DE69832684T2

DE69832684T2 - Verfahren zur herstellung von stahlrohr mit ultrafeinem gefüge

Info

Publication number: DE69832684T2
Application number: DE69832684T
Authority: DE
Inventors: Takaaki Handa-shi TOYOOKA; Akira Handa-shi YORIFUJI; Masanori Handa-shi NISHIMORI; Motoaki Handa-shi ITADANI; Yuji Handa-shi HASHIMOTO; Takatoshi Handa-shi OKABE; Taro Handa-shi KANAYAMA; Masahiko Kurashiki-shi MORITA; Saiji Kurashiki-shi MATSUOKA; Nobuki Handa-shi TANAKA; Osamu Chiba-shi Furukimi; Takaaki Chiba-shi HIRA
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-06-26
Filing date: 1998-06-24
Publication date: 2006-06-22
Anticipated expiration: 2018-06-25
Also published as: ID21234A; KR100330432B1; KR20000068335A; US20030221753A1; DE69832684D1; ATE312208T1

Description

Technisches Gebiet der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs enthaltend ultrafeine Kristallkörner, welches hervorragende Festigkeit, Zähigkeit und Duktilität und hervorragende Kollisionsschlagbiegefestigkeit aufweist.
Stand der Technik
Die Festigkeit eines Stahlmaterials wurde bis jetzt durch Hinzufügung von Legierungselementen, wie beispielsweise Mn und Si und durch Nutzung von, z. B. kontrolliertem Walzen, kontrolliertem Abkühlen, Wärmebehandlungen, wie beispielsweise Abschrecken und Anlassen, oder durch Hinzufügen von Ausscheidungshärtungselementen, wie beispielsweise Nb und V erhöht. Im Falle eines Stahlmaterials ist jedoch nicht nur Festigkeit, sondern auch eine hohe Duktilität und Zähigkeit erforderlich. Folglich wurde ein Stahlmaterial mit ausgewogener Festigkeit und Duktilität, sowie Zähigkeit verlangt.
Die Verringerung der Kristallgröße ist wichtig, da sie eine der wenigen Maßnahmen zum Erhöhen von nicht nur der Festigkeit, sondern auch gleichzeitig der Duktilität und Zähigkeit ist. Kristallkörner mit ausreichend reduzierter Größe können beispielsweise durch ein Verfahren erhalten werden, welches umfasst: Verhindern von Vergröberung von Austenitkörnern und Erhalten von feinen Ferritkristallkörnern aus feinen Austenitkörnern durch Nutzung der Austenit-Ferrit-Umwandlung; ein Verfahren, welches umfasst: Erhalten von feinen Ferritkörnern aus feinen Austenitkörnern durch Bearbeitung; oder ein Verfahren, welches umfasst: Nutzen von Martensit oder Niedrigbainit, resultierend von Abschrecken und Anlassen.
Insbesondere wird kontrolliertes Walzen zum Herstellen von Stahlmaterialien allgemein eingesetzt, welches intensive Bearbeitung in dem Austenitbereich und Reduzieren der Größe von Ferritkörnern durch Nutzung der anschließenden Austenit-Ferrit-Umwandlung umfasst. Außerdem ist ein Verfahren zum weiteren Reduzieren der Größe der Ferritkörner durch Hinzufügen einer Spurenmenge an Nb, um dadurch die Rekristallisation von Austenitkörnern zu unterdrücken allgemein bekannt. Durch Bearbeiten bei einer Temperatur in dem nicht-rekristallisierendem Temperaturbereich wachsen Austenitkörner, um eine trans-körnige Verformungszone zu formen und Ferritkörner werden aus der Deformationszone erzeugt, um die Größe der Ferritkörner weiter zu verringern. Kontrolliertes Abkühlen wird ebenfalls eingesetzt, welches Abkühlen während oder nach der Bearbeitung umfasst.
Jedoch haben die feinen Körner, die durch die oben erwähnten Verfahren erzeugt werden, untere Korngrenzen von ungefähr 4 bis 5 μm. Außerdem sind diese Verfahren zu kompliziert, um bei der Herstellung von Stahlrohren eingesetzt zu werden. Unter Berücksichtigung dieser Umstände wurde ein Verfahren verlangt, welches einfache Verfahrensschritte umfasst, aber dennoch in der Lage ist, die Korngröße der Ferritkristalle weiter zu reduzieren, um die Zähigkeit und Duktilität von Stahlrohren zu verbessern. Betreffend der seit kurzem erhöhten Nachfrage nach Stahlrohren mit hervorragender Kollisionsschlagbiegefestigkeit, um die Aufgabe zur Erhöhung der Sicherheit der Kraftfahrzeuge zu erfüllen, hat man herausgefunden, dass sofern die vorerwähnten Verfahren eingesetzt werden, die Kosten nur bedingt reduziert werden können, da diese erhebliche Modifikationen der Verfahrensschritte, enthaltend Ersetzen der Anlagen und dergleichen, erfordern.
Die Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegen Sulfid-Spannungskorrosionsriss von Stahlrohren zur Nutzung für Leitungsrohre wird zur Zeit durch Kontrollieren der Härte erzielt, wodurch die Konzentration der Verunreinigungen verringert wird und die Legierungselemente kontrolliert werden.
Konventionell wurde die Dauerfestigkeit durch Einsetzen von Wärmebehandlungen verbessert, wie beispielsweise Abschreckhärten und Anlassen, Induktionshärtung und Carborieren, oder durch Hinzufügung von teuren Legierungselementen in großen Mengen, wie beispielsweise Ni, Cr, Mo, etc. Diese Verfahren weisen jedoch die Probleme auf, wie beispielsweise verschlechterte Schweißbarkeit und ferner erhöhte Kosten.
Ein hochfestes Stahlrohr mit einer Zugfestigkeit von über 600 MPa wird durch Nutzung eines kohlenstoffreichen Materials, enthaltend Kohlenstoff (C) bei einer Konzentration von 0,30 % oder mehr, oder durch ein Material, enthaltend C bei einer hohen Konzentration und andere in großen Mengen hinzugefügte Legierungselemente produziert. Im Fall von hochfesten Stahlrohren, die in ihrer Festigkeit durch die vorerwähnten Verfahren erhöht werden, neigen die Dehnungseigenschaften dazu, verschlechtert zu werden. Generell wird die Durchführung von intensiver Bearbeitung vermieden; in dem Fall, bei dem intensive Bearbeitung erforderlich ist, wird Zwischenglühung während der Bearbeitung durchgeführt und weitere Wärmebehandlungen, wie beispielsweise Normalglühen, Abschrecken und Anlassen, etc. werden ausgeführt. Das Einsetzen von weiteren Wärmebehandlungen, wie beispielsweise Zwischenglühung, führt jedoch dazu, dass das Verfahren kompliziert wird.
Im Lichte der vorerwähnten Umstände wird ein Verfahren verlangt, welches intensive Bearbeitung von hochfesten Stahlrohren ohne den Einsatz von Zwischenglühen ermöglicht und außerdem wird eine weitere Reduzierung der Kristallkörner erwünscht, um die Verarbeitbarkeit von hochfesten Stahlrohren zu verbessern.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die vorerwähnten Probleme vorteilhaft zu lösen und ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs bereitzustellen, welches in seiner Duktilität und Kollisionsschlagbiegefestigkeit verbessert wird, ohne den Einsatz von erheblichen Veränderungen des Produktionsprozesses. Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs bereitzustellen, wobei das Stahlrohr sehr feine Körner enthält, die hervorragende Zähigkeit und Duktilität haben, welche Ferritkörner von 3 μm oder weniger in Größe sind, vorzugsweise 2 μm und besonders bevorzugt 1 μm oder weniger in ihrer Größe.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahlrohres bereitzustellen, enthaltend sehr feine Kristallkörner, welches in seiner Verarbeitbarkeit verbessert ist und eine Zugfestigkeit von 600 MPa oder mehr aufweist.
Offenbarung der Erfindung
Die gegenwärtigen Erfinder haben ein Verfahren zum Herstellen von hochfesten Stahlrohren mit hervorragender Duktilität, aber dennoch unter hoher Produktionsgeschwin digkeit umfangreich und intensiv studiert. Als ein Ergebnis dessen, hat man herausgefunden, dass ein hochduktiles hochfestes Stahlrohr mit ausgewogenen Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften dadurch hergestellt werden kann, indem Reduzierung an einem Stahlrohr mit einer spezifischen Zusammensetzung in einem Temperaturbereich der Ferritrückgewinnung oder Rekristallisation durchgeführt wird.
Zuerst werden die Versuchsergebnisse, von welchen die vorliegende Erfindung abgeleitet ist, nachfolgend beschrieben.
Ein nahtgeschweißtes Stahlrohr (∅ 42,7 mm D × 2,9 mm t) mit einer Zusammensetzung von 0,09 Gew.-% C – 0,40 Gew.-% Si – 0,80 Gew.-% Mn – 0,04 Gew.-% Al wurde auf jede der Temperaturen in einem Bereich von 750 bis 550°C erwärmt und Reduzierung wurde durch Nutzung eines Reduzierwalzwerkes durchgeführt, um Produktrohre zu erhalten, die sich in ihren äußeren Durchmessern in einem Bereich von ∅ 33,2 bis 15,0 mm unterscheiden, während die Ausstoßgeschwindigkeit beim Anlassen (drawing) auf 200 m/min festgelegt wurde. Nach dem Walzen wurden die Zugfestigkeit (TS) und die Dehnung (EI) bei jedem der Produktrohre gemessen und das Verhältnis zwischen der Dehnung und der Festigkeit wurde grafisch dargestellt, wie in 1 gezeigt (aufgezeichnet durch ausgefüllte Kreise in der Figur). In der Figur zeigen die offenen Kreise das Verhältnis zwischen Dehnung und Festigkeit von nahtgeschweißten Stahlrohren von unterschiedlichen Größen, welche durch Schweißen, aber ohne Ausführung von Walzen, erhalten wurden.
Für die Werte der Dehnung (EI) wurde ein faktorisierter Wert durch die folgende Gleichung erhalten:
(wobei EI0 die tatsächlich beobachtete Dehnung repräsentiert, a0 ein Wert ist, entsprechend 292 mm² und a die Querschnittsfläche des Probestücks (mm²) repräsentiert).
Bezugnehmend auf 1 ist erkennbar, dass im Vergleich zu der Dehnung eines soeben geschweißten nahtgeschweißten Stahlrohrs, bei der gleichen Festigkeit eine höhere Dehnung erzielt werden kann, wenn das Grundstahlrohr Reduzieren in dem Tempe raturbereich von 750 bis 550°C unterworfen wird. Das heißt, die gegenwärtigen Erfinder haben herausgefunden, dass ein hochfestes Stahlrohr mit ausgewogener Balance bezüglich Duktilität und Festigkeit durch Erwärmen eines Grundstahlrohrs mit einer spezifischen Zusammensetzung auf einen Temperaturbereich von 750 bis 400°C und Durchführen von Reduzierung erhalten werden kann.
Außerdem hat man herausgefunden, dass das durch das oben erwähnte Produktionsverfahren hergestellte Stahlrohr feine Ferritkörner von 3 μm oder weniger in Größe enthält. Um die Kollisionsschlagbiegefestigkeitseigenschaften zu untersuchen, haben die gegenwärtigen Erfinder ferner das Verhältnis zwischen der Zugfestigkeit (TS) und der Korngröße von Ferrit aufgestellt, wobei die Umformgeschwindigkeit (strain rate) auf 2000 s^–1 variiert wurde. Als ein Ergebnis dessen hat man herausgefunden, dass sich die Zugfestigkeit erheblich erhöhte, wenn der Ferritkorndurchmesser auf 3 μm oder weniger verringert wurde und dass die Erhöhung der TS bei der Kollisionsaufprallverformung in dem Fall, bei dem die Umformgeschwindigkeit hoch ist, besonders groß ist. Man hat außerdem herausgefunden, dass das Stahlrohr mit feinen Ferritkörnern nicht nur hervorragende Balance bezüglich der Duktilität und Festigkeit, sondern auch wesentlich verbesserte Kollisionsschlagbiegefestigkeitseigenschaften aufweist.
Die vorliegende Erfindung, welche ein sehr feines körniges Stahlrohr mit weiter reduzierter Korngröße bis 1 μm oder weniger ermöglicht, stellt ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs wie in Anspruch 1 angegeben bereit.
Bei der vorliegenden Erfindung wird die Reduzierung vorzugsweise in dem Temperaturbereich von 400 bis 750°C durchgeführt. Das Erwärmen oder Durchwärmen des Grundstahlrohrs wird bei einer Temperatur von nicht mehr als der Ac₃-Umwandlungspunkttemperatur durchgeführt. Es wird ferner bevorzugt, dass das Erwärmen oder Durchwärmen des Grundstahlrohrs bei einer Temperatur in einem Bereich durchgeführt wird, definiert durch (Ac₁ + 50°C), in dem die Ac₁-Umwandlungstemperatur als die Referenztemperatur festgelegt wird. Außerdem wird das Anlassen vorzugsweise unter Vorhandensein von Schmierung durchgeführt.
Vorzugsweise wird der Reduzierungsprozess derart eingestellt, so dass er wenigstens einen Durchlauf mit einem Reduktionsverhältnis per Durchlauf von 6 % umfasst und dass das kumulative Reduktionsverhältnis 60 % oder mehr ist.
Das Verfahren zum Herstellen von einem sehr feinen, körnigen Stahlrohr, enthaltend sehr feine Körner mit einer durchschnittlichen Korngröße von 1 μm oder weniger gemäß der vorliegenden Erfindung, verwendet vorzugsweise ein Stahlrohr, enthaltend 0,70 Gew.-% oder weniger an C als das Grundstahlrohr und es ist vorzugsweise ein Stahlrohr, enthaltend – in Gew.-% – 0,005 bis 0,30 % an C, 0,01 bis 3,0 % an Si, 0,01 bis 2,0 % an Mn, 0,001 bis 0,10 % an Al und Rest ist Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen. Bei der vorliegenden Erfindung kann die obige Zusammensetzung ferner weiterhin zumindest einen Typ, ausgewählt von einem oder mehreren Gruppen, ausgewählt von den Gruppen A bis C, wie unten gezeigt, enthalten:
Gruppe A: 1 % oder weniger an Cu, 2 % oder weniger an Ni, 2 % oder weniger an Cr und 1 % oder weniger an Mo;
Gruppe B: 0,1 % oder weniger an Nb, 0,5 % oder weniger an V, 0,2 % oder weniger an Ti und 0,005 % oder weniger an B; und
Gruppe C: 0,02 % oder weniger an REM und 0,01 % oder weniger an Ca.
Zusätzlich haben die gegenwärtigen Erfinder herausgefunden, dass durch Einschränkung der Zusammensetzung des Grundstahlrohrs in einem geeigneten Bereich, ein Stahlrohr mit hoher Festigkeit und Zähigkeit, aber dennoch mit hervorragendem Widerstand gegen Spannungskorrosionsriss durch den Einsatz des vorerwähnten Verfahrens zum Herstellen von Stahlrohren hergestellt werden kann und dass solche Stahlrohre vorteilhaft als Stahlrohre für Leitungsrohre eingesetzt werden können.
Um die Spannungskorrosionsrisswiderstandseigenschaften zu verbessern, wurden konventionell Stahlrohre zur Nutzung in Leitungsrohren einer Härteregulierung unterworfen, welche Verringern der Anteile an Verunreinigungen, wie beispielsweise S oder Kontrollieren der Legierungselemente umfasst. Solche Verfahren waren jedoch hinsichtlich der Verbesserung der Festigkeit beschränkt und führten zu erhöhten Kosten.
Durch weiteres Einschränken der Zusammensetzung des Grundstahlrohrs auf einen geeigneten Bereich und durch Durchführen von Reduzierung an dem Grundstahlrohr in dem Ferritrekristallisationsbereich, können feine Ferritkörner und feine Carbide dispergiert werden, um somit ein Stahlrohr mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit zu realisieren. Gleichzeitig können die Legierungselemente als solche kontrolliert werden, um die Schweißhärtung zu verringern, während die Erzeugung und Bildung von Rissen unterdrückt wird, wodurch der Spannungskorrosionsrisswiderstand verbessert wird.
Das heißt, die vorliegende Erfindung stellt ein Stahlrohr mit hervorragender Duktilität und Kollisionsschlagbiegefestigkeit, aber dennoch mit verbessertem Spannungskorrosionsrisswiderstand bereit, indem Anlassen unter den Bedingungen, welche die Gleichung (1) erfüllen, an einem Grundstahlrohr durchgeführt wird, welches enthält, in Gew.-%; 0,005 bis 0,10 % an C, 0,01 bis 0,5 % an Si, 0,01 bis 1,8 % an Mn, 0,001 bis 0,10 % an Al und ferner enthält zumindest einen oder mehrere Typen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,5 % oder weniger an Cu, 0,5 % oder weniger an Ni, 0,5 % oder weniger an Cr und 0,5 % oder weniger an Mo, oder ferner einen oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,1 % oder weniger an Nb, 0,1 % oder weniger an V, 0,1 % oder weniger an Ti und 0,004 % oder weniger an B, oder zusätzlich einen oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus 0,02 % oder weniger an REM und 0,01 oder weniger an Ca und der Rest ist Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen.
Außerdem haben die gegenwärtigen Erfinder herausgefunden, dass durch Einschränken der Zusammensetzung des Grundstahlrohrs in einem weiteren geeigneten Bereich, ein Stahlrohr mit hoher Festigkeit und Zähigkeit, aber dennoch mit hervorragenden Dauerfestigkeitseigenschaften hergestellt werden kann, indem das vorerwähnte Verfahren zum Herstellen von Stahlrohren eingesetzt wird und dass solche Stahlrohre vorteilhaft als Hochdauerfestigkeitsstahlrohre eingesetzt werden können.
Durch Einschränkung der Zusammensetzung des Grundstahlrohrs auf einen geeigneten Bereich und durch Ausführen von Anlassen an dem Grundstahlrohr in dem Ferritrückgewinnungs- und Rekristallisationsbereich können feine Ferritkörner und feine Ausfällungen ausgefällt werden, um ein Stahlrohr mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit zu realisieren. Gleichzeitig können die Legierungselemente kontrolliert werden, um die Schweißhärtung zu verringern, während die Erzeugung und Bildung von Ermüdungsanrissen unterdrückt wird, um die Dauerfestigkeitseigenschaften zu verbessern.
Das heißt, die vorliegende Erfindung stellt ein Stahlrohr mit hervorragender Duktilität und Kollisionsschlagbiegefestigkeit, aber dennoch mit verbesserten Dauertestigkeitseigenschaften bereit, indem Anlassen unter den Bedingungen, die die Gleichung (1) erfüllen, an einem Grundstahlrohr durchgeführt wird, welches – in Gew.-% – 0,06 bis 0,30 an C, 0,01 bis 1,5 % an Si, 0,01 bis 2,0 % an Mn, 0,001 bis 0,10 % an Al und der Rest Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen enthält.
Außerdem ist es möglich, ein hochfestes Stahlrohr mit hervorragender Verarbeitbarkeit zu erhalten, welches dadurch gekennzeichnet ist, dass es eine Zusammensetzung, enthaltend – in Gew.-% – mehr als 0,30 % bis 0,70 % an C, 0,01 bis 2,0 % an Si, 0,01 bis 2,0 % an Mn, 0,001 bis 0,10 % an Al und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen aufweist und ein Gefüge hat, bestehend aus Ferrit und einer zweiten Phase anders als Ferrit, die mehr als 30 % des Flächenverhältnisses in Anspruch nimmt, wobei der Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs, enthaltend sehr feine Ferritkörner, eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 2 μm oder weniger aufweist, andererseits weist der Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs, enthaltend sehr feine Ferritkörner, eine durchschnittliche Kristallkorngröße von 1 μm oder weniger auf. Bevorzugte Ausführungsformen des erfinderischen Verfahrens sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Graph, der das Verhältnis zwischen der Dehnung und der Zugfestigkeit des Stahlrohrs zeigt;
2 ist ein Graph, der den Einfluss der Zugumforrnungsgeschwindigkeit auf das Verhältnis zwischen der Zugfestigkeit und der Ferritkristallkorngröße des Stahlrohrs zeigt;
3 ist ein Elektronenmikroskopbild, welches das metallografische Gefüge des Stahlrohrs zeigt, erhalten als ein Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung;
4 ist eine schematisch gezeichnete Darstellung eines Beispiels einer Anlagenlinie gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung;
5 ist eine schematisch gezeichnete Darstellung eines Beispiels einer Anlage für festzustandspressgeschweißte Stahlrohre und eine Fertigungsstraße für durchgehende Produktion gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung;
6 ist ein Graph, der das Verhältnis zwischen dem totalen Reduktionsverhältnis und der durchschnittlichen Kristallkorngröße des Grundstahlrohrs zeigt, welche die Parameter sind, die die Größenreduktion der Kristallkörner des Produktrohres beeinflussen; und
7 ist eine schematisch gezeichnete erläuternde Darstellung, die die Form eines Probestücks zur Nutzung bei einem Sulfid- Spannungskorrosionsrisswiderstandstest zeigt.

1: Bandstreifen
2: Vorwärmofen
3: Formungs- und Bearbeitungsvorrichtung
4: Induktionserwärmungsvorrichtung zum Vorwärmen von Kanten
5: Induktionserwärmungsvorrichtung zum Erwärmen von Kanten
6: Abquetschrolle
7: offenes Rohr
8: Grundstahlrohr
14: Abwickelhaspel
15: Verbindungsvorrichtung
16: Produktrohr
17: Umwalze
18: Schneidemaschine
19: Rohrrichtapparat
20: Thermometer
21: Reduzierwalzwerk
22: Ausgleichofen (Nahtkühlung und Rohrerwärmungsvorrichtung)
23: Entzunderungsvorrichtung
24: Abschreckvorrichtung
25: Wiedererwärmungsvorrichtung
26: Kühleinrichtung

Beste Ausführungsform der Erfindung
Bei der vorliegenden Erfindung wird ein Stahlrohr als das Ausgangsmaterial benutzt.
Das Verfahren zum Herstellen des Grundstahlrohrs ist nicht auf bestimmte Weise eingeschränkt. Es wird bevorzugt, ein elektrisch widerstandsgeschweißtes Stahlrohr (nahtgeschweißtes Stahlrohr) unter Benutzung von elektrischem Widerstandsschweißen, ein festzustandspressgeschweißtes Stahlrohr, erhalten durch Erwärmen der beiden Kantenabschnitte eines offenen Rohrs auf einen Temperaturbereich des Festzustandspressschweißens und Ausführen von Pressschweißen, ein durch Schmiedeschweißen hergestelltes Stahlrohr oder ein nahtloses Stahlrohr, erhalten durch einen Mannesmanndorn, einzusetzen.
Die chemische Zusammensetzung des Grundstahlrohrs oder Produktstahlrohrs ist aufgrund der folgenden Ursachen eingeschränkt.
C: 0,07 % oder weniger:
Kohlenstoff ist ein Element zum Erhöhen der Festigkeit von Stahl durch Formen einer festen Lösung mit der Matrix oder durch Ausfällen als ein Carbid in der Matrix. Es fällt auch als eine harte zweite Phase in Form von feinem Zementit, Martensit oder Bainit aus und trägt zur Erhöhung der Duktilität (einheitlicher Dehnung) bei. Um eine erwünschte Festigkeit zu erzielen und um den Effekt der verbesserten Duktilität durch Nutzung von Zementit und dergleichen, das als die zweite Phase ausgefällt ist, zu erhalten, muss C in einer Konzentration von 0,005 % oder mehr und vorzugsweise 0,04 % oder mehr vorhanden sein. Vorzugsweise ist die Konzentration an C in einem Bereich von nicht mehr als 0,30 % und weiter bevorzugt 0,10 % oder weniger. In Anbetracht die ser Erfordernisse ist die Konzentration an C vorzugsweise in einem Bereich von 0,005 bis 0,30 % und weiter bevorzugt in einem Bereich von 0,04 bis 0,30 % eingeschlossen.
Um den Spannungskorrosionsrisswiderstand des Stahlrohrs zu verbessern, damit es zur Nutzung in Leitungsrohren geeignet ist, wird die Konzentration an C vorzugsweise in einem Bereich von 0,10 % oder weniger kontrolliert. Wenn die Konzentration 0,10 überschreitet, verringert sich der Spannungskorrosionsrisswiderstand aufgrund von Härtung der Schweißzone.
Um die Dauerfestigkeitseigenschaften des Stahlrohrs zu verbessern, damit es zur Nutzung als ein hochdauerfestes Stahlrohr geeignet ist, wird die Konzentration an C vorzugsweise in einem Bereich von 0,06 bis 0,30 % kontrolliert. Wenn die Konzentration weniger als 0,06 % ist, verringern sich aufgrund der ungenügend niedrigen Festigkeit die Dauerfestigkeitseigenschaften.
Um eine erwünschte Festigkeit von 600 MPa oder mehr zu erreichen, muss die Konzentration an C 0,30 % überschreiten. Sollte jedoch C bei einer Konzentration von mehr als 0,70 % hinzugefügt werden, wird die Duktilität nachteilig beeinflusst. Die Konzentration an C sollte somit in einem Bereich von mehr als 0,30 %, aber nicht mehr als 0,70 %, sein.
Si: 0,01 bis 3,0 %:
Silizium funktioniert als ein Desoxidationselement und es erhöht die Festigkeit des Stahls durch Formen einer festen Lösung mit der Matrix. Dieser Effekt wird in dem Fall beobachtet, in dem Si bei einer Konzentration von 0,01 % oder mehr, vorzugsweise 0,1 % oder mehr, hinzugefügt wird, aber eine 3,0 % überschreitende Hinzufügung verschlechtert die Duktilität. Im Falle von hochfestem Stahlrohr wird die obere Grenze der Konzentration auf 2,0 % festgelegt, indem man das Problem der Duktilität berücksichtigt. Die Konzentration an Si wird somit in einem Bereich von 0,01 bis 3,0 % oder von 0,01 bis 2,0 % festgelegt. Jedoch ist der Bereich von 0,1 bis 1,5 % bevorzugt.
Um den Spannungskorrosionsrisswiderstand des Stahlrohrs zu verbessern, damit es zur Nutzung als Leitungsrohre geeignet ist, wird die Konzentration an Si vorzugsweise auf 0,5 % oder weniger kontrolliert. Wenn die Konzentration 0,5 % überschreitet, verringert sich der Spannungskorrosionsrisswiderstand aufgrund von Härtung der Schweißzone.
Um die Dauerfestigkeitseigenschaften des Stahlrohrs zu verbessern, damit es als ein hochdauerfestes Stahlrohr geeignet ist, wird die Konzentration an Si vorzugsweise auf 1,5 % oder weniger festgelegt. Wenn die Konzentration 1,5 % überschreitet, verschlechtern sich die Dauerfestigkeitseigenschaften aufgrund der Formung von Einschlüssen.
Mn: 0,01 bis 2,0 %:
Mangan erhöht die Festigkeit des Stahls und beschleunigt die Ausfällung einer zweiten Phase in Form von feinem Zementit, oder Martensit und Bainit. Wenn die Konzentration weniger als 0,1 % ist, wird es nicht nur unmöglich die erwünschte Festigkeit zu erhalten, sondern auch die feine Ausfällung von Zementit, oder die Ausfällung von Martensit und Bainit wird beeinträchtigt. Sollte die Hinzufügung 2,0 % überschreiten, wird die Festigkeit des Stahls zu sehr erhöht und somit die Duktilität nachteilig beeinflusst. Die Konzentration an Mn ist somit auf einen Bereich von 0,01 bis 2,0 % beschränkt. Unter Berücksichtigung der Balance zwischen Festigkeit und Dehnung ist die Konzentration an Mn vorzugsweise in einem Bereich von 0,2 bis 1,3 % und weiter bevorzugt in einem Bereich von 0,6 bis 1,3 %.
Um den Spannungskorrosionsrisswiderstand des Stahlrohrs zu verbessern, damit es zur Nutzung in Leitungsrohren geeignet ist, wird die Konzentration an Mn vorzugsweise auf 1,8 % oder weniger festgelegt. Sollte die Konzentration 1,8 % überschreiten, verschlechtert sich der Spannungskorrosionsrisswiderstand aufgrund der Härtung des geschweißten Abschnitts.
Al: 0,001 bis 0,10 %:
Aluminium stellt feine Kristallkörner bereit. Um solche feinen Kristallkörner zu erhalten, sollte Al unter einer Konzentration von zumindest 0,001 % hinzugefügt werden. Eine Hinzufügung von mehr als 0,10 % erhöht jedoch die Menge an Sauerstoff enthaltenden Einschlüssen, welche die Sauberkeit verschlechtern. Die Konzentration an Al wird somit in einem Bereich von 0,001 bis 0,10 % und vorzugsweise in einem Bereich von 0,015 bis 0,06 % festgelegt. Zusätzlich zu der oben erwähnten Grundstahlzusammensetzung kann zumindest ein Typ eines Legierungselementes hinzugefügt werden, ausgewählt aus einer oder mehreren Gruppen von A bis C, wie nachfolgend beschrieben.
Gruppe A: Cu: 1 % oder weniger, Ni: 2 % oder weniger, Cr: 2 % oder weniger und Mo: 1 % oder weniger:
Irgendeines der Elemente, ausgewählt aus der Gruppe von Cu, Ni, Cr und Mo verbessert die Abschreckeigenschaft des Stahls und erhöht die Festigkeit. Somit können abhängig von den Erfordernissen ein oder mehrere Elemente hinzugefügt werden. Diese Elemente senken den Umwandlungspunkt und erzeugen feine Ferritkörner oder Körner einer zweiten Phase effizient. Die obere Grenze der Konzentration an Cu wird auf 1 % festgelegt, weil Cu in einer großen Menge die warme Verarbeitbarkeit verschlechtert. Ni erhöht nicht nur die Festigkeit, sondern auch die Zähigkeit. Die Wirkung an Ni ist bei einer Hinzufügung von mehr als 2 % gesättigt und eine übermäßige Hinzufügung erhöht die Kosten. Somit ist die obere Konzentrationsgrenze auf 2 % festgelegt. Die Hinzufügung von Cr oder Mo in großen Mengen verschlechtert nicht nur die Schweißbarkeit, sondern erhöht auch die Gesamtkosten. Deren oberen Grenzen sind somit jeweils auf 2 % und 1 % festgelegt.
Vorzugsweise ist der Konzentrationsbereich der Elemente in der Gruppe A von 0,1 bis 0,6 % für Cu, von 0,1 bis 1,0 % für Ni, von 0,1 bis 1,5 % für Cr und von 0,05 bis 0,5 % für Mo.
Um die Stahlrohre für Leitungsrohre nützlich zu machen, indem der Widerstand gegenüber Spannungskorrosionsriss verbessert wird, wird die Konzentration an Cu, Ni, Cr und Mo jeweils auf 0,5 % oder weniger festgelegt. Wenn irgendeines von diesen in großen Mengen hinzugefügt wird, die die Konzentration von 0,5 % überschreiten, tritt Härtung an den geschweißten Abschnitten ein und verschlechtert den Spannungskorrosionsrisswiderstand.
Gruppe B: Nb: 0,1 % oder weniger, V: 0,5 % oder weniger, Ti: 0,2 % oder weniger und B: 0,005 % oder weniger:
Jedes Element der Gruppe, bestehend aus Nb, V, Ti und B, fällt als Carbid, Nitrid oder Carbonitrid aus und trägt zu der Herstellung von feinen Kristallkörnern und zu einer höheren Festigkeit bei. Insbesondere für Stahlrohre, die Verbindungen aufweisen und welche auf hohe Temperaturen erwärmt werden, sind diese Elemente bei der Erzeugung von feinen Ferritkörnern während der Erwärmung zum Aneinanderfügen oder als Ausfällungskerne für Ferrit während der Abkühlung wirksam. Diese sind deshalb zum Vermeiden von Verhärtung an Verbindungsabschnitten wirksam. Somit können abhängig von den Erfordernissen ein oder mehrere Elemente hinzugefügt werden. Da jedoch deren Hinzufügung in großen Mengen zu einer Verschlechterung der Schweißbarkeit und Zähigkeit führt, werden die oberen Grenzen der Konzentration der Elemente wie folgt festgelegt: 0,1 % für Nb; 0,5 % vorzugsweise 0,3 % für V; 0,2 % für Ti; und 0,005 % vorzugsweise 0,004 % für B. Besonders bevorzugt ist der Konzentrationsbereich der Elemente in der Gruppe B von 0,005 bis 0,05 % für Nb, 0,05 bis 0,1 % für V, von 0,005 bis 0,10 % für Ti und von 0,0005 bis 0,002 % für B.
Um die Stahlrohre für Leitungsrohre nützlich zu machen, indem der Spannungskorrosionsrisswiderstand verbessert wird, wird die Konzentration von Nb, V und Ti jeweils auf 0,1 % oder weniger eingeschränkt. Sollte irgendeines von diesen in großen Mengen hinzugefügt werden, welche die Konzentration von 0,1 % überschreiten, tritt Härtung an dem Schweißabschnitt ein und verschlechtert somit den Spannungskorrosionsrisswiderstand.
Gruppe C: REM: 0,02 % oder weniger und Ca: 0,01 % oder weniger:
Sowohl REM, als auch Ca kontrollieren die Form der Einschlüsse und verbessern die Verarbeitbarkeit. Jedes Element dieser Gruppe fällt in Form von Sulfid, Oxid oder Sulfat aus und verhindert, dass Härtung an den Verbindungsabschnitten der Stahlrohre eintritt. Somit können abhängig von den Anforderungen ein oder mehrere Elemente hinzugefügt werden. Sollte jedoch die Hinzufügung die Grenzen 0,02 % bezüglich REM und 0,01 bezüglich Ca überschreiten, bilden sich zu viele Einschlüsse und senken die Sauberkeit und infolgedessen verschlechtert sich die Duktilität. Es wird darauf hingewiesen, dass eine Hinzufügung von weniger als 0,004 % an REM oder eine Hinzufügung von weniger als 0,001 % an Ca wenig Wirkung zeigt. Deshalb wird bevorzugt, dass REM derart hin zugefügt wird, dass eine Konzentration von 0,004 % oder mehr erzielt: wird und dass Ca bis zu 0,001 % oder mehr hinzugefügt wird.
Die Grundstahlrohre und die Produktstahlrohre enthalten zusätzlich zu den oben beschriebenen Elementen den Rest Fe mit unvermeidbaren Verunreinigung. Zulässig als die unvermeidbaren Verunreinigungen sind 0,010 % oder weniger an N, 0,006 % oder weniger an O, 0,025 % oder weniger an P und 0,020 % oder weniger an S.
N: 0,010 % oder weniger:
N ist bis zu einer Konzentration von 0,010 % erlaubt; eine erforderliche Menge, um in Kombination mit Al feine Kristallkörner zu erzeugen. Eine Hinzufügung davon oberhalb dieser Grenze verschlechtert die Duktilität. Es wird bevorzugt, dass die Konzentration an N auf 0,010 % oder weniger abgesenkt wird und besonders bevorzugt ist die Konzentration davon in einem Bereich von 0,002 bis 0,006 %.
O: 0,006 % oder weniger:
O beeinflusst die Sauberkeit durch Bildung von Oxiden. Deren Vorhandensein ist nicht erwünscht und die erlaubte Grenze ist 0,006 %.
P: 0,025 % oder weniger:
P wird vorzugsweise nicht hinzugefügt, weil es die Zähigkeit durch Absonderung in den Korngrenzen negativ beeinflusst. Die erlaubte Grenze davon ist 0,025 %.
S: 0,020 % oder weniger:
S wird vorzugsweise nicht hinzugefügt, weil es die Anzahl der Sulfide erhöht und zur Verschlechterung der Sauberkeit führt. Die erlaubte Grenze ist 0,020 %.
Beschreibung des Gefüges des Produktrohres wird nachfolgend dargestellt.

1) Das durch das erfinderische Verfahren erhaltenen Stahlrohr hat hervorragende Duktiliät und Kollisionsschlagbeigefestigkeitseigenschaften und umfasst ein Gefüge, basierend auf Ferritkörnern mit einem durchschnittlichen Kristalldurchmesser von 3 μm oder weniger.

Wenn die Größe der Ferritkörner 3 μm überschreitet, gibt es hinsichtlich der Duktilität und der Kollisionsschlagbeigefestigkeitseigenschaften, d. h. den Widerstandseigenschaften gegenüber Aufprallgewicht, keine erkennbaren Verbesserungen. Vorzugsweise ist die durchschnittliche Kristallgröße der Ferritkörner 1 μm oder weniger.
Der durchschnittliche Kristalldurchmesser der Ferritkörner in der vorligenden Erfindung wird durch Beobachtung unter einem optischen Mikroskop oder Elektronenmikroskop erhalten. Genauer gesagt, ein Querschnitt, erhalten durch Schneiden des Stahlrohrs senkrecht zu der Längsrichtung davon, und die Beobachtung wurde auf der geätzten Oberfläche unter Verwendung von Nitalätzmittel durchgeführt. Der Durchmesser des äquivalenten Kreises wurde für 200 oder mehr Körner erhalten und der Durchschnitt davon wurde als der repräsentative Wert benutzt.
Das auf Ferritkörnern basierende Gefüge, wie in Bezug auf die Erfindung erwähnt, enthält ein Gefüge, enthaltend nur Ferrit und das keine Ausfällungen einer zweiten Phase hat, und ein Gefüge, enthaltend Ferrit und eine zweite Phase anders als Ferrit.
Genannt als die zweite Phase anders als Ferrit sind Martensit, Bainit und Zementit, welche allein oder als eine Mischung von zwei oder mehreren davon ausgefällt werden können. Das Flächenverhältnis der zweiten Phase sollte 30 % oder weniger in Anspruch nehmen. Die somit ausgefällte zweite Phase trägt zu der Erhöhung der einheitlichen Dehnung im Falle der Verformung bei. Sie verbessert die Duktilität und die Kollisionsschlagbeigefestigkeitseigenschaften. Ein solcher Effekt wird jedoch weniger sichtbar, wenn das Flächenverhältnis der zweiten Phase 30 % überschreitet.

2) Das hochfeste Stahlrohr gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst ein Gefüge, basierend auf Ferrit und einer zweiten Phase, die mehr als 30 % des Flächenverhältnisses in Anspruch nimmt, und enthält Körner mit einem durchschnittlichen Kristalldurchmesser von 2 μm oder weniger, wie in einem Querschnitt, geschnitten senkrecht zur Längsrich tung des Stahlrohrs beobachtet. Als die zweite Phase anders als Ferrit werden Martensit, Bainit und Zementit genannt, welche allein oder als ein Komposit von zwei oder mehreren davon ausgefällt werden können. Das Flächenverhältnis der zweiten Phase sollte mehr als 30 % in Anspruch nehmen. Die somit ausgefällte zweite Phase trägt zu der Erhöhung bezüglich der Festigkeit und zur einheitlichen Dehnung bei, um somit die Festigkeit und Duktilität zu verbessern. Ein derartiger Effekt ist jedoch gering, wenn das Flächenverhältnis der zweiten Phase 30 % oder weniger ist. Das Flächenverhältnis der zweiten Phase anders als Ferrit ist deshalb vorzugsweise mehr als 30 %, aber nicht mehr als 60 %. Sollte das Flächenverhältnis 60 % überschreiten, wird die Duktilität aufgrund der Vergröberung der Zementitkörner verschlechtert.

Sollte der durchschnittliche Kristalldurchmesser 2 μm überschreiten, wird eine bestimmte Verbesserung der Duktilität nicht mehr beobachtet und somit erfolgt keine nachvollziehbare Verbesserung der Verarbeitbarkeit. Vorzugsweise ist der durchschnittliche Korndurchmesser von Ferrit 1 μm oder weniger.
Der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser gemäß der vorliegenden Erfindung wurde durch Beobachtung unter einem optischen Mikroskop oder einem Elektronenmikroskop erhalten. Genauer gesagt, ein Querschnitt, erhalten durch Schneiden des Stahlrohrs senkrecht zu der Längsrichtung davon, und die Beobachtung wurde auf der geätzten Oberfläche unter Verwendung von Nitalätzmittel durchgeführt. Der Durchmesser des äquivalenten Kreises wurde für 200 oder mehr Körner erhalten und der Durchschnitt davon wurde als der repräsentative Wert benutzt. Der Korndurchmesser der zweiten Phase wird erhalten, indem die Grenze der Perlitkolonie als die Korngrenze angenommen wird, in dem Fall, in dem Perlit die zweite Phase ist, und indem die vollgepackte Grenze als die Korngrenze angenommen wird, in dem Fall, bei dem Bainit oder Martensit die zweite Phase ist.
Ein Beispiel des Stahlrohrs gemäß der vorliegenden Erfindung ist in 3 dargestellt.
Das erfinderische Verfahren zum Herstellen des oben erwähnten Stahlrohrs wird nachfolgend beschrieben.
Das Grundstahlrohr mit der oben beschriebenen Zusammensetzung wird in einem Temperaturbereich von Ac₃ bis 400°C vorzugsweise in einem Bereich von (Ac₁ + 50°C) bis 400°C und besonders bevorzugt in einem Bereich von 750°C bis 400°C erwärmt.
Wenn die Erwärmungstemperatur den Ac₃-Umwandlungspunkt überschreitet, tritt nicht nur Verschlechterung der Oberflächeneigenschaften, sondern auch Vergröberung der Kristallkörner ein. Demzufolge wird die Erwärmungstemperatur für das Grundstahlrohr vorzugsweise auf eine Temperatur von nicht mehr als der Ac₃-Umwandlungspunkt vorzugsweise nicht höher als (Ac₁ + 50°C) und besonders bevorzugt nicht höher als 750°C festgelegt. Andererseits, wenn die Erwärmungstemperatur weniger als 400°C ist, kann eine vorteilhafte Walztemperatur nicht realisiert werden. Somit ist die Erwärmungstemperatur vorzugsweise nicht geringer als 400°C.
Danach wird das erwärmte Grundstahlrohr Anlassen (drawing) unterworfen.
Obwohl nicht eingeschränkt, wird das Anlassen vorzugsweise durch Nutzung eines Dreiwalzenreduzierwalzwerks durchgeführt. Das Reduzierwalzwerk umfasst vorzugsweise eine Vielzahl von Walzgerüsten, so dass das Walzen kontinuierlich durchgeführt wird. Die Anzahl der Walzgerüste kann abhängig von der Größe des Grundstahlrohrs und des Produktstahlrohrs bestimmt werden.
Die Walztemperatur zum Reduzieren liegt in einem Bereich entsprechend dem Ferritrückgewinnungs- und Rekristallisationstemperaturbereich, d. h. von Ac₃ bis 400°C, aber vorzugsweise in einem Bereich von (Ac₁ + 50°C) bis 400°C und besonders bevorzugt in einem Bereich von 750°C bis 400°C. Sollte die Walztemperatur den Ac₃-Umwandlungspunkt überschreiten, könnte man keine superfeinen Kristallkörner erhalten und die Duktilität erhöht sich angesichts der Verringerung der Festigkeit nicht wie erwartet. Die Walztemperatur wird somit bei einer Temperatur von nicht mehr als der Ac₃-Umwandlungspunkt vorzugsweise bei einer Temperatur von nicht mehr als (Ac₁ + 50°C) und besonders bevorzugt nicht höher als 750°C festgelegt. Sollte die Walztemperatur weniger als 400°C sein, führt dies andererseits dazu, dass das Material aufgrund der "Blue Shortness" (Sprödigkeit) spröde wird und könnte zerbrechen.
Bei Walztemperaturen von weniger als 400°C erhöht sich außerdem nicht nur der Verformungswiderstand des Materials, was das Walzen schwierig macht, sondern auch Verarbeitungsspannungsrückstände verbleiben, aufgrund von ungenügender Rückgewinnung und Rekristallisation des Materials. Somit wird das Anlassen in einem begrenzten Temperaturbereich von Ac₃ bis 400°C vorzugsweise in einem Bereich von (Ac₁ + 50°C) bis 400°C und besonders bevorzugt in einem Bereich von 750 bis 400°C durchgeführt. Besonders erwünscht ist der Temperaturbereich von 600 bis 700°C.
Das kumulative Reduktionsverhältnis des Durchmessers während des Anlassens wird auf 20 % oder mehr festgelegt.
Wenn das kumulative Reduktionsverhältnis des Durchmessers, welches äquivalent zu {[(äußerer Durchmesser des Grundstahlrohrs) – (äußerer Durchmesser des Produktstahlrohrs)]/(äußerer Durchmesser des Grundstahlrohrs) × 100} ist, weniger als 20 sein sollte, neigen die Kristallkörner dazu, welche Rückgewinnung und Rekristallisation unterworfen werden, hinsichtlich der Größe ungenügend reduziert zu werden. Ein solches Stahlrohr kann nicht hervorragende Duktilität aufweisen. Außerdem ist die Produktionseffizienz aufgrund der niedrigen Rate der Rohrproduktion gering. Demzufolge ist bei der vorliegenden Erfindung das kumulative Reduktionsverhältnis des Durchmessers auf 20 % oder mehr festgelegt. Bei einem kumulativen Reduktionsverhältnis von 60 % oder mehr, tritt jedoch nicht nur eine Erhöhung der Festigkeit aufgrund der Verarbeitungshärtung auf, sondern auch ein feines Gefüge wird markant. Somit kann auch in einem Stahlrohr mit einem Komponentensystem, enthaltend die Legierungselemente bei einer niedrigeren Konzentration als der vorerwähnte Zusammensetzungsbereich eine gut ausgewogene Balance zwischen der Festigkeit und Duktilität darauf auferlegt werden. Daraus ist ableitbar, dass das kumulative Reduktionsverhältnis des Durchmessers vorzugsweise auf 60 % oder mehr festgelegt wird.
Bei der Durchführung von Anlassen wird bevorzugt, dass das Walzen zumindest einen Durchlauf mit einem Durchmesserreduktionsverhältnis per Durchlauf von 6 % oder mehr aufweist.
Wenn das Durchmesserreduktionsverhältnis per Durchlauf während des Anlassens weniger als 6 % sein sollte, neigen feine Kristallkörner, welche aus dem Rückgewinnungs- und Rekristallisationsprozess resultieren dazu, hinsichtlich der Größe ungenügend reduziert zu werden. Mit einem Kumulativen Reduktionsverhältnis per Durchlauf von 6 % oder mehr, erfolgt anderseits eine Erhöhung der Temperatur durch die Wärme der Verarbeitung, welche die Absenkung der Temperatur verhindert. Das Durchmesserreduktionsverhältnis per Durchlauf ist vorzugsweise 8 % oder mehr, so dass ein großer Effekt bezüglich der Realisierung von feinen Kristallkörnern erhalten wird.
Der Anlassprozess des Stahlrohrs gemäß der vorliegenden Erfindung verwirklicht ein Walzen unter zweiachsiger Spannung (strain), was insbesondere zum Erhalt von feinen Kristallkörnern wirksam ist. Im Gegensatz dazu, ein Walzen eines Stahlblechs erfolgt bei einachsiger Spannung, weil ein freies Ende in Richtung der Blechbreite vorhanden ist (d. h. in Richtung senkrecht zu der Walzrichtung). Somit wird die Reduzierung der Korngröße eingeschränkt.
Bei der vorliegenden Erfindung wird bevorzugt, das Anlassen unter Schmierungsbedingungen durchzuführen. Durch Durchführen von Anlassen unter Schmierung wird die Spannungsverteilung in Richtung der Dicke einheitlich, was dazu führt, dass die Verteilung der Kristallgrößenverteilung in Richtung der Dicke auch einheitlich erfolgt. Wenn Walzen ohne Schmierung durchgeführt werden sollte, konzentriert sich die Spannung nur auf den Oberflächenabschnitt des Materials, um somit die Einheitlichkeit der Kristallkörner in Richtung der Dicke zu stören. Das Schmierwalzen kann durchgeführt werden, indem ein Walzöl ohne Einschränkungen benutzt wird, welches in diesem Gebiet sehr bekannt ist, beispielsweise ein Mineralöl oder ein Mineralöl gemischt mit einem synthetischen Ester.
Nach der Reduzierung wird das Stahlmaterial auf Raumtemperatur abgekühlt. Das Abkühlen kann durch Nutzung von Luftkühlung durchgeführt werden, aber im Hinblick darauf, das Kornwachstum soweit wie möglich zu unterdrücken, kann jedes der Abkühlverfahren, welche in dem Stand der Technik bekannt sind, eingesetzt werden, wie beispielsweise Wasserkühlung, Ölkühlung (mist cooling) oder Fremdkühlung. Die Abkühlrate ist 1 °C/sek. oder mehr und vorzugsweise 10°C/sek. oder mehr. Außerdem kann eine stufenweise Abkühlung, wie beispielsweise Halten nach der Hälfte der Abkühlung, eingesetzt werden, abhängig von den Anforderungen der Eigenschaften des Produkts.
In dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung kann Anlassen, wie nachfolgend beschrieben, an dem Grundstahlrohr angelegt werden, indem der Kristallkorndurchmesser des Produktrohrs stabil bei 1 μm oder weniger, oder 2 μm oder weniger im Falle eines hochfesten Stahlrohrs, beibehalten wird.
Es wird angenommen, dass der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser der Ferritkörner, oder dieser einschließlich der zweiten Phase im Falle eines hochfesten Stahlrohrs, di (μm) ist, der in dem senkrecht zur Längsrichtung des Stahlrohrs geschnitten Querschnitt bei einem äußeren Durchmesser von ODi (mm) beobachtet wird. Das Grundstahlrohr wird dann erwärmt oder durchwärmt und wird Anlassen bei einer durchschnittlichen Walztemperatur von θm (°C) und bei einem totalen Reduktionsverhältnis des Durchmessers von Tred (%) unterworfen, um ein Endproduktrohr mit einem äußeren Durchmesser von ODf (mm) zu erhalten.
Das Reduzieren wird vorzugsweise durch Nutzung einer Vielzahl von Profilwalzen, genannt Reckwalze, durchgeführt. Ein Beispiel einer Anlagenlinie ist in 4 gezeigt, welche zum Ausführen der vorliegenden Erfindung geeignet ist. In 4 ist eine Walzvorrichtung 21 gezeigt, welche eine Vielzahl von Walzgerüsten mit einer Profilwalze umfasst. Die Anzahl der Walzgerüste des Walzwerks wird abhängig von der Kombination des Durchmessers des Grundstahlrohrs und des Produktrohrs auf geeignete Art und Weise bestimmt. Betreffend die Profilwalzen kann jeder Typ, ausgewählt aus den in dem Gebiet bekannten Walzen, wie beispielsweise zwei Walzen, drei Walzen oder vier Walzen, vorteilhaft eingesetzt werden.
Es gibt keine bestimmte Einschränkungen betreffend des Erwärmungs- oder Durchwärmungsverfahrens, es wird jedoch bevorzugt, dass das Erwärmen unter Benutzung eines Wärmeofens oder durch Induktionserwärmung durchgeführt wird. Das Induktionserwärmungsverfahren wird hinsichtlich der hohen Erwärmungsrate und hoher Produktivität oder hinsichtlich seiner Fähigkeit, das Wachstum von Kristallkörnern zu unterdrücken bevorzugt (In 4 ist eine Wiedererwärmungsvorrichtung 25 eines Induktionserwärmungstyps gezeigt). Das Erwärmen oder Durchwärmen wird bei einer Temperatur von nicht mehr als dem Ac₃-Umwandlungspunkt, entsprechend einem Temperaturbereich, bei welchem keine Vergröberung der Kristallkörner eintritt, oder bei einer Temperatur nicht höher als (Ac₁ + 50°C), in dem der Ac₁-Umwandlungspunkt des Grundstahlrohrs als Standard festgelegt wird, oder besonders bevorzugt, in dem Temperaturbereich von 600 bis 700°C durchgeführt. Bei der vorliegenden Erfindung erhält das Produktrohr feine Kristallkörner, auch wenn das Erwärmen oder Durchwärmen des Grundstahlrohrs bei einer Temperatur durchgeführt werden sollte, die von dem obigen Temperaturbereich abweicht.
Im Falle dessen, dass die zweite Phase in dem Gefüge des Grundstahlrohrs Perlit ist, wird das in dem Perlit enthaltende geschichtete Zementit in seiner Größe durch Trennung reduziert, indem Walzen in dem obigen Temperaturbereich durchgeführt wird. Somit wird die Verarbeitbarkeit des Produktrohres verbessert, weil bessere Dehnungseigenschaften erhalten werden. In dem Fall, dass die zweite Phase in dem Gefüge des Grundstahlrohrs Bainit ist, wird das Bainit nach der Bearbeitung rekristallisiert, um somit ein feines Bainit-Ferrit-Gefüge zu formen. Die Verarbeitbarkeit des Produktrohres wird verbessert, weil die Dehnungseigenschaften verbessert werden.
Das Reduzieren wird in einem Temperaturbereich von 400°C oder mehr, aber nicht mehr als der Ac₃-Umwandlungspunkt durchgeführt. Vorzugsweise ist die Temperatur nicht mehr als 750°C. Der Temperaturbereich oberhalb des Ac₃-Umwandlungspunktes oder oberhalb (Ac₁ + 50°C) oder oberhalb 750°C entspricht den Ferrit-Austenit-Zweiphasenbereich, der reich an Austenit ist, oder einen einzelnen Phasenbereich an Austenit. Es ist somit schwierig, ein Ferritgefüge oder ein Gefüge, basierend auf Ferrit durch Bearbeitung zu erhalten. Außerdem kann der Effekt der Produktion von feinen Kristallkörnern durch ferritische Bearbeitung nicht voll ausgeschöpft werden. Wenn Anlassen bei einer Temperatur von höher als 750°C durchgeführt werden sollte, wachsen Ferritkörner erheblich nach der Rekristallisation, was es schwierig macht, feine Körner zu erhalten. In dem Fall, bei dem Anlassen bei einer Temperatur von weniger als 400°C durchgeführt wird, treten andererseits Schwierigkeiten auf, in dem es schwierig wird, Anlassen durchzuführen, weil der Temperaturbereich den "Blue"-Sprödigkeitsbereich entspricht, oder die Duktilität und Zähigkeit sinken, weil die Verarbeitungsspannung aufgrund der ungenügenden Rekristallisation verbleibt. Die Anlasstemperatur wird auf eine Temperatur von nicht weniger als 400°C, aber nicht höher als der Ac₃-Umwandlungspunkt, oder bei einer Temperatur nicht höher als (Ac₁ + 50°C) und vorzugsweise bei einer Temperatur nicht höher als 750°C festgelegt. Besonders bevorzugt ist der Temperaturbereich von 560 bis 720°C und 600 bis 700°C wird am meisten bevorzugt.
Die Reduktion wird in dem oben beschriebenen Temperaturbereich und unter den Bedingungen, die die Gleichung (1) erfüllen, durchgeführt, in der di (μm) den durchschnittlichen Ferritkristalldurchmesser repräsentiert, wie in dem Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Grundstahlrohrs beobachtet; θm (°C) die durchschnittliche Walztemperatur beim Anlassen repräsentiert; und Tred (%)das totale Reduktionsverhältnis repräsentiert.
In dem Fall, bei dem di, θm und Tred nicht das Verhältnis ausgedrückt durch Gleichung (1) erfüllen, können die Ferritkristalle des resultierenden Produktrohrs als solche nicht mikrogekörnt werden, um einen durchschnittlichen Durchmesser (Durchmesser beobachtet in dem Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs) von 1 μm oder weniger zu bilden. Auf ähnliche Weise, kann das resultierende hochfeste Stahlrohr nicht Mikrokörner aufweisen, die einen durchschnittlichen Durchmesser (Durchmesser beobachtet in dem Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs) von 2 μm oder weniger aufweisen.
Produktstahlrohre, die sich in ihren Durchmessern unterscheiden, wurden durch Walzen eines JIS STKM 13A äquivalentes Grundstahlrohr (mit einem ODi von 60,3 mm und einer Wanddicke von 3,5 mm) durch Nutzung einer Walzvorrichtung, bestehend aus in Serie verbundenen 22 Walzgerüsten des Vierwalzenwalzwerks und unter den Bedingungen mit einer Ausstoßgeschwindigkeit von 200 m/min und einer durchschnittlichen Walztemperatur von 550 bis 700°C hergestellt. Der Einfluss des totalen Reduktionsverhältnisses des Durchmessers und des durchschnittlichen Kristalldurchmessers des Grundstahlrohrs auf den Kristallkorndurchmesser des Endproduktrohrs ist in 6 dargestellt. Die durch den schraffierten Bereich gezeigten Bedingungen erfüllen das durch Gleichung (1) ausgedrückte Verhältnis und die Grundstahlrohre mit Bedingungen, die innerhalb diesen Bereich fallen, sind in der Lage, Produktrohre, umfassend Kristallkörner mit einem Durchmesser von 1 μm oder weniger bereitzustellen.
Nach dem Walzen wird ein Produktrohr 16 vorzugsweise auf eine Temperatur von 300°C oder weniger abgekühlt. Das Abkühlen kann durch Luftkühlen durchgeführt werden, aber mit dem Ziel, das Kornwachstum soweit wie möglich zu reduzieren, jedes der bekannten Abkühlungsverfahren, beispielsweise Wasserkühlung, Ölkühlung oder Fremdkühlung kann durch Nutzung einer Abschreckeinrichtung 24 benutzt werden. Die Abkühlrate ist 1 °C/sek. oder höher und vorzugsweise 10°C/sek. oder höher.
Bei der vorliegenden Erfindung kann eine Kühleinrichtung 26 an der Eingangsseite einer Walzvorrichtung 21, oder halbwegs von der Walzvorrichtung 21 installiert werden, um die Temperatur zu kontrollieren. Außerdem kann eine Entzunderungsvorrichtung 23 an der Eingangsseite der Walzvorrichtung 21 bereitgestellt werden.
Das Grundstahlrohr zur Nutzung als Ausgangsmaterial in der vorliegenden Erfindung kann jedes Stahlrohr, ausgewählt aus nahtlosem Stahlrohr, einem nahtgeschweißten Stahlrohr, einem schmiedegeschweißten Stahlrohr oder festpressgeschweißten Stahlrohr oder dergleichen sein. Die Produktionsstraße des sehr feinen körnigen Stahlrohrs gemäß der vorliegenden Erfindung kann ferner mit der Produktionsstraße des Grundstahlrohrs, wie vorher beschrieben, verbunden werden. Ein Beispiel zum Verbinden der Produktionsstraße mit der Produktionsstraße des festpressgeschweißten Stahlrohrs ist in 5 gezeigt.
Ein Bandstreifen 1, ausgestoßen aus einem Abwickelhaspel 14, wird mit einem vorgeschalteten Ring durch Nutzung einer Verbindungsvorrichtung 15 verbunden, und nachdem er mittels eines Vorwärmofens 2 über einen Umwalzer 17 vorgewärmt wurde, wird er zu einem offenen Rohr 7 durch Nutzung einer Formungsvorrichtung 3, bestehend aus einer Vielzahl von Formungswalzen bearbeitet. Der somit erhaltene Kantenabschnitt des offenen Rohrs 7 wird durch eine Kantenvorwärmeinduktionserwärmungsvorrichtung 4 und eine Kantenerwärmungsinduktionserwärmungsvorrichtung 5 auf einen Temperaturbereich geringer als der Erweichungspunkt erwärmt und wird durch Nutzung einer Abquetschwalze 6 stumpfgeschweißt, um ein Grundstahlrohr 8 zu erhalten.
Anschließend wird das oben beschrieben Grundstahlrohr 8 auf eine vorbestimmte Temperatur Erwärmt oder Durchwärmt, indem ein Ausgleichsofen 22 benutzt wird, Entzundert mittels einer Entzunderungsvorrichtung 23, gewalzt, indem eine Walzvorrichtung 21 benutzt wird, geschnitten mittels einer Schneideeinheit und ausgerichtet durch eine Rohrrichtvorrichtung 19, um letztendlich ein Produktrohr 16 bereitzustellen. Die Temperatur des Stahlrohrs wird durch Nutzung eines Thermometers 20 gemessen.
Ähnlich wie in dem oben beschriebenen Fall von Anlassen wird Walzen vorzugsweise unter Schmierung durchgeführt.
Gemäß des oben beschriebenen Produktionsverfahrens kann ein Stahlrohr, bestehend aus sehr feinen Ferritkörnern mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 1 μm oder weniger erhalten werden, beobachtet in dem senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlmaterials geschnitten Querschnitt. Außerdem ist das obige Herstellungsverfahren zum Herstellen von Stahlrohren, wie beispielsweise nahtgeschweißten Stahlrohren, schmiedegeschweißten Stahlrohren, festpressgeschweißten Stahlrohren, etc. mit einer einheitlichen Härte in dem Nahtabschnitt wirksam.
Es ist ebenfalls möglich, ohne eine Zwischenglühung durchzuführen, ein hochfestes Stahlrohr mit einem Gefüge, umfassend Ferrit und eine zweite Phase anders als Ferrit, die mehr als 30 % des Flächenverhältnisses in Anspruch nimmt und dennoch aus sehr feinen Ferritkörnern mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 2 μm oder weniger besteht herzustellen, beobachtet in dem Querschnitt, geschnitten senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlmaterials.
(Beispiel 1)
Grundstahlrohre mit einer wie in Tabelle 1 angegebenen chemischen Zusammensetzung wurden jeweils auf den in Tabelle 2 angegebenen Temperaturen erwärmt, indem eine Induktionsheizwicklung benutzt wurde und sie wurden unter den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen durch Nutzung von drei Walzenwalzwerke gewalzt, um Produktrohre bereitzustellen. In Tabelle 2 wurde ein festzustandspressgeschweißtes Stahlrohr erhalten, indem ein 2,6 mm dicker warmgewalzter Bandstreifen auf 600°C vorgewärmt wurde, die resultierenden Bandstreifen kontinuierlich zu einem offenen Rohr durch Nutzung einer Vielzahl von Walzen geformt wurde, Vorwärmen der beiden Kantenabschnitte des offenen Rohrs auf 1000°C durch Induktionserwärmung und weiteres Erwärmen der beiden Kantenabschnitte zu dem Nicht-Schmelztemperaturbereich von 1450°C durch Induktionsofen, bei dem beide Enden durch Nutzung von Abquetschwalzen zusammengestoßen wurden, wo Festphasenpressschweißen durchgeführt wurde. Somit wurde ein Stahlrohr mit einem Durchmesser von 42,7 mm und einer Dicke von 2,6 mm erhalten. Andererseits wurde ein nahtloses Stahlrohr durch Erwärmen eines strangge gossenen Vorblocks hergestellt, gefolgt von Herstellung eines Rohrs durch Nutzung eines Mannesmann-Dornwalzwerks (mandrel type mill).
Festigkeitseigenschaften, Kollisionsschlagbiegefestigkeitseigenschaften und Gefüge der Produktrohre wurden untersucht und die Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben. Die Festigkeitseigenschaften wurden an einem JIS Nr. 11-Probestück gemessen. Die Fließspannung wurde erhalten, indem der untere Fließpunkt angenommen wurde, im Falle dessen, dass das Fließphänomen klar zu beobachten war, für die anderen Fälle wurde jedoch 0,2 % PS genutzt.
Betreffend des Werts der Dehnung wurde ein faktorisierter Wert gemäß der folgenden Gleichung erhalten, in dem der Größeneffekt des Probestücks berücksichtigt wurde:
(wobei EI0 die beobachtete Dehnung repräsentiert, a0 ist ein Wert äquivalent zu 292 mm² und a repräsentiert die Querschnittsfläche des Probestücks (mm²)).
Die Kollisionsschlagbiegefestigkeitseigenschaften wurden durch Durchführen eines Hochgeschwindigkeitszugversuchs bei einer Umformgeschwindigkeit von 2000 s^–1 erhalten. Dann wurde die absorbierte Energie bis zu einer Dehnung von 30 % aus der beobachteten Spannungs-Dehnungskurve erhalten, um die Kollisionsaufprallabsorptionsenergie für die Bewertung zu benutzen.
Die Kollisionsaufpralleigenschaft wird durch eine Verformungsenergie eines Materials bei einer Umformgeschwindigkeit von 1000 bis 2000 s^–1 repräsentiert, was in der Praxis der Kollision eines Kraftfahrzeugs entspricht und ist für einen höheren Wert hervorragend.
Aus der Tabelle 2 geht hervor, dass die Probestücke, die in dem Schutzbereich der vorliegenden Erfindung liegen (Nr. 1 bis 16 und Nr. 19 bis 22) eine hervorragende Balance bezüglich der Duktilität und Festigkeit aufweisen. Außerdem ist eine hohe Zugfestigkeit für diese Probestücke mit höheren Umformgeschwindigkeiten zu beobachten und diese Probestücke haben auch hohe Kollisionsaufprallabsorptionsenergie. Andererseits wei sen die Probestücke, die außerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche gemäß der vorliegenden Erfindung liegen, d. h. Vergleichsbeispiele Nr. 17, Nr. 18 und Nr. 23 niedrige Werte für die Duktilität und Festigkeit auf. Diese Probestücke haben nicht nur eine schlechte Balance bezüglich der Festigkeit-Duktilität, sondern auch niedrige Kollisionsaufpralleigenschaften.
Vergleichsbeispiele Nr. 17 und Nr. 18 betreffen ferner ein Reduktionsverhältnis, welches außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt, und zeigen Vergröberung der Ferritkörner und weisen eine schlechte Balance betreffend Festigkeit-Duktilität und niedrige Kollisionsaufprallabsorptionsenergie auf.
(Beispiel 2)
Grundstahlrohre mit einer wie in Tabelle 3 angegebenen chemischen Zusammensetzung wurden jeweils auf den in Tabelle 4 angegebenen Temperaturen durch Verwendung einer Induktionsheizwicklung erwärmt und durch Nutzung eines Dreiwalzenwalzwerks wurden diese unter den in Tabelle 4 angegebenen Bedingungen gewalzt, um Produktrohre bereitzustellen. Die Grundstahlrohre wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in dem Beispiel 1 beschrieben, hergestellt.
Festigkeitseigenschaften, Kollisionsaufpralleigenschaften und Gefüge der Produktrohre wurden auf dieselbe Art und Weise wie in dem Beispiel untersucht, und die Ergebnisse sind in Tabelle 4 angegeben.
Aus der Tabelle 4 geht hervor, dass die Probestücke, welche innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung fallen (Nr. 2-1 bis 2-3, Nr. 2-6 bis 2-8 und Nr. 2-10 bis Nr. 2-14) eine hervorragende Balance, betreffend der Duktilität und Festigkeit aufweisen. Außerdem wurde eine hohe Zugfestigkeit für die Probestücke mit höherer Umformgeschwindigkeit beobachtet und diese Probestücke haben auch eine hohe Kollisionsaufprallabsorptionsenergie. Andererseits weisen die Probestücke, welche außerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung liegen, d. h. Vergleichsbeispiele Nr. 2-4, Nr. 2-5 und Nr. 2-9, niedrige Duktilität und Festigkeitswerte auf. Diese Probestücke weisen nicht nur eine schlechte Festigkeits-Duktilitätbalance auf, sondern auch niedrige Kollisionsaufpralleigenschaften.
Die vorliegende Erfindung stellt Stahlrohre bereit, die nicht nur eine bis jetzt noch nie erreichte, gut ausgewogene Duktilitäts- und Festigkeitsbalance aufweisen, sondern auch hervorragende Kollisionsschlagbiegefestigkeitseigenschaften. Außerdem weisen die Stahlrohre gemäß der vorliegenden Erfindung hervorragende Eigenschaften, betreffend der sekundären Verarbeitung auf, z. B. Ausbuchtung, wie beispielsweise Hydroformen, und sind deshalb zur Nutzung bei Ausbuchtung geeignet.
Unter den Stahlrohren gemäß der vorliegenden Erfindung weisen die geschweißten Stahlrohre (nahtgeschweißte Stahlrohre) und die festphasenpressgeschweißten Stahlrohre, ausgesetzt einer Nahtkühlung, einen gehärteten Nahtabschnitt mit einer Härte in dem gleichen Bereich, wie den des Ausgangsrohrs nach dem Walzen auf und zeigen weitere erkennbare Verbesserungen beim Ausbuchten.
(Beispiel 3)
Grundstahlrohre mit einer wie in Tabelle 5 angegebenen chemischen Zusammensetzung wurden jeweils auf Temperaturen, wie in Tabelle 6 angegeben, durch Nutzung einer Induktionsheizwicklung erwärmt und durch Nutzung von Drei – Walzgerüstwalzwerken wurden diese unter den in Tabelle 6 angegebenen Bedingungen gewalzt, um Produktrohre bereitzustellen. Die Grundstahlrohre mit einem Durchmesser von 110 mm und einer Dicke von 4,5 mm wurden aus warmgewalzten Stahlblechen hergestellt, die durch kontrolliertes Walzen und kontrolliertes Abkühlen erzeugt wurden.
Festigkeitseigenschaften, Kollisionsschlagbiegefestigkeitseigenschaften, das Gefüge der Produktrohre und Sulfid-Spannungskorrosionsrisswiderstandseigenschaften wurden untersucht und die Ergebnisse sind in Tabelle 6 angegeben. Ähnlich wie beim Beispiel 1 wurden Festigkeitseigenschaften an einem JIS Nr. 11-Probestück gemessen. Für die Dehnung wurde ein faktorierter Wert gemäß der folgenden Gleichung dadurch erhalten, indem der Größeneffekt des Probestücks berücksichtigt wurde:
(wobei EI0 die tatsächlich beobachtete Dehnung repräsentiert, a0 ein Wert ist, entsprechend 292 mm² und a die Querschnittsfläche des Probestücks (mm²) repräsentiert).
Auch die Kollisionsschlagbiegefestigkeitseigenschaft wurde, ähnlich wie beim Beispiel 1, durch Durchführen von Hochgeschwindigkeitszugversuche bei einer Umformgeschwindigkeit von 2000 s^–1 erhalten. Danach wurde die absorbierte Energie bis zu einer Dehnung von 30 % aus der beobachteten Spannungs-Dehnungskurve erhalten, um diese als die Kollisionsaufprallabsorptionsenergie zur Bewertung zu benutzen.
Die Kollisionsschlagbiegefestigkeitseigenschaft wird durch eine Verformungsenergie eines Materials bei einer Umformungsgeschwindigkeit von 1000 bis 2000 s^–1 repräsentiert, was in der Praxis den Aufprall eines Kraftfahrzeugs entspricht und für höhere Werte hervorragend ist.
Der Sulfid-Spannungskorrosionsriss wurde an einem C-Ringprobestück, wie in 7 gezeigt, ausgewertet. Eine Zugspannung, entsprechend 120 % der Fließfestigkeit wurde an dem Probestück in einem NACE-Bad (enthaltend 0,5 % Essigsäure und 5 % Natriumchlorid, gesättigt mit H₂S und bei einer Temperatur von 25°C und einem Druck von 1 atm) auferlegt, um zu untersuchen, ob sich Risse während einer Testperiode von 200 Stunden bilden. Die C-Ringprobestücke wurden aus einem Grundkörper des Produktrohres in die T-Richtung (der Umfangsrichtung) ausgeschnitten. Der Test wurde unter den gleichen Bedingungen an zwei Stücken durchgeführt.
Aus Tabelle 6 geht hervor, dass die Probestücke, welche innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung fallen (Nr. 3-1 bis 3-3, Nr. 3-5 bis 3-8, Nr. 3-10 und Nr. 3-12) eine hervorragende Duktilitäts- und Festigkeitsbalance aufweisen. Außerdem ist eine hohe Zugfestigkeit mit höherer Umformgeschwindigkeit für diese Probestücke zu beobachten und diese Probestücke haben auch eine große Kollisionsaufprallabsorptionsenergie. Ferner weisen sie hervorragenden Widerstand gegen Sulfid-Spannungskorrosionsriss auf und sind deshalb überlegen, wenn sie als Leitungsrohre benutzt werden. Andererseits weisen die Probestücke, die außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen, d. h. Vergleichsbeispiele Nr. 3-4, Nr. 3-9 und 3-11, niedrige Duktilitäts- oder Festigkeitswerte auf. Diese Probestücke weisen nicht nur eine schlechte Festigkeits-Duktilitätsbalance auf, sondern auch niedrige Kollisionsaufpralleigenschaften. Außerdem hat man herausgefunden, dass Bruchstellen an diesen Probestücken in dem NACE-Bad auftreten, was einen minderwertigen Sulfid-Spannungskorrosionsrisswiderstand kennzeichnet.
Vergleichsbeispiel Nr. 3-4, welches ein Reduktionsverhältnis aufweist, das außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt, zeigt eine Vergröberung der Ferritkörner, weist eine schlechte Festigkeits-Duktilitätsbalance und niedrige Kollisionsaufprallabsorptionsenergie auf und besitzt einen minderwertigen Sulfid-Spannungskorrosionsrisswiderstand.
Vergleichsbeispiele Nr. 3-9 und Nr. 3-11 sind bei einer Walztemperatur hergestellt, die außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt. Somit weisen sie vergröberte Ferritkörner, schlechte Festigkeits-Duktilitätsbalance und niedrige Kollisionsaufprallabsorptionsenergie auf und weisen ferner einen minderwertigen Sulfid – Spannungskorrosionsrisswiderstand auf.
(Beispiel 4)
Grundstahlrohre mit einer chemischen Zusammensetzung, wie in Tabelle 7 angegeben, wurden jeweils auf Temperaturen, wie in Tabelle 8 angegeben, durch Nutzung einer Induktionsheizwicklung erwärmt und wurden durch Nutzung einer Drei-Walzen-Walzvorrichtung unter den in Tabelle 8 gezeigten Bedingungen gewalzt, um Produktrohre bereitzustellen. Die Grundstahlrohre zur Nutzung in dem vorliegenden Beispiel wurden hergestellt, indem zuerst ein warmgewalzter Ring unter Verwendung einer Vielzahl von Profilwalzen geformt wurde, um ein offenes Rohr zu erhalten. Danach wurden nahtgeschweißte Stahlrohre mit einem Durchmesser von 110 mm und einer Dicke von 2,0 mm hergestellt, indem beide Kanten von jeder der resultierenden offenen Rohre unter Verwendung von Induktionserwärmung geschweißt wurden. Andererseits wurden nahtlose Rohre mit einem Durchmesser von 110 mm und einer Dicke von 3,0 mm hergestellt, indem die stranggegossenen Vorblöcke erwärmt wurden und danach wurden Rohre daraus durch Verwendung einer Mannesmann-Mandrelwalze hergestellt.
Festigkeitseigenschaften, Kollisionsaufpralleigenschaften, das Gefüge und die Dauerfestigkeitseigenschaften der Produktrohre wurden untersucht und die Ergebnisse sind in Tabelle 8 angegeben. Festigkeitseigenschaften, Kollisionsaufpralleigenschaften und das Gefüge wurden auf dieselbe Art und Weise wie in dem Beispiel 1 ausgewertet.
Bezüglich der Dauerfestigkeitseigenschaften wurden die Produktrohre ohne Veränderungen als Testproben benutzt, an welchen ein Auslegertypschwankungsdauerschwingversuch durchgeführt wurde (Schwankungsgeschwindigkeit: 20 Hz). Somit wurde die Dauerfestigkeit bestimmt.
Aus der Tabelle 8 geht hervor, dass die Probestücke, welche innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung fallen (Nr. 4-1, Nr. 4-3 und Nr. 4-6 bis 4-9) eine hervorragende Duktilität und Festigkeitsbalance aufweisen. Außerdem wurde eine hohe Zugfestigkeit für die Probestücke mit höherer Umformgeschwindigkeit beobachtet und diese Probestücke haben auch eine hohe Kollisionsaufprallabsorptionsenergie. Außerdem weisen diese hervorragende Dauerfestigkeitseigenschaften auf, die für die Nutzung als sehr dauerfeste Stahlrohre geeignet sind. Andererseits weisen die Probestücke, welche außerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche gemäß der vorliegenden Erfindung liegen, d. h. Vergleichsbeispiele Nr. 4-2, Nr. 4-4 und Nr. 4-5 niedrige Dauerfestigkeitswerte auf.
Vergleichsbeispiel Nr. 4-2 wird hergestellt, ohne das Walzen der vorliegenden Erfindung durchzuführen, Vergleichsbeispiel Nr. 4-5 weist ein Reduktionsverhältnis auf, das außerhalb des beanspruchten Bereichs liegt und Vergleichsbeispiel Nr. 4-4 wird in einem Temperaturbereich gewalzt, der außerhalb des beanspruchten Bereichs liegt. Diese weisen somit vergröberte Ferritkörner, eine schlechte Festigkeits-Duktilitätsbalance und niedrige Kollisionsaufprallabsorptionsenergie auf und weisen minderwertige Dauerfestigkeitseigenschaften auf.
(Beispiel 5)
Ein Ausgangsstahlmaterial A1, dessen chemischen Zusammensetzung in Tabelle 9 angegeben ist, wurde warmgewalzt, um einen 4,5 mm dicken Bandstreifen bereitzustellen. Durch Nutzung der Produktionsstraße gemäß 5 wurde der Bandstreifen 1 auf 600°C in einem Vorwärmofen 2 vorgewärmt und kontinuierlich zu einem offenen Rohr durch Nutzung einer Formungseinrichtung 3, bestehend aus einer Vielzahl von Gruppen von Profilwalzen, geformt. Die Kantenabschnitte von jedem der offenen Rohre 7 wurden durch eine Kantenvorwärmungsinduktionserwärmungseinheit 4 auf 1000°C erwärmt und wurden danach durch Nutzung einer Kantenerwärmungsinduktionserwärmungsvorrichtung 5 auf 1450°C erwärmt, diese wurden unter Nutzung von Abquetschwalzen 6 zu sammengestoßen und festphasenpressgeschweißt, um Grundstahlrohre 8 mit einem Durchmesser von 88,0 mm und einer Dicke von 4,5 mm zu erhalten.
Danach wurde jedes der Grundstahlrohre einer Nahtkühlung unterworfen und wurde durch Nutzung einer Rohrerwärmungsvorrichtung 22 auf eine vorbestimmte Temperatur, wie in Tabelle 10 gezeigt, erwärmt oder durchwärmt und ein Produktrohr mit dem vorbestimmten äußeren Durchmesser wurde daraus produziert, indem eine Walzvorrichtung 21, bestehend aus einer Vielzahl von Dreiwalzenwalzwerke benutzt wurde. Die Anzahl der Walzgerüste wurde abhängig von dem äußeren Durchmesser des Produktrohres variiert, d. h. 6 Walzgerüste wurden für ein Produktrohr mit einem äußeren Durchmesser von 60,3 mm benutzt, wobei 16 Walzgerüste für die Rohre benutzt wurden, die einen äußeren Durchmesser von 42,7 mm hatten.
In dem obigen Walzschritt wurde das Produktrohr Nr. 5-2 Schmierwalzen durch Nutzen eines Walzöls, basierend auf einem Mineralöl gemischt mit synthetischem Ester, unterworfen.
Die Produktrohre wurden nach dem Walzen luftgekühlt.
Kristallkorndurchmesser, Festigkeitseigenschaften und Schlagbiegefestigkeitseigenschaften wurden für jedes Produktrohr untersucht und die Ergebnisse sind in Tabelle 10 angegeben. Der Kristallkorndurchmesser wurde durch mikroskopische Beobachtung unter einer Vergrößerung von 5000 mal bei zumindest 5 Sichtfeldern erhalten, die entlang eines Querschnitts (C-Querschnitt) senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs aufgenommen wurden, wodurch der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser der Ferritkörner gemessen wurde. Die Festigkeitseigenschaften wurden an einem JIS Nr. 11-Probestück gemessen. Für die Dehnung wurde ein faktorisierter Wert gemäß der folgenden Gleichung erhalten, indem der Größeneffekt des Probestücks berücksichtigt wurde:
wobei EI0 die tatsächlich beobachtete Dehnung repräsentiert, a0 ein Wert ist, entsprechend 100 mm² und a die Querschnittsfläche des Probestücks (mm²) repräsentiert). Aufpralleigenschaften (Zähigkeit) wurden ausgewertet, indem das tatsächliche Rohr einem Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy ausgesetzt wurde und indem das Verformungsbruchverhältnis in dem C-Querschnitt bei einer Temperatur von -150°C genutzt wurde. Der Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy an einem tatsächlichen Rohr wurde durchgeführt, indem ein Stoß auf ein tatsächliches Rohr zum Formen einer 2 mm-V-Kerbe in einer Richtung senkrecht zu der Längsrichtung des Rohrs auferlegt wurde und das Verhältnis des Verformungsbruchs wurde daraus erhalten.
Aus Tabelle 10 geht hervor, dass die Probestücke, welche innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung fallen (Nr. 5-2, Nr. 5-4 bis 5-7, Nr. 5-9 bis 5-11 und Nr. 5-13) aus feinen Ferritkörnern mit einem durchschnittlichen Kristalldurchmesser von 1 μm oder weniger bestehen, eine hohe Dehnung und Zähigkeit aufweisen und eine hervorragende Festigkeits-, Zähigkeits- und Duktilitätsbalance besitzen. Im Falle des Probestücks Nr. 5-2, welches Schmierwalzen unterworfen wurde, wurden geringe Schwankungen, betreffend der Kristallkörner entlang der Richtung der Rohrdicke beobachtet. Andererseits weisen die Probestücke, welche außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung fallen, d. h. Vergleichsbeispiele (Nr. 5-1, Nr. 5-3, Nr. 5-8 und Nr. 5-12) vergröberte Kristallkörner und eine verschlechterte Duktilität und Zähigkeit auf. Man hat herausgefunden, dass das Gefüge der Produktrohre, welche innerhalb des Bereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung fallen, aus Ferrit- und Perlitkörnern, Ferrit- und Zementitkörnern oder Ferrit- und Bainitkörnern besteht.
(Beispiel 6)
Ein Stahlmaterial B1, dessen chemischen Zusammensetzung in Tabelle 9 angegeben ist, wurde in einem Konverter geschmolzen und Walzblöcke wurden daraus durch Stranggießen geformt. Die resultierenden Walzblöcke wurden erwärmt und nahtlose Rohre mit einem Durchmesser von 110,0 mm und einer Dicke von 6,0 mm wurden daraus durch Nutzung einer Mannesmann-Dornwalze erhalten. Die somit erhaltenen nahtlosen Rohre wurden durch Nutzung von Induktionsheizwicklungen auf den in Tabelle 11 angegebenen Temperaturen wiedererwärmt und Produktrohre mit einem äußeren Durchmesser wie in Tabelle 11 angegeben wurden daraus durch Nutzung eines Drei-Walzenwalzwerks hergestellt. Die Anzahl der Walzgerüste wurde abhängig von dem äußeren Durchmesser des Produktrohres variiert; d. h. 18 Walzgerüste wurden für ein Produktrohr mit einem äußeren Durchmesser von 60,3 mm benutzt, 20 Walzgerüste wurden für ein Produktrohr mit einem Durchmesser von 42,7 mm benutzt, 24 Walzgerüste wurden für ein Produktrohr mit einem Durchmesser von 31,8 mm benutzt und 28 Walzgerüste wurden für diejenigen benutzt, welche einen äußeren Durchmesser von 25,4 mm hatten.
Die charakteristischen Eigenschaften der Produktrohre wurden jeweils untersucht und sind in Tabelle 11 angegeben. Die Untersuchungen wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in dem Beispiel 5 betreffend das Gefüge, Kristallkorngröße, Festigkeitseigenschaften und Zähigkeit durchgeführt.
Aus der Tabelle 11 geht hervor, dass die Probestücke, welche innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen (Nr. 6-1, Nr. 6-3, Nr. 6-6, Nr. 6-7 und Nr. 6-9) aus feinen Ferritkörnern mit einem durchschnittlichen Kristalldurchmesser von 1 μm bestehen, eine hohe Dehnung und Zähigkeit aufweisen und eine hervorragende Festigkeits-, Zähigkeits- und Duktilitätsbalance besitzen. Andererseits weisen die Probestücke, welche außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen, d. h. Vergleichsbeispiele (Nr. 6-2, Nr. 6-4, Nr. 6-5 und Nr. 6-8) vergröberte Kristallkörner auf und haben eine minderwertige Duktilität und Zähigkeit.
Man hat herausgefunden, dass das Gefüge der Produktrohre, welche innerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche gemäß der vorliegenden Erfindung fallen, aus Ferrit- und Perlitkörnern, Ferrit- und Zementitkörnern, oder Ferrit- und Bainitkörnern bestehen.
(Beispiel 7)
Ausgangsstahlmaterialien, deren chemischen Zusammensetzungen in Tabelle 12 angegeben sind, wurden jeweils durch Nutzung einer Induktionsheizwicklung auf den in Tabelle 13 angegeben Temperaturen erwärmt und wurden durch Verwendung eines Drei-Walzenwalzwerks unter den in Tabelle 13 angegebenen Bedingungen gewalzt, um Produktrohre bereitzustellen. Die Anzahl der Walzgerüste wurde abhängig von dem Typ des Rohrs variiert; d. h. 24 Walzgerüste wurden für nahtlose Rohre benutzt, wobei 16 Walzgerüste für festphasenpressgeschweißte Rohre und nahtgeschweißte Rohre benutzt wurden.
In Tabelle 13 wurde ein festphasenpressgeschweißtes Stahlrohr erhalten, indem ein 2,3 mm dicker warmgewalzter Bandstreifen auf 600°C vorgewärmt wurde, der resultie rende Bandstreifen kontinuierlich zu einem offenen Rohr durch eine Vielzahl von Walzen geformt wurde, die beiden Kantenabschnitte des offenen Rohrs auf 1000°C mittels Induktionserwärmung vorgewärmt wurden, weiteres Erwärmen der beiden Kantenabschnitte durch Induktionsofen auf eine Temperatur von 1450°C, d. h. auf eine Temperatur unterhalb des Schmelzvorgangs, bei welcher die beiden Enden durch Abquetschrollen zusammengestoßen wurden und das Festphasenpressschweißen durchgeführt wurde. Somit wurden die Stahlrohre mit vorbestimmtem äußeren Durchmesser erhalten. Andererseits wurden nahtlose Stahlrohre durch Erwärmen eines stranggegossenen Vorblocks erhalten und daraus wurden die nahtlosen Rohre durch Nutzung einer Mannesmann-Dornwalze mit einem Durchmesser von 110,0 mm und einer Dicke von 4,5 mm produziert.
Die charakteristischen Eigenschaften der Produktrohre wurden untersucht und sind in Tabelle 13 angegeben. Die Untersuchungen wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in dem Beispiel 1 bezüglich dem Gefüge, Kristallkorngröße, Festigkeitseigenschaften und Zähigkeit durchgeführt.
Aus Tabelle 13 geht hervor, dass die Probestücke, welche innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung liegen, aus feinen Ferritkörnern mit einem durchschnittlichen Kristalldurchmesser von 1 μm oder weniger bestehen, eine hohe Dehnung und Zähigkeit haben und eine hervorragende Festigkeits-, Zähigkeits- und Duktilitätsbalance aufweisen. Man hat herausgefunden, dass das Gefüge der Produktrohre, welche innerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung fallen, aus Ferrit- und Perlitkörnern, oder aus Ferrit-, Perlit- und Bainitkörnern, oder aus Ferrit- und Zementitkörnern, oder aus Ferrit- und Martensitkörnern besteht.
(Beispiel 8)
Jedes der Ausgangsstahlmaterialien, deren chemische Zusammensetzung in Tabelle 14 angegeben ist, wurde warmgewalzt, um einen 4,5 mm dicken Bandstreifen bereitzustellen. Durch Nutzung der in 5 gezeigten Produktionsstraße, wurde der Bandstreifen 1 in einem Vorwärmofen 2 auf 600°C vorgewärmt und wurde kontinuierlich zu einem offenen Rohr durch Nutzung einer Formungseinheit 3 geformt, welche aus einer Vielzahl von Gruppen von Profilwalzen besteht. Die Kantenabschnitte von jedem der offenen Rohre 7 wurden durch eine Kantenvorwärminduktionserwärmungseinheit 4 auf 1000°C arwärmt und wurden dann durch eine Kantenerwärmungsinduktionserwärmungseinheit 5 auf 1450°C erwärmt, bei der sie zusammengestoßen und durch Nutzung von Abquetschrollen 6 festphasenpressgeschweißt wurden, um Grundstahlrohre 8 mit einem Durchmesser von 110,0 mm und einer Dicke von 4,5 mm zu erhalten.
Danach wurde jedes der Grundstahlrohre einer Nahtkühlung unterworfen und wurde durch Nutzung einer Rohrerwärmungsvorrichtung 22 auf eine wie in Tabelle 15 angegebene vorbestimmte Temperatur erwärmt oder durchwärmt und ein Produktrohr mit dem vorbestimmten äußeren Durchmesser wurde dadurch durch Nutzung einer Walzvorrichtung 21, bestehend aus einer Vielzahl von Drei-Walzwerken hergestellt. Die Anzahl der Walzgerüste wurde abhängig von dem äußeren Durchmesser des Produktrohrs variiert; d. h. 6 Walzgerüste wurden für ein Produktrohr mit einem äußeren Durchmesser von 60,3 mm benutzt, wobei 16 Walzgerüste für die mit einem äußeren Durchmesser von 42,7 mm benutzt wurden.
In dem obigen Walzschritt wurde das Produktrohr gemäß Nr. 1-2 Schmierwalzen durch Nutzung eines Walzöls, basierend auf Mineralöl, gemischt mit einem synthetischen Ester, unterworfen.
Die Produktrohre wurden nach dem Walzen luftgekühlt.
Kristallkorndurchmesser und Festigkeitseigenschaften wurden für jedes der Produktrohre untersucht und die Ergebnisse sind in Tabelle 15 angegeben. Der Kristallkorndurchmesser wurde durch mikroskopische Beobachtung unter einer Vergrößerung von 5000 mal bei zumindest 5 Sehfeldern, bestimmt entlang einem Querschnitt (C-Querschnitt) senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs, erhalten, wodurch der durchschnittliche Kristallkorndurchmesser der Ferritkörner gemessen wurde. Die Festigkeitseigenschaften wurden an einem JIS Nr. 11-Probestück gemessen. Betreffend der Dehnung wurde ein faktorisierter Wert gemäß der folgenden Gleichung erhalten, indem der Größeneffekt des Probestücks berücksichtigt wurde:
wobei EI0 die tatsächlich beobachtete Dehnung repräsentiert, a0 ein Wert ist, entsprechend 100 mm² und a die Querschnittsfläche des Probestücks (mm²) repräsentiert).
Aus Tabelle 15 geht hervor, dass die Probestücke, welche innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung fallen (Nr. 1-2, Nr. 1-4 bis 1-7 und Nr. 1-10) aus feinen Körnern mit einem durchschnittlichen Kristalldurchmesser von 2 μm oder weniger bestehen, eine hohe Dehnung und Zähigkeit haben, eine Zugfestigkeit von 600 MPa oder mehr aufweisen und eine hervorragende Festigkeits-, Zähigkeits- und Duktilitätsbalance besitzen.
Im Falle des Probestücks 1-2, welches Schmierwalzen unterworfen wurde, wurden geringe Schwankungen, betreffend der Kristallkörner entlang der Richtung der Rohrdicke beobachtet. Andererseits weisen die Probestücke, welche außerhalb des Bereichs gemäß der vorliegenden Erfindung liegen, d. h. die Vergleichsbeispiele (Nr. 1-1, Nr. 1-3, Nr. 1-8 und Nr. 1-9) vergröberte Kristallkörner und minderwertige Duktilität auf.
Man hat herausgefunden, dass das Gefüge der Produktrohre, welche innerhalb des Schutzbereichs der Ansprüche der vorliegenden Erfindung fallen, Ferrit und Zementit als eine zweite Phase, die mehr als 30 % des Flächenverhältnisses in Anspruch nimmt, umfasst.
(Beispiel 9)
Jedes der Grundstahlrohre, deren chemische Zusammensetzung in Tabelle 16 angegeben sind, wurde durch eine Induktionsheizwicklung auf die in Tabelle 17 angegebenen Temperaturen erwärmt und Produktrohre mit den in Tabelle 17 angegebenen äußeren Durchmessern wurden jeweils dadurch erhalten, indem ein Drei-Walzenwalzwerk benutzt wurde. Die Anzahl der Walzgerüste, die in dem Walzwerk benutzt wurden, waren 16.
Die charakteristischen Eigenschaften der Produktrohre wurden jeweils untersucht und sind in Tabelle 17 angegeben. Die Untersuchungen wurden auf dieselbe Art und Weise wie bei Beispiel 8, betreffend das Gefüge, Kristallkorngröße und Festigkeitseigenschaften durchgeführt.
Aus Tabelle 17 geht hervor, dass die Probestücke (Nr. 2-1 bis 2-6), welche innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung liegen, aus feinen Ferritkörnern mit einem durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser von 2 μm oder weniger bestehen, eine Zugfestigkeit von 600 MPa oder mehr aufweisen, hohe Dehnung aufweisen und eine hervorragende Festigkeits- und Duktilitätsbalance besitzen. Andererseits weisen die Probestücke, welche außerhalb des Schutzbereichs gemäß der vorliegenden Erfindung liegen, d. h. die Vergleichsbeispiele (Nr. 2-7 und Nr. 2-8) vergröberte Kristallkörner und minderwertige Festigkeit auf, so dass eine angestrebte Zugfestigkeit nicht erhalten wurde.
Man hat herausgefunden, dass das Gefüge der Produktrohre, welche innerhalb des Schutzbereichs der vorliegenden Erfindung liegen, Ferrit und eine zweite Phase, enthaltend Perlit, Zementit, Bainit oder Martensit, die mehr als 30 % des Flächenverhältnisses in Anspruch nimmt, umfasst.
Wie oben beschrieben, stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Herstellen von hochfesten Stahlrohren mit erheblich verbesserter Duktilitäts- und Festigkeitsbalance bereit. Außerdem besitzen die Stahlrohre gemäß der vorliegenden Erfindung überlegene Eigenschaften bei der sekundären Bearbeitung, z. B. Ausbuchten, wie beispielsweise Hydroformen. Folglich sind sie besonders zur Nutzung bei Ausbuchtung geeignet.
Unter den Stahlrohren gemäß der vorliegenden Erfindung weisen die geschweißten Stahlrohre und die festphasenpressgeschweißten Stahlrohre, die einer Nahtkühlung unterworfen wurden, einen gehärteten Nahtabschnitt mit einer Härte, entsprechend der des Ausgangsrohrs nach dem Walzen auf, und zeigen weitere sichtbare Verbesserungen beim Ausbuchten.
Industrielle Anwendbarkeit
Gemäß der vorliegenden Erfindung können hochfeste Stahlrohre mit hervorragenden Duktilitäts- und Schlagbiegefestigkeiteigenschaften unter hoher Produktivität und mittels eines einfachen Verfahrens erhalten werden. Die vorliegende Erfindung erweitert somit das Anwendungsgebiet von Stahlrohren und ist deshalb in der Industrie besonders effizient. Die vorliegende Erfindung reduziert die Nutzung von Legierungselementen und ermöglicht günstige Herstellung von hochfesten, hochduktilen Stahlrohren mit verbesserten Dauerfestigkeitseigenschaften, oder hochfesten Stahlrohren mit hoher Zähigkeit zur Nutzung als Leitungsrohre mit verbessertem Spannungskorrisonsrisswiderstand. Außerdem wird ein hochfestes Stahlmaterial produziert, enthaltend sehr feine Kristallkörner mit einer Größe von 1 μm oder weniger, welches hervorragende Zähigkeit und Duktilität aufweist, wodurch die Nutzung der Stahlmaterialien erweitert wird.
Leicht erhältlich und ohne anwenden von Zwischenglühen ist auch ein Stahlmaterial, enthaltend sehr feine Kristallkörner mit einer Größe von 2 μm oder weniger, welches eine Zugfestigkeit von 600 MPa oder mehr und hervorragende Zähigkeit und Duktilität aufweist.

Claims

Ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs mit wenigstens 35% Ferrit, die Ferritkörner haben eine durchschnittliche Korngröße von 3 μm oder weniger, das Verfahren umfasst Erwärmen oder Durchwärmen eines Grundstahlrohrs in einem Temperaturbereich von Ac₃ Umwandlungspunkt bis 400°C, das Stahlrohr hat einen äußeren Durchmesser von ODi (mm) und Ferritkörner mit einem durchschnittlichen Kristalldurchmesser von di (μm) in dem Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs, gefolgt von Durchführen von Reduktion bei einer durchschnittlichen Walztemperatur von θm (°C) und einem totalen Reduktionsverhältnis Tred (%), um ein Rohrprodukt mit einem äußeren Durchmesser ODf (mm) zu erhalten, die Reduktion umfasst Durchführen dieser in dem Temperaturbereich von 400°C oder mehr, aber nicht mehr als der Ac₃ Umwandlungspunkt und auf eine solche Art und Weise, dass der durchschnittliche Kristalldurchmesser von di (μm), die durchschnittliche Walztemperatur von θm (°C) und das insgesamte Reduktionsverhältnis Tred (%) in einem Verhältnis zueinander sind, welches die folgende Gleichung (1) erfüllt: di ≤ (2,65 – 0,003 × θm) × 10((0,008+θm/50000×Tred) (1),worin di den durchschnittlichen Kristalldurchmesser des Grundstahlrohrs (μm) bezeichnet; θm die durchschnittliche Walztemperatur (°C) bezeichnet ( = (θi + θf)/2, wobei θi die Anfangswalztemperatur (°C) ist, und θf die Endwalztemperatur (°C) ist) und Tred das insgesamte Reduktionsverhältnis (%) bezeichnet ( = ODi – ODf) × 100/ODi, wobei ODi der äußere Durchmesser des Grundstahlrohrs (mm) ist, und ODf der äußere Durchmesser des Rohrprodukts (mm) ist).
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach Anspruch 1, wobei der Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs nach der Reduktion sehr feine Ferritkörner mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 1 μm oder weniger aufweist.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach Anspruch 1 oder 2, wobei das Gefüge des Stahlrohrs nach der Reduktion allein aus Ferrit oder Ferrit zusammen mit einer zweiten Phase anders als Ferrit, welche 30% oder weniger des Flächenverhältnisses in Anspruch nimmt, besteht.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach Anspruch 1, wobei das Gefüge des Stahlrohrs nach der Reduktion aus Ferrit zusammen mit einer zweiten Phase anders als Ferrit, die mehr als 30% des Flächenverhältnisses in Anspruch nimmt, besteht und der Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs nach Anlassen sehr feine Ferritkörner mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 2 μm oder weniger enthält.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach Anspruch 4, wobei der Querschnitt senkrecht zu der Längsrichtung des Stahlrohrs nach dem Anlassen sehr feine Ferritkörner mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 1 μm oder weniger enthält.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei Anlassen in einem Temperaturbereich von Ac₃ Umwandlungspunkt bis 400°C durchgeführt wird.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das Verfahren Erwärmen des Grundstahlrohrs vor der Reduktion in dem Temperaturbereich von 400°C bis 750°C und anschließend Durchführen der Reduktion in einem Temperaturbereich von 400°C bis 750°C umfasst.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Reduktion unter Schmierung durchgeführt wird.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das Verfahren wenigstens einen Walzdurchlauf mit einem Reduktionsverhältnis pro Durchlauf von 6% oder mehr umfasst.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das kumulative Reduktionsverhältnis beim Anlassen 60% oder mehr ist.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Reduktion an einem Grundstahlrohr, enthaltend – in Gew.-% – 0,005 bis 0,30% an C, 0,01 bis 3,0% an Si, 0,01 bis 2,0% an Mn, 0,001 bis 0,10% an Al und der Rest ist Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen, durchgeführt wird.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das Anlassen an einem Grundstahlrohr, enthaltend – in Gew.-% – 0,005 bis 0,30% an C, 0,01 bis 3,0% an Si, 0,01 bis 2,0% an Mn, 0,001 bis 0,10% an Al und ferner, enthaltend wenigstens einen oder mehrere Typen ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 0,5% oder weniger an Cu, 0,5% oder weniger an Ni, 0,5% oder weniger an Cr und 0,5% oder weniger an Mo, oder ferner einen oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 0,1% oder weniger an Nb, 0,1% oder weniger an V, 0,1 % oder weniger an Ti und 0,004% oder weniger an B; oder ferner zusätzlich einen oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 0,02% oder weniger an REM und 0,01 % oder weniger an Ca und der Rest ist Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen, durchgeführt wird.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei Anlassen an einem Grundstahlrohr, enthaltend – in Gew.-% – mehr als 0,30% bis 0,70% an C, 0,01 bis 2,0% an Si, 0,01 bis 2,0% an Mn, 0,001 bis 0,10% an Al und der Rest ist Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen, durchgeführt wird.
Das Verfahren zum Herstellen eines Stahlrohrs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei das Anlassen an einem Grundstahlrohr, enthaltend – in Gew.-% – mehr als 0,30% bis 0,70% an C, 0,01 bis 2,0% an Si, 0,01 bis 2,0% an Mn, 0,001 bis 0,10% an Al und ferner, enthaltend wenigstens einen oder mehrere Typen ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 0,5% oder weniger an Cu, 0,5% oder weniger an Ni, 0,5% oder weniger an Cr und 0,5% oder weniger an Mo; oder ferner einen oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 0,1 % oder weniger an Nb, 0,1 % oder weniger an V, 0,1 % oder weniger an Ti und 0,004% oder weniger an B; oder ferner zusätzlich einen oder mehrere ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus 0,02% oder weniger an REM und 0,01 % oder weniger an Ca und der Rest ist Fe mit unvermeidbaren Verunreinigungen, durchgeführt wird.