölkühlung (mist
cooling) sein. Das letztere wird bevorzugt, um das Wachstum der
Körner
zu unterdrücken.
Die Kühlrate
ist vorzugsweise größer als
1°C/sek.
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Ein
geeignetes Walzverfahren wird im Hinblick auf die Form des Rohmaterials
ausgewählt.
Für ein Stahlrohrrohmaterial
ist eine Reduktion mittels einer Vielzahl von Kaliberwalzen (grooved
rolls), Reduzierer genannt, bevorzugt. Rohmaterialien, die für dieses
Verfahren geeignet sind, enthalten elektrisch widerstandgeschweißte Rohre,
Schmiedgeschweißte
Stahlrohre, und Feststoff-Phase-Pressschweißungsstahlrohre.
-
Gemäß der vorliegenden
Erfindung wird Walzen vorzugsweise bei Vorhandensein eines Schmiermittels
durchgeführt.
Schmierwalzen gewährleistet
eine gleichförmige
Verteilung der Belastung und Korngrößen in Richtung der Dicke.
Walzen ohne Schmierung neigt dazu, eine konzentrierte Belastung
in der Oberfläche und
eine ungleichmäßige Verteilung
der Korngröße in Richtung
der Dicke zu verursachen. Herkömmliche Walzöle, wie
beispielsweise Mineralöl
und synthetische Ester, können
für das
Schmierwalzen verwendet werden. Diese sind jedoch nicht besonders
eingeschränkt.
-
Das
oben genannte Verfahren führt
zu einem Produkt mit hoher Zähigkeit
und hoher Duktilität,
welches eine Struktur hauptsächlich
bestehend aus Ferrit, oder Ferrit und Perlit, oder Ferrit und Zementit
aufweist, und welches eine durchschnittliche Korngröße entlang
des Querschnitts senkrecht zu der länglichen Richtung des Stahlprodukts,
von nicht mehr als 3 μm,
vorzugsweise nicht mehr als 1 μm
hat. Das Stahlprodukt gemäß der vorliegenden
Erfindung kann eine Struktur haben, welche nicht mehr als 30% an
Bainit zusätzlich
zu Ferrit, Perlit und Zementit aufweist. Die Festigkeit des Stahlprodukts
wird er höht,
aber die Zähigkeit
und Duktilität
wird verringert, wenn das Stahlprodukt eine größere Menge an Bainit als oben
spezifiziert und wenn es Martensit enthält.
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Bei
einer durchschnittlichen Korngröße über 3 μm verliert
das Stahlprodukt eine Balance zwischen Festigkeit und Zähigkeit/Duktilität, d.h.
es erfüllt
nicht das Erfordernis, dass die Dehnung 20% oder mehr ist, und dass
das Produkt der Zugfestigkeit (TS: MPa) und Dehnung (EI:%) 10000
oder mehr ist. Eine große
durchschnittliche Korngröße führt zu einer
spröden
Rissbildung, welche in dem Querschnitt entlang der länglichen Richtung
des Stahlrohrs während
des Kerbschlagbiegeversuchs nach Charpy bei -100°C auftritt. Dies führt zu dem
Versäumnis
des Erfordernisses der Zähigkeit,
dass der prozentuelle Verformungsbruch 95% oder mehr, vorzugsweise
100% ist. Bei einer durchschnittlichen Korngröße von nicht größer als
3 μm, vorzugsweise
nicht größer als
1 μm, ist
das Stahlrohr weniger empfindlich für spröde Rissbildungen entlang dem
Querschnitt senkrecht zu der länglichen
Richtung und hat hervorragende Zähigkeit.
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Das
Verfahren zur Herstellung von Stahlprodukten wird nachfolgend detaillierter
beschrieben, insbesondere in Bezug auf die Herstellung von Stahlrohren.
-
Die
vorliegende Erfindung verwendet Stahlrohre als das Rohmaterial.
Es gibt keine bestimmten Einschränkungen
in Hinblick auf die Herstellung von Stahlrohrrohmaterialien. Geeignete
Beispiele enthalten elektrisch widerstandgeschweißte Stahlrohre,
hergestellt durch elektrischen Widerstand mit Hochfrequenzstrom, Festphasendruckgeschweißte Stahlrohr,
hergestellt durch Druckschweißung,
nachdem die Kanten auf eine Temperatur geeignet für Festphasendruckschweißen erwärmt worden
sind, durch Schmiedeschweißung
hergestellte Stahlrohre, und nahtlose Stahlrohre, hergestellt durch
Mannesmann-Schrägwalzverfahren.
-
Die
folgende Beschreibung erläutert
den Grund, warum die chemische Zusammensetzung des Stahlrohrs als
Rohmaterial und als Produkt eingeschränkt ist.
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C: 0,005 – 0,30%
-
C
ist ein Element, welches sich in dem Basismetall auflöst, um eine
feste Lösung
zu bilden, oder welches in Form von Carbiden in dem Basismetall
ausfällt,
um dadurch die Festigkeit des Stahls zu erhöhen. Zementit, Martensit, und
Bainit, welche als die harte sekundäre Phase in Form von feinen
Körnern
ausfällen,
leisten einen Beitrag für
die Duktilität
(gleichförmige
Dehnung). Für
die erwünschte
Festigkeit und Duktilität,
aufgrund des Zementit, welcher als die sekundäre Phase ausfällt, ist
der Gehalt an C 0,005% oder mehr, vorzugsweise 0,04% oder mehr.
C mehr als 0,30% erhöht
die Festigkeit derart, so dass es die Duktilität negativ beeinflusst. Deshalb
ist der Gehalt an C auf 0,005 – 0,30%
eingeschränkt,
vorzugsweise auf 0,04 – 0,30%.
Außerdem
ist der Gehalt an C nicht mehr als 0,10% im Hinblick auf die Verbesserung
des Widerstands für
Spannungskorrosion bei Leitungsrohren. C mehr als 0,10% führt zu einer
harten Schweißzone
und beeinflusst somit den Widerstand zur Spannungskorrosion negativ.
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Damit
das Stahlrohr eine hohe Dauerfestigkeit und verbesserte Dauerfestigkeitseigenschaften
aufweist, ist der Gehalt an C vorzugsweise 0,06 – 0,30%. Ein Gehalt weniger
als 0,06% führt
zu minderwertigen Dauerfestigkeitseigenschaften aufgrund der Festigkeit.
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Si: 0,01 – 3,0%
-
Si
ist ein Element, welches als ein Desoxidationsmittel funktioniert
und bildet ebenfalls eine feste Lösung in dem Basismetall, um
die Festigkeit des Stahls zu erhöhen.
Es erzeugt seine Effekte, wenn der Gehalt mehr als 0,01%, vorzugsweise
mehr als 0,1% ist. Bei einem Gehalt über 3,0% beeinflusst es die
Duktilität
negativ. Deshalb ist der Gehalt an Si auf 0,01 – 3,0%, vorzugsweise 0,1 – 1,5% eingeschränkt.
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Nebenbei
bemerkt ist der Gehalt an Si nicht mehr als 0,5% für Leitungsrohre,
welche einen verbesserten Widerstand zu Spannungskorrosion aufweisen
sollen. Ein Gehalt an Si von mehr als 0,5% führt zu einer harten Schweißzone, und
beeinflusst somit den Widerstand zu Spannungskorrosionsriss negativ.
-
Damit
das Stahlrohr hohe Dauerfestigkeit und verbesserte Dauerfestigkeitseigenschaften
aufweist, ist der Gehalt an Si vorzugsweise nicht mehr als 1,5%.
Ein Gehalt von mehr als 1,5% führt
zu verschlechterten Dauerfestigkeitseigenschaften, weil es Einschlüsse bildet.
-
Mn: 0,01 – 2,0
-
Mn
ist ein Element zur Erhöhung
der Festigkeit des Stahls. Bei der vorliegenden Erfindung verursacht es
auch das Zementit, als die sekundäre Phase, in Form von feinen
Körnern
ausfällt,
und es fördert
die Ausfällung
von Martensit und Bainit. Bei einer Menge von weniger als 0,01%
erhöht
es nicht die Festigkeit, und es fördert auch nicht die Ausfällung von
Zementit, Martensit und Bainit. Bei einer Menge von mehr als 2,0%
beeinflusst es die Duktilität
negativ, aufgrund von nicht geeigneter erhöhter übermäßiger Festigkeit. Deshalb ist die
Menge an Mn auf 0,01 – 2,0%
eingeschränkt.
Im Hinblick auf die Festigkeit-Dehnungsbalance ist die Menge 0,2 – 1,3%,
vorzugsweise 0,6 – 1,3%.
-
Nebenbei
bemerkt ist der Gehalt an Mn vorzugsweise nicht mehr als 1,8% für Leitungsrohre,
welche verbesserten Widerstand zu Spannungskorrosionsrissbildung
aufweisen sollen. Ein Gehalt an Mn von mehr als 1,8% führt zu einer
harten Schweißzone
und beeinflusst somit den Widerstand zu Spannungskorrosionsrissbildung
negativ.
-
Al: 0,001 – 0,10%
-
Al
trägt zur
Bildung von feinen Körnern
bei. Der Gehalt an Al, für
den Erhalt von erwünschten
feinen Körnern,
ist zumindest 0,001%. Bei einem Gehalt von mehr als 0,10 erhöht es die
Menge an Sauerstoff basierenden Einschlüssen, und verschlechtert somit
die Sauberkeit. Deshalb ist der Gehalt an Al auf 0,001 – 0,10%, vorzugsweise
auf 0,015 – 0,06%
eingeschränkt.
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Außerdem kann
die oben genannte Zusammensetzung für das Stahlrohrrohmaterial
zusätzlich
eines oder mehrere der folgenden Legierungselemente enthalten.
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Cu: nicht mehr als 1%,
Ni: nicht mehr als 2%, Cr: nicht mehr als 2% und Mo: nicht mehr
als 1%.
-
Diese
Elemente verbessern die Härtbarkeit
des Stahls und erhöhen
die Festigkeit des Stahls. Sie können
allein oder in Kombination miteinander verwendet werden, je nachdem
was erwünscht
ist. Sie senken den Umwandlungspunkt und ermöglichen feine Ferritkörner und
feine sekundäre
Phasenkörner.
Der Gehalt an Cu ist nicht mehr als 1%, vorzugsweise 0,1 – 0,6%,
weil ein übermäßiger Gehalt
an Cu die warme Verarbeitbarkeit negativ beeinflusst. Der Gehalt
an Ni ist nicht mehr als 2%, vorzugsweise 0,1 – 1,0%, weil ein übermäßiger Gehalt
an Ni verschwendet wird, ohne dass dieser einen Effekt auf die Erhöhung der
Festigkeit oder der Verbesserung der Zähigkeit hat. Der Gehalt an
Cr und Mo ist jeweils nicht mehr als 2% und 1%, vorzugsweise jeweils
0,1 – 1,5%,
und 0,05 – 0,5%;
ein übermäßiger Gehalt
an Cr und Mo beeinflusst die Schweißbarkeit und die Duktilität negativ.
-
Nebenbei
bemerkt ist der Gehalt an Cu, Ni, Cr und Mo nicht mehr als 0,5%
für Leitungsrohre,
welche einen verbesserten Widerstand zu Spannungskorrosionsrissbildung
aufweisen sollen. Wenn diese in einem Gehalt von mehr als 0,5% verwendet
werden, führt
dies zu einer verhärteten
Schweißzone,
was zu einem negativen Einfluss auf den Widerstand zu Spannungskorrosionsrissbildung
führt.
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Nb: nicht mehr als 0,1%,
V: nicht mehr als 0,3%, Ti: nicht mehr als 0,2% und B: nicht mehr
als 0,004%.
-
Diese
Elemente fällen
in Form von Carbid, Nitrid, oder Carbonitrid aus und leisten einen
Beitrag zur Bildung von feinen Körnern
und hoher Festigkeit. Für
Stahlrohre, welche Gelenke aufweisen, die bei hohen Temperaturen
erwärmt
werden, machen sie die körner
feiner während
Erwärmung
und sie wirken auch als Kerne für
die Ferritausfällung
während
des Abkühlens,
und verhindern somit, dass die Schweißzone verhärtet wird. Diese können allein
oder in Kombination miteinander verwendet werden, je nach den gestellten
Anforderungen. Wenn sie in Übermaßen verwendet
werden, beeinflussen sie die Schweißbarkeit und Zähigkeit
negativ. Deshalb ist der Gehalt an Nb nicht mehr als 0,1%, vorzugsweise
0,005 – 0,05%;
der Gehalt an V ist nicht mehr als 0,3%, vorzugsweise 0,05 – 0,1%;
der Gehalt an Ti ist nicht mehr als 0,2%, vorzugsweise 0,005 – 0,10%;
und der Gehalt an B ist nicht mehr als 0,004%, vorzugsweise 0,0005 – 0,002%.
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Nebenbei
bemerkt ist jeder der Gehalte an Ni, V und Ti nicht mehr als 0,1%
für Leitungsrohre,
welche verbesserten Widerstand zu Spannungskorrosionsrissbildung
aufweisen sollen. Wenn sie in Mengen von mehr als 0,1% verwendet
werden, beeinflussen sie den Widerstand zu Spannungskorrosionsrissbildung
aufgrund von Ausscheidungshärtung
negativ.
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REM: nicht mehr als 0,02%,
und Ca: nicht mehr als 0,01%.
-
Sowohl
REM als auch Ca justieren die Form der Einschlüsse und verbessern die Verarbeitbarkeit.
Sie fällen
auch in Form von Sulfid, Oxid oder Oxysulfid aus, und verhindern
somit, dass die Gelenke der Stahlrohre verhärten. Sie können allein oder in Kombination
miteinander verwendet werden. Wenn sie übermäßig eingesetzt werden, führen sie
zu übermäßigen Einschlüssen, welche
die Sauberkeit verringern, was auch die Duktilität negativ beeinflusst. Der
Gehalt an REM ist 0,004 – 0,02%,
und der Gehalt an Ca ist 0,001 – 0,01%.
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Die
oben genannte Zusammensetzung des Stahlrohrrohmaterials und des
Stahlprodukts kann ferner Fe als Rest und unvermeidbare Verunreinigungen,
wie nachfolgend beschrieben, enthalten.
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Unvermeidbare
Verunreinigungen sind N: nicht mehr als 0,010%, O: nicht mehr als
0,006%, P: nicht mehr als 0,025% und S: nicht mehr als 0,020%.
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N: nicht mehr als 0, 010%
-
Eine
Menge von N bis zu 0,010% ist erlaubt, was ausreichend ist um feine
Körner
in Kombination mit Al zu bilden, jedoch beeinflusst ein übermäßiger Gehalt
an N die Duktilität
negativ. Der Gehalt an N ist nicht mehr als 0,010%, vorzugsweise
0,002 – 0,006%.
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O: nicht mehr als 0,006%
-
Ein
Gehalt an O bis zu 0,006% ist erlaubt. Der Gehalt an O sollte so
niedrig wie möglich
sein, weil O Oxide bildet, welche die Sauberkeit negativ beeinflussen.
-
P: nicht mehr als 0,025%
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P
sondert sich an den Korngrenzen ab, und beeinflusst somit die Zähigkeit
negativ. Der Gehalt an P sollte so niedrig wie möglich sein, wobei ein Gehalt
bis zu 0,025% erlaubt ist.
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S: nicht mehr als 0,020%
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Eine
Menge an S von bis zu 0,020% ist erlaubt. Der Gehalt an S sollte
so niedrig wie möglich
sein, weil S Sulfide bildet, welche die Sauberkeit negativ beeinflusst.
-
Die
folgende Beschreibung bezieht sich auf die Struktur des Stahlrohrs
als das Produkt.
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Das
Stahlrohr gemäß der vorliegenden
Erfindung ist durch seine Struktur gekennzeichnet, welche aus Ferritkörnern von
nicht größer als
3 μm, vorzugsweise
nicht größer als
1 μm gebildet
ist, so dass es hervorragende Duktilität und Kollisions- und Schlagfestigkeitseigenschaften
aufweist. Bei Ferritkörnern
größer als
3 μm erhält das Stahlrohr
nicht eine deutlich verbesserte Duktilität und Kollisions- und Schlagfestigkeitseigenschaften.
Die Ferritkorngröße ist in
form von durchschnittlichen Werten von 200 oder mehr Ferritkörnern ausgedrückt, welche
als Zirkel angesehen sind, die mittels einem optischen Mikroskop
oder Elektronenmikroskop beobachtet werden, wenn der Querschnitt
senkrecht zu der länglichen
Richtung des Stahlrohrs mit einer Nitratlösung geätzt wird.
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Bei
der vorliegenden Erfindung enthält
die Struktur bzw. das Gefüge,
welches hauptsächlich
aus Ferrit gebildet ist, das welches aus nur Ferrit ohne eine sekundäre Phase
und das welches aus Ferrit und einer sekundäre Phase außer Ferrit zusammengesetzt
ist. Die sekundäre
Phase außer
Ferrit enthält
Martensit, Bainit, und Zementit. Diese können allein oder in Kombination
miteinander ausfällen.
Die sekundäre
Phase sollte ein Flächenverhältnis von
nicht mehr als 30% haben. Die sekundäre Phase, welche ausgefällt ist,
trägt dazu
bei, dass die Dehnung im Augenblick der Verformung gleichmäßig eintrifft,
somit verbessern sich die Duktilität und die Schlagfestigkeit
und der Kollisionswiderstand des Stahlrohrs. Dieser Effekt wird
weniger Signifikant, wenn das Flächenverhältnis 30% überschreitet. 4 zeigt
ein Beispiel der Struktur des Stahlrohrs gemäß der vorliegenden Erfindung.
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Die
folgende Beschreibung betrifft das Verfahren zum Herstellen des
Stahlrohrs gemäß der vorliegenden
Erfindung.
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Das
Verfahren beginnt mit Erwärmen
des Stahlrohrrohmaterials, welches die oben genannte Zusammensetzung
hat. Die Erwärmungstemperatur
ist 750 – 400°C, d.h. unge fähr (Ac1 + 50°C)
bis 400°C.
Eine Erwärmung über der
oberen Grenze verschlechtert die Oberflächeneigenschaften und erhöht Austenit
nachteilhaft, welches zu groben Körnern führt. Deshalb ist die Erwärmungstemperatur
nicht höher
als 750°C.
Erwärmung
unterhalb der unteren Grenze führt
zu einer nicht adäquaten
Walztemperatur. Deshalb ist die Erwärmungstemperatur 400°C oder höher.
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Nachfolgend
wird das erwärmte
Stahlrohrrohmaterial Reduktion unterworfen, vorzugsweise mittels
eines Reduzierwalzwerks mit 3 Walzen oder 4 Walzen oder jeden anderen
Typ von Walzwerk. Das kontinuierliche Reduzieren mittels einer Vielzahl
von Walzgerüsten
ist bevorzugt. Die Anzahl von Walzgerüsten hängt von den Dimensionen des
Stahlrohrrohmaterials und des Endstahlrohrs ab.
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Die
Walztemperatur für
die Reduzierung ist 750 – 400°C, bei welcher
Ferritrekristallisation stattfindet. Eine Walztemperatur über der
oberen Grenze verursacht, dass die Ferritkörner übermäßig nach der Rekristallisation
wachsen und verringert somit die Duktilität. Deshalb ist die Walztemperatur
nicht höher
als 750°C.
Andererseits, eine Walztemperatur unterhalb der unteren Grenze führt zu "blue shortness", welches zu Sprödigkeit
und Brüchen
während
des Walzens führt.
Eine Walztemperatur unterhalb 400°C
führt auch
zu solchen Problemen wie erhöhten
Verformungswiderstand, d.h. Schwierigkeiten beim Walzen des Materials
und eine ungenügende
Rekristallisation, und somit zur Restbelastung. Deshalb ist die
Walztemperatur zum Reduzieren 750 – 400°C und vorzugsweise 600 – 700°C.
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Die
Reduzierung bzw. Verringerung wird derart durchgeführt, so
dass die kumulative Verringerung des Durchmessers 20% oder mehr
ist, welche durch (A – B)
/ A × 100
definiert ist, wobei A der äußere Durchmesser (Ä.D) des
Rohstahlrohrs ist und B der äußere Durchmesser
des erzeugten Rohrs ist. Wird versäumt, dieses Verhältnis zu
erfüllen,
wird ein Stahlrohr erhalten, welches ungenügende Duktilität aufgrund
von ungenügender Einwirkung
durch Rekristallisation zur Herstellung von feineren Körnern hat.
Ein weiteres Problem ist eine niedrige Rohrformungsrate und somit
folglich eine niedrige Produktivität. Deshalb ist bei der vorliegenden
Erfindung die kumulative Verringerung des Durchmessers somit 20%
oder mehr. Wenn sie jedoch 60% überschreitet,
erhält
das daraus resultierende Stahlrohr eine hohe Festigkeit und hohe
Duktilität
auf Kosten der Kaltverfestigung, welche gut miteinander ausgewogen
sind, obwohl der Gehalt der oben genannten Legierungselemente niedrig
ist, was zu erhöhter
Festigkeit, und zu einem feineren Gefüge führt. Aus diesem Grund ist die kumulative
Verringerung des Durchmessers vorzugsweise mehr als 60%.
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Die
Verringerung bzw. Reduktion wird derart durchgeführt, dass mittels zumindest
eines Walzdurchlaufes eine Durchmesserreduktion von 6% oder mehr
per Durchlauf erreicht wird. Verringerung bei einer Durchmesserreduktion
von weniger als 6% per Durchlauf, erzeugt nicht den Effekt der Verfeinerung
der Kristallkörner
durch Rekristallisation. Eine Reduktion mit einer Durchmesserreduzierung
von 6% oder mehr per Durchlauf erzeugt Wärme, und folglich Erhöhung der
Temperatur, wodurch die erwünschte
Walztemperatur beibehalten wird. Die Durchmesserreduktion per Durchlauf
ist vorzugsweise 8% oder mehr für
dynamische Rekristallisation und zum Erhalt von feineren Kristallkörnern.
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Die
Reduktion der Stahlrohre gemäß der vorliegenden
Erfindung stellt zweiachsige Spannung bereit, wodurch ein signifikanter
Effekt zur Herstellung von feineren Kristallkörnern erzeugt wird. Im Gegensatz,
das Walzen von Stahlblechen stellt lediglich einachsige Spannung
bereit, mit freien Enden, welche in Walzrichtung, sowohl als auch
in Richtung der Breite existieren (oder die Richtung senkrecht zu
der Walze). Deshalb ist die Fähigkeit
zum Erzeugen von feinen Körnern
beim Walzen auf diese Art und Weise eingeschränkt.
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Außerdem wird
die Reduzierung von Stahlrohren gemäß der vorliegenden Erfindung
vorzugsweise unter Vorhandensein eines Schmiermittels durchgeführt. Schmierwalzen
führt zu
einer gleichmäßigen Verteilung
der Spannung in Richtung der Dicke und führt auch zu einer gleichmäßige Verteilung
der Korngrößen in Richtung
der Dicke. Walzen ohne Schmierung führt zu einer Konzentration
von Spannung in der Oberfläche des
Materials aufgrund des Schereneffekts, was in ungleichmäßigen Korngrößen in Richtung
der Dicke resultiert. Jedes bekannte Walzöl, wie beispielsweise Mineralöl und eine
Mischung von Mineralöl
und synthetischem Ester, kann als das Schmiermittel verwendet werden.
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Nach
dem Reduzieren wird das Stahlrohr auf Raumtemperatur abgekühlt. Das
Abkühlen
kann Selbstkühlung
oder Fremdkühlung,
Wasserkühlung
oder Ölkühlung zum
Unterdrücken
des Wachstums der Körner sein.
Die Kühlrate
ist vorzugsweise größer als
10°C/s.
-
Beispiel 1
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Ein
Stahlrohrmaterial mit der chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle
1 angegeben, wurde durch Warmwalzen in einen Bandstreifenstahl mit
einer Dicke von 3,2 mm geformt. Nach dem Vorwärmen bei 600°C wurde dieser
Bandstahl kontinuierlich in ein offenes Rohr mittels einer Vielzahl
von Formungswalzen geformt. Die Kanten des offenen Rohrs wurden
auf 1000°C
durch Induktionserwärmung
vorgewärmt,
und die Kanten wurden auf 1300°C
durch Induktionserwärmung
erwärmt
und miteinander durch Festphasendruckschweißen unter Verwendung von Quetschwalzen
miteinander verbunden. Folglich wurde ein Rohrrohmaterial mit einem
Durchmesser von 31,8 mm und eine Wanddicke von 3,2 mm erhalten.
Mit ihrer abgekühlten
Naht wurde das Rohrrohmaterial durch Induktionserwärmung auf
Temperaturen, wie in Tabelle 2 angegeben, erwärmt. Das erwärmte Rohrrohmaterial
wurde mittels eines 3-Walzenreduzierungswalzwerks reduziert, um
ein Produktstahlrohr zu formen, welches den äußeren Durchmesser (Ä.D), wie
in Tabelle 2 angegeben, aufweist. Nebenbei bemerkt wurde Schmierungswalzen
mit einer Mischung von Mineralöl
und synthetischem Ester bei der Produktnummer 1 – 2 durchgeführt.
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Das
somit erhaltene Produktrohr hatte die charakterisierenden Eigenschaften,
d.h. Gefüge,
Korngröße, Festigkeitseigenschaften
und Stoßeigenschaften
bzw. Schlagestigkeitseigenschaften, wie in Tabelle 2 angegeben.
Die Korngröße wurde
durch Observierung des Querschnitts (C) senkrecht zu der länglichen
Richtung des Rohrs mittels eines Mikroskops (× 5000) observiert und in Form
eines Durchschnitts von fünf
oder mehr Observationen ausgedrückt.
Die Festigkeitseigenschaften wurden durch Verwendung von Probestücken nach
JIS Nr. 11 gemessen. Nebenbei bemerkt ist die Dehnung (EI) in Form
von Werten ausgedrückt,
welche wie folgend ausgerechnet wurden EI = EI0 × (√(a0/a))0,4(wobei EI0 die
tatsächlich
gemessene Dehnung ist, a0 100 mm2 ist, und a die Teilfläche (mm2)
des Probestücks ist).
Dieser umgeformte Wert wurde in Anbetracht des Größenfaktors
(size effect) des Probestücks
verwendet. Schlagfestigkeitseigenschaften (Zähigkeit) wurden in Form von
prozentuellem Verformungsbruch des Querschnitts C bei -100°C gemessen
bei Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy mit einer 2 mm V-Kerbe in
Längsrichtung
des Rohrs ausgewertet.
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In
Tabelle 2 ist zu sehen, dass Proben (Nummern 1 – 1 bis 1 – 3) gemäß den Beispielen der vorliegenden
Erfindung durch eine Korngröße von 2 μm, oder feinen
Körnern
von nicht größer als
3 μm, und
auch durch hohe Dehnung und Zähigkeit
und eine gut ausgewogene Balance zwischen Festigkeit und Zähigkeit/Duktilität gekennzeichnet
sind. Probe Nr. 1 – 2,
welche Schmierwalzen unterworfen wurde, zeigt nur eine geringe Variation
der Korngröße in Richtung
der Dicke. Im Gegensatz dazu, Proben Nr. 1 – 4 und 1 – 5 (Vergleichsbeispiele) haben
schlechte Duktilität
und Zähigkeit
aufgrund von groben Körnern.
Nebenbei bemerkt wurde herausgefunden, dass Perlit (P) zusätzlich zu
der Lamellenstruktur, pseudo Perlit, welches nicht eine Lamellenstruktur
bildet, enthält.
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Beispiel 2
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Ein
Stahlrohmaterial mit einer chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle
1 gezeigt, wurde mittels Warmwalzen in einen Bandstreifenstahl mit
einer Dicke von 3,2 mm geformt. Dieser Bandstahl wurde kontinuierlich
mittels einer Vielzahl von Formungswalzen in ein offenes Rohr geformt.
Die Kanten des offenen Rohrs wurden oberhalb des Schmelzpunkts durch
Induktionserwärmen
vorgewärmt,
und die Kanten wurden mittels Quetschwalzen stumpf geschweißt. Somit
wurde ein Rohrrohmaterial mit einem Durchmesser von 31,8 mm und
einer Wanddicke von 3,2 mm erhalten. Nachdem die Schweißraupe mittels
eines Schweißraupenschneiders
entfernt wurde, wurde das erhaltene elektrisch geschweißte Rohr
nochmals durch Induktionswärmung
auf die Temperatur, wie in Tabelle 3 gezeigt, erwärmt. Es
wurde mittels eines 3-Walzenwalzwerks reduziert, um ein Endrohr
mit einem Außendurchmesser,
wie in Tabelle 3 gezeigt, zu erhalten.
-
Das
somit erhaltene Endrohr wurde in Hinblick auf charakteristische
Eigenschaften getestet, d.h. Gefüge,
Korngröße, Festigkeitseigenschaften
und Zähigkeit,
auf dieselbe Art und Weise wie in Beispiel 1. Die Ergebnisse sind
in Tabelle 3 angegeben.
-
Tabelle
3 zeigt, dass Proben (Nummern 2 – 2, 2 – 3, 2 – 5 und 2 – 7) gemäß den Beispielen der vorliegenden
Erfindung durch feine Körner
nicht größer als
3 μm gekennzeichnet sind
und auch durch eine hohe Dehnung und Zähigkeit, sowohl eine gut ausgewogene
Festigkeit und Zähigkeit/Duktilität. Im Gegensatz
dazu Proben (Nummern 2 – 1,
2 – 4,
2 – 6,
2 – 8
und 2 – 9)
gemäß den Vergleichsbeispielen
haben eine niedrige Duktilität
und Zähigkeit
aufgrund von groben Körnern.
-
Beispiel 3
-
Ein
Stahl mit der Zusammensetzung, wie in Tabelle 1 gezeigt, wurde durch
Verwendung eines Konverters vorbereitet, und dieser Stahl wurde
in Barren durch Stranggießen
gegossen. Nach der Erwärmung
wurde dieser Barren durch Verwendung eines Mannesmann-Verfahrens
(Schrägwalzverfahren
zur Herstellung nahtloser Rohre) in ein nahtloses Rohr mit einem äußeren Durchmesser
von 158 mm und einer Wanddicke von 8 mm geformt. Dieses nahtlose
Rohr wurde nochmals auf die in Tabelle 4 gezeigten Temperaturen
mittels Induktionserwärmung
erwärmt,
und dann mittels eines 3-Walzenwalzwerks reduziert, um ein Rohrprodukt
mit einem äußeren Durchmesser,
wie in Tabelle 4 angegeben, zu formen.
-
Das
erhaltene Rohrprodukt wurde im Hinblick auf charakteristische Eigenschaften
in derselben Art und Weise wie in Beispielen 1 und 2 getestet. Die
Ergebnisse sind in Tabelle 4 angegeben.
-
Tabelle
4 zeigt, dass Proben (Nummern 3 – 1, 3 – 2, 3 – 4 und 3 – 5) gemäß den Beispielen der vorliegenden
Erfindung durch feine Körner
von nicht größer als
3 μm und
auch durch hohe Dehnung und Zähigkeit und
eine gut balancierte Festigkeit und Zähigkeit/Duktilität gekennzeichnet
sind. Im Gegensatz dazu haben Proben (Nummern 3 – 3 und 3 – 6) gemäß den Vergleichsbeispielen
schlechte Duktilität
und Zähigkeit
aufgrund von Groben Körnern.
-
Beispiel 4
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Ein
Basisstahlrohr mit einer chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle
5 angegeben, wurde durch Induktionserwärmung auf eine Temperatur,
wie in Tabelle 6 angegeben, erwärmt
und dann mittels eines 3-Walzenwalzwerks unter Walzbedingungen,
wie in Tabelle 6 angegeben, in ein Endstahlrohr gewalzt.
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Das
Basisstahlrohr in Tabelle 6 ist entweder ein Festphasen druckgeschweißtes oder
ein nahtloses Rohr. Das vorherige wurde durch Erwärmen eines
2,6 mm dicken warmgewalzten Bandstahls auf 600°C, kontinuierliches Formen in
ein offenes Rohr mittels einer Vielzahl von Formungswalzen, Vorwärmung der
Kanten des offenen Rohrs auf 1000°C
durch Induktionserwärmung,
Erwärmung
der Kanten auf 1450°C
unterhalb des Schmelzpunkts durch Induktionserwärmung, und Druckschweißen der
Kanten mittels einer Quetschwalze angefertigt. Es hat einen Durchmesser
von 42,7 mm und eine Wanddicke von 2,6 mm. Das nahtlose Rohr wurde mittels
eines Mannesmann-Verfahrens,
ausgehend von einem kontinuierlich gegossenen Barren (mit Erwärmung) angefertigt.
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Das
erhaltene Rohrprodukt wurde im Hinblick auf Festigkeitseigenschaften,
Schlagfestigkeits- und Stoßeigenschaften,
und dessen Gefüge
untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 angegeben. Die Festigkeitseigenschaften
wurden durch Verwendung von Probestücken nach JIS Nr. 11 gemessen.
Nebenbei bemerkt ist die Dehnung (EI) in Form von Werten ausgedrückt, die
mittels der folgenden Formel ausgerechnet werden EI
= EI0 × (√(a0/a))0,4(wobei EI0 die
tatsächlich
gemessene Dehnung ist, a0 292 mm2 ist, und a die Teilfläche (mm2)
des Probestücks ist).
Dieser umgeformte Wert wurde in Anbetracht des Größenfaktors
(size effect) des Probestücks
verwendet. Schlagfestigkeits- und Stoßeigenschaften wurden in Form
der Menge der Energie ausgewertet, welche absorbiert wurde, bevor
die Menge der Verformung 30% in der Spannungs- Verformungskurve,
welche durch die Hochgeschwindigkeitsfestigkeitsuntersuchung nach
einer Verformungsrate von 2000 s–1 erhalten
wurde, erreicht. Nebenbei bemerkt, sind Schlagfestigkeit- und Stoßeigenschaften
ein Maß der
Energie, welche erforderlich ist, um das Material zu verformen,
wenn ein Kraftfahrzeug bei einer Verformungsrate von 1000 – 2000 s–1 tatsächlich kollidiert.
Je höher
die Menge an dieser Energie, je besser ist die Schlagfestigkeit
und der Stoßwiderstand.
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Tabelle
6 zeigt Proben (Nummern 4 – 1
bis 4 – 16
und 4 – 19
bis 4 – 22)
gemäß den Beispielen
der vorliegenden Erfindung, welche eine gut ausgeglichene Duktilität und Fes tigkeit
haben, mit einer hohen Festigkeit bei einer hohen Verformungsrate
und einer hohen Energieabsorption im Augenblick der Kollision und des
Schlages. Im Gegensatz dazu sind Proben (Nummern 4 – 17, 4 – 18 und
4 – 23)
gemäß des Vergleichsbeispiels
minderwertig in der Duktilität
und Festigkeit, schlecht in der Balance zwischen Festigkeit und
Duktilität und
schlecht in Bezug auf Kollisions- und Schlagfestigkeitswiderstandseigenschaften.
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Vergleichsbeispiele
(Nummern 4 – 17
und 4 – 18),
welche nicht die Durchmesserreduktionserfordernisse gemäß der vorliegenden
Erfindung erfüllen,
haben grobe Ferritkörner,
nicht balancierte Festigkeit-Duktilität, und eine niedrige Energieabsorption
im Augenblick der Kollision und des Stoßes.
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Beispiel 5
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Ein
Basisstahlrohr mit einer chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle
7 angegeben, wurde durch Induktionserwärmung auf eine Temperatur,
wie in Tabelle 8 angegeben, erwärmt
und dann in ein Stahlprodukt mittels eines 3-Walzenwalzwerks unter
den Walzbedingungen, wie in Tabelle 8 angegeben, gewalzt,. Nebenbei
bemerkt wurde das Stahlrohrrohmaterial in derselben Art und Weise,
wie in Beispiel 4 beschrieben, angefertigt.
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Das
Stahlrohrprodukt wurde im Hinblick auf Festigkeitseigenschaften,
Kollisions- und Schlagfestigkeitseigenschaften und Gefüge, in derselben
Art und Weise, wie in Beispiel 4 beschrieben, untersucht. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 8 angegeben.
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In
Tabelle 8 wird gezeigt, dass Proben (Nummern 5 – 1 bis 5 – 3 und 5 – 7 bis 5 – 10) gemäß der vorliegenden Erfindung
eine gut ausgewogene Duktilität
und Festigkeitsbalance haben, mit einer hoher Festigkeit bei einer
hohen Verformungsrate und hoher Energieabsorption im Augenblick
der Kollision und des Schlages. Im Gegensatz dazu haben Proben (Nummern
5 – 4
bis 5 – 6)
gemäß den Vergleichsbeispielen
eine schlechte Duktilität
und Festigkeit, eine schlechte Balance zwischen Festigkeit und Duktilität und schlechte
Kollisions- und Stoßwiderstand.
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Die
vorliegende Erfindung stellt ein Stahlrohr mit gut balancierter
Duktilität
und Festigkeit und guten Schlagfestigkeits- und Stoßeigenschaften
bereit, im Gegensatz zu der konventionellen Technologie. Dieses Stahlrohr
ist geeignet für
Ausbuchtung mittels eines Hydroforming-Prozesses oder dergleichen.
Im Falle von elektrisch geschweißten Rohren oder Festphasen
druckgeschweißten
Rohren mit der abgekühlten
Naht, wird die Durchführung
der Ausbuchtung sehr leicht sein, weil die verhärtete Naht dasselbe Niveau
der Härte
wie das Rohrrohmaterial beim Reduzieren aufweist.
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Beispiel 6
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Ein
Basisstahlrohr mit einem Durchmesser von 110 mm und einer Wanddicke
von 4,5 mm, welche die chemische Zusammensetzung, wie in Tabelle
9 angegeben, hat, wurde von warmgewalzten Stahlblechen, welche kontrolliertem
Walzen und kontrolliertem Abkühlen
ausgesetzt wurden, hergestellt. Das Basisstahlrohr wurde durch Induktionswärmung auf
eine Temperatur, wie in Tabelle 10 angegeben, erwärmt und
danach mittels eines 3-Walzenwalzwerks unter den in Tabelle 10 angegebenen
Bedingungen, reduziert.
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Das
Stahlrohrprodukt wurde im Hinblick auf Festigkeitseigenschaften,
Kollisions- und Stoßeigenschaften,
Gefüge
und Sulfid-Spannungskorrosionsrissbildung untersucht. Die Ergebnisse
sind in Tabelle 10 angegeben. Die Festigkeitseigenschaften wurden
durch Verwendung von Probestücken
nach JIS Nr. 11 in derselben Art und Weise, wie in Beispiel 4 beschrieben,
gemessen. Nebenbei bemerkt wird die Dehnung (EI) in Form von Werten
ausgedrückt,
welche wie folgt berechnet werden: EI = EI0 × (√(a0/a))0,4(wobei EI0 die
tatsächlich
gemessene Dehnung ist, a0 292 mm2 ist, und a die Teilfläche (mm2)
des Probestücks ist).
Dieser umgeformte Wert wurde in Anbetracht des Größenfaktors
(size effect) des Probestücks
verwendet.
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Schlagfestigkeits-
und Stoßeigenschaften
wurden in Form der Menge der Energie ausgewertet, welche absorbiert
wurde, bevor die Menge der Verformung 30% in der Spannungs- Verformungskurve,
welche durch die Hochgeschwindigkeitsfestigkeitsuntersu chung nach
einer Verformungsrate von 2000 s–1 erhalten wurde,
erreicht. Nebenbei bemerkt, sind Schlagfestigkeit- und Stoßeigenschaften
ein Maß der
Energie, welche erforderlich ist, um das Material zu verformen,
wenn ein Kraftfahrzeug bei einer Verformungsrate von 1000 – 2000 s–1 tatsächlich kollidiert.
Je höher
die Menge an dieser Energie, je besser ist die Schlagfestigkeit
und der Stoßwiderstand.
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Nebenbei
bemerkt, der Sulfid-Spannungskorrosionsrissbildungswiderstand wurde
ausgewertet, durch Observation, ob ein C-Ring-Probestück, wie
in 5 gezeigt, innerhalb von 200 Stunden zerbricht,
wenn es in einem NACE-Bad (zusammengesetzt von 0,5 Essigsäure und
5% Natriumchlorid, gesättigt
mit Hydrogensulfid) bei 25°C
und 1 Atm., versenkt wird, unter einer Zugspannung entsprechend
120% der Fließfestigkeit. Das
C-Ring-Probestück
wurde aus dem Rohrprodukt in ihrer Umfangsrichtung ausgeschnitten.
Diese Untersuchung wurde für
jede Probe unter denselben Bedingungen wiederholt.
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Tabelle
10 zeigt Proben (Nummern 6 – 1
bis 6 – 3,
6 – 6,
6 – 8
bis 6 – 10)
gemäß der vorliegenden Erfindung
mit einer guten Balance zwischen Duktilität und Festigkeit, hohe Zugfestigkeit
bei einer hohen Verformungsrate, und hohe Energieabsorption im Augenblick
der Kollision und des Stoßes.
Sie sind auch im Hinblick auf den Sulfid-Spannungskorrosionsrisswiderstand überlegen
und sind folglich für
den Einsatz als Leitungsrohre geeignet. Im Gegensatz dazu sind Proben
(Nummern 6 – 4,
6 – 5
und 6 – 7)
gemäß den Vergleichsbeispielen
minderwertig in Bezug auf die Duktilität und Festigkeit, haben eine
ungenügende
Balance zwischen Festigkeit und Duktilität, haben minderwertige Kollisions-
und Stoßeigenschaften
und haben einen ungenügenden
Sulfid – Spannungskorrosionsrisswiderstand,
was durch die Zerbrechung in dem NACE-Bad angedeutet wurde.
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Proben
(Nummern 6 – 4
und 6 – 7)
gemäß den Vergleichsbeispielen,
welche bei einer Walztemperatur außerhalb des erfindenschen Bereichs
reduziert wurden, haben eine minderwertige Balance zwischen Festigkeit
und Duktilität
aufgrund von groben Ferritkörnern,
eine schlechte Energieabsorption im Augenblick der Kollision und
des Stoßes
und haben einen schlechten Sulfid-Spannungskorrosionsrisswiderstand.
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Beispiel 7
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Ein
Basisstahlrohr mit einer chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle
11 angegeben, wurde durch Induktionserwärmung auf eine Temperatur,
wie in Tabelle 12 angegeben erwärmt,
und dann in ein Stahlrohrprodukt mittels eines 3-Walzenwalzwerks
unter den Walzbedingungen, wie in Tabelle 12 angegeben, gewalzt.
Das Basisstahlrohr in diesem Beispiel war entweder ein elektrisch
widerstandgeschweißtes
Rohr mit einem Durchmesser von 110 mm und einer Wanddicke von 2,0
mm oder ein Nahtlosstahlrohr mit einem Durchmesser von 110 mm und
einer Wanddicke von 3,0 mm. Das vorherige wurde durch Formen eines
offenen Rohrs aus einem warmgewalzten Bandstahl angefertigt mittels
einer Vielzahl von Formungswalzen und dann wurden die Kanten durch
Induktionserwärmung
geschweißt.
Das letztere wurde durch Verwendung eines Mannesmannverfahrens aus
einem Strang gegossenen Barren mittels Erwärmung angefertigt.
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Das
erhaltene Rohrprodukt wurde im Hinblick auf Festigkeitseigenschaften,
Kollisions- und
Stoßeigenschaften,
Gefüge
und Dauerfestigkeit untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 12
angegeben. Die Festigkeitseigenschaften und Kollisions- und Stoßeigenschaften
wurden in derselben Art und Weise wie in Beispiel 4 angegeben, gemessen.
Dauerfestigkeit wurde gemessen, indem das Endrohr als ein Probestück ein Ausleger
umgekehrten Dauerschwingversuch (bei einer Wiederholungsrate von
20 Hz) in der Luft unterworfen wurde.
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Tabelle
12 zeigt Proben (Nummern 7 – 1,
7 – 3
und 7 – 6
bis 7 – 8)
gemäß der vorliegenden
Erfindung, welche eine gut balancierte Duktilität und Festigkeit, hohe Zugfestigkeit
bei hoher Verformungsrate und hohe Energieabsorption im Augenblick
der Kollision und des Stoßes
haben. Zusätzlich
haben sie eine überlegene Dauerfestigkeit.
Im Gegensatz dazu Proben (Nummern 7 – 2, 7 – 4 und 7 – 5) gemäß den Vergleichsbeispielen haben
eine minderwertige Dauerfestigkeit. Probestück Nr. 7 – 2 wurde einer Reduzierung
nicht unterworfen, Probestück
7 – 5
hatte eine Durchmesserreduktion außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs,
und Probestück
7 – 4
wurde bei einer Temperatur außerhalb
des spezifizierten Bereichs reduziert. Deshalb hat es eine minderwertige
Balance zwischen Festigkeit und Duktilität aufgrund von groben Ferritkörnern, ist
es schlecht in der Energieabsorption im Augenblick des Schlags und
des Stoßes,
und hat eine minderwertige Dauerfestigkeit.
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Industrielle
Anwendbarkeit
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Die
vorliegende Erfindung stellt ein hochfestes Stahlprodukt mit überlegener
Zähigkeit
und Duktilität aufgrund
von extrem feinen Körnern
von nicht größer als
3 μm bereit.
Deshalb wird es einen signifikanten industriellen Beitrag zum Erweitern
der Anwendungsbereiche von Stahlprodukten leisten. Die folgende
Erfindung stellt auch ein Verfahren zum effizienten und einfachen
Herstellen von hochfesten Stahlrohren mit überlegener Duktilität und Stoßwiderstandseigenschaften
bereit. Deshalb wird es einen signifikanten industriellen Beitrag
leisten zum Erweitern des Anwendungsbereichs von Stahlrohren. Die
vorliegende Erfindung erlaubt die Herstellung von Stahlrohren für Leitungsrohre,
welche eine hohe Festigkeit und Zähigkeit und guten Spannungskorrosionsrissbildungswiderstand
benötigen.
Die vorliegende Erfindung erlaubt ebenfalls eine wirtschaftliche
Herstellung von hochfesten, hochduktilen Stahlrohren mit guter Dauerfestigkeit,
in welchen die Menge von Legierungselementen reduziert sind.
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