EP2009120B1 - Verwendung einer hochfesten Stahllegierung zur Herstellung von Stahlrohren mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit - Google Patents

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EP2009120B1
EP2009120B1 EP08011681.7A EP08011681A EP2009120B1 EP 2009120 B1 EP2009120 B1 EP 2009120B1 EP 08011681 A EP08011681 A EP 08011681A EP 2009120 B1 EP2009120 B1 EP 2009120B1
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Uwe Dr.-Ing. Diekmann
Andreas Dr.-Ing. Frehn
Alexander Dr.-Ing. Redenius
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Benteler Deustchland GmbH
Benteler Automobiltechnik GmbH
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Benteler Deustchland GmbH
Benteler Automobiltechnik GmbH
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    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
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    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the invention relates to the use of a steel alloy according to the features of patent claim 1.
  • micro-alloyed fine grain steels with ferritic-pearlitic structure for example steel StE 460.
  • this steel achieves breaking strengths of 650 - 750 MPa and elongation at break of approximately 20 - 25%.
  • the product of strength and elongation at break is usually about 16,000 - 18,000 [MPa *%].
  • This combination of properties allows a good cold workability, eg by pulling, pressing, thread rolling.
  • Classic become the properties of the StE 460 achieved by variations of 20MnV6 steel alloy.
  • the solid solution hardening by the alloying element manganese together with the precipitation of vanadium carbonitrides causes a comparatively high strength at a moderate cost.
  • the strength is adjusted by varying the carbon content generally in the range between 0.12 and 0.22%.
  • vanadium, titanium and niobium also play an important role as micro-alloying elements.
  • the micro-alloying elements are generally alloyed in small proportions of up to 0.2%, the amount and choice of the micro-alloying elements being dependent on thermoforming, eg hot-rolled strip production.
  • the structure of a classic StE 460 consists of a mixture of ferrite and pearlite and is generally formed by cooling in air after rolling or austenitizing.
  • An advantage of these steels is the property, by a so-called normalization, generally carried out in the form of austenitization and cooling in air, restore the initial structure and the initial properties even after a complex manufacturing history.
  • a further increase in the strength through additional alloying elements leads to increased costs and to a pronounced decrease in the elongation at break, so that the desired cold workability is not guaranteed.
  • additional heat treatment such as soft annealing before forming, this problem can be easily overcome.
  • this procedure is also associated with increased costs.
  • the described ferritic-pearlitic structure of the state of the art steel tubes has in addition to the only moderate ratio of strength and ductility additional disadvantages.
  • the microstructures ferrite-perlite are not evenly distributed but show a pronounced lineiness, which as a first consequence brings about a pronounced anisotropy of the properties and leads to undesirable effects during cold forming. For example, there are significant differences along and across the rolling direction.
  • Welded steel pipes are often produced by pressure welding.
  • the strip edges are heated by resistance heating (high-frequency or direct current) and then welded at high pressure with significant plastic deformation, without a molten phase is formed.
  • Such welding methods are therefore covered by the term solid state welding methods.
  • a great advantage of the welding process described is the extremely high welding speed, which is significantly higher than other methods, e.g. above that of the laser beam welding, and thus brings a superior cost-effectiveness.
  • pressure welding of ferritic-pearlitic steels however, the formation of the weld bead as a result of the necessary plastic deformation results in the effect that pearlite rows are deflected and reach the surface in the region of the weld zone.
  • brittle cementite lamellae of the pearlitic structure constituent form metallurgical notches, which in the worst case emerge perpendicular to the surface.
  • These fins can already be used during the following processing, e.g. Calibration of pipes for roundness, lead to cracks.
  • these notches mean that even with high static strength no high dynamic strength can be achieved. Consequently, pearlite-free structures are particularly suitable for producing high-strength press-welded steel tubes.
  • TRIP steels usually contain over 0.2% carbon, with the silicon content often exceeding 1.5%.
  • the microstructure of these steels has a ferritic-bainitic base matrix containing retained austenite constituents, which are converted to hard martensite during transformation of the steel.
  • the retained austenite is stabilized by alloying elements and a special heat treatment.
  • the advantage of the TRIP steel lies in the good forming properties at high strengths and high breaking strengths.
  • a TRIP steel has a high solidification capacity even with large changes in shape and a high energy absorption capacity, which is maintained even under dynamic load.
  • TRIP steels generally require a complex and technically difficult heat treatment to stabilize the desired amount of retained austenite to room temperature.
  • the TRIP heat treatment generally consists of accelerated cooling from the austenite region to prevent perlite formation and holding for a few minutes at temperatures just above the martensite start temperature. This heat treatment requires a complex process control and is difficult to implement reliably in conventional production facilities of plants for pipe production.
  • ferritic-bainitic steels (FB steels) which have strengths of 500-1,000 MPa and exhibit better properties in relation to the forming behavior than ferritic-pearlitic steels of the same strength.
  • FB steels ferritic-bainitic steels
  • the achievable plastic deformations at strengths above 700 MPa are still too low.
  • the production of ferritic-bainitic steels generally requires a so-called thermomechanical treatment, ie special rolling and cooling conditions. For this reason, conventional ferritic-bainitic steels are mainly available as hot-rolled strip.
  • TRIP steels and FB steels can not yet be normalized analogously to ferritic-pearlitic steels, since during normalization the necessary cooling conditions are not guaranteed.
  • the first three steels shown have a significantly higher carbon content and also differ in the other elements from the composition of the below presented and inventive alloys 1 to 4.
  • the presented TRIP steel (number 3) achieves comparable mechanical properties, for processing
  • Material characteristics of Docol 1000 DP, TRIP steel RA-K 42/80 and FB-W 600 are only available in strip material. Therefore, the table also indicates the A80 instead of the A5 elongation for the DP / TRIP and FB steel.
  • the A80 elongation is used for strip material due to sample geometry, as opposed to strip tensile.
  • a steel alloy for high strength cold rolled sheets.
  • the thin cold-rolled steel sheet is heated to a temperature between the Ac1 transformation point and the austenitizing temperature + 50 ° C, then cooled at a cooling rate between 5 and 150 ° C / s to a temperature range of at least 600 to 500 ° C. Subsequently, the temperature is maintained in a range of 350 to 500 ° C.
  • Such a steel sheet has good ductility properties and exhibits good values in terms of breaking strength and elongation at break, so that it has good crash properties when used in the automotive field.
  • the steel tube consists of an alloy of 0.02% carbon, 0.3% to 2.5% silicon, 0.10% to 3.0% manganese, 0.005% sulfur maximum, 0.15% phosphorus maximum, 0.005% bis 0.100% aluminum, at most 0.0050% nitrogen and at least one element from the following group with the following proportions: 0.001% to 0.200% titanium, 0.001% to 0.200% niobium, 0.001% to 0.200% vanadium and 0.0005% to 0.0030% boron, balance iron and unavoidable impurities.
  • the structure has a complex structure containing 5 to 20% retained austenite, with the remainder of the structure consisting of a structure of the following group: bainite, ferrite and perlite.
  • the steel tube is heated above the Ac1 transformation point to the Ac3 transformation point. The temperature is kept for 30 minutes or less. Subsequently, it is cooled at a cooling rate of at least 0.5 ° C / sec to a temperature between the MS transformation point + 100 ° C to the MS transformation point. Then, the temperature is maintained for 30 to 300 seconds. This is followed by air cooling to room temperature.
  • the invention is based on the object of demonstrating how steel pipes with high strength and good formability can be produced without costly heat treatment and without costly alloying concepts, wherein the elongation at break should at least equal the steel StE 460 and wherein the steel pipes have a breaking strength above 700 MPa should.
  • the solution of the problem of the invention is achieved by a new structure concept and its alloy implementation.
  • the new alloy concept is based on the avoidance of perlite and on the setting of a ferritic-bainitic structure with small amounts of lamellar retained austenite. As a result, favorable, low yield strength ratios are achieved for cold forming.
  • the product of breaking strength and elongation at break reaches very good values of more than 20,000 [MPa *%].
  • This microstructure is achieved by adapting the chemical composition to predefined cooling conditions of the steel tubes from the austenite region. The cooling conditions are described by a continuous cooling with cooling rates between 0.5 K / sec and 5 K / sec.
  • the alloy concept prevents the formation of perlite in this cooling zone.
  • ferrite or bainitic ferrite and one or more residual phases are formed Residual phases which, depending on the cooling conditions, consist of lower bainite and martensite with lamellar retained austenite.
  • Residual phases which, depending on the cooling conditions, consist of lower bainite and martensite with lamellar retained austenite.
  • the steel is characterized by excellent formability in the cold state, as well as by a high breaking strength at high elongation at break, which is caused by the strong solidification due to the multi-phase character.
  • the pipes are intended to be cold formed in further processing.
  • the alloys show a basic ferritic structure with bainite, martensite and partially retained austenite, the grain sizes being 10-20 ⁇ m for the rolling conditions not optimized here. Occasionally it comes to the formation of fine and small pearlite nests, which are not arranged in a row. By improving the hot rolling conditions, the microstructures can be significantly improved and thus also the properties of the materials.
  • Alloy 3 after improved hot rolling conditions, i. from the standard production of seamless tubes measuring 36 x 3.6 mm with a final rolling temperature of 860 ° C. Alloy 3 was chosen as an example because it has a high strength.
  • the material characteristics of the alloy after hot rolling of seamless tubes Rp0.2 [MPa] Rm [MPa] A5 [%] Fracture Z [%] True Breaking Voltage [MPa] Alloy 3 545 960 24 55 1610
  • alloy 3 By lowering the final rolling temperatures, the grain size of alloy 3 was significantly reduced to about 5 ⁇ m and the microstructure was developed to be more homogeneous. The properties could be significantly improved. Noteworthy is the increase in yield strength and tensile strength with practically constant elongation at break and high uniform elongation. It is also noteworthy that a true fracture stress of 1200 - 1.600 MPa is achieved, which can be considered as untypical for steels with less than 0.1% carbon content. Alloy 3 achieves the strength and ductility of TRIP steels with significantly reduced C content and significantly simplified temperature-time guidance.
  • Tubes made of such a steel have a pearlite-free multi-phase structure and open up a variety of applications and uses, some of which are exemplified below.
  • hot-rolled steel alloy pipes Due to the excellent relationship between strength and ductility, hot-rolled steel alloy pipes have particular advantages in subsequent, predominantly cold, deformation processes, eg drawing, swaging, flow-forming, thread rolling, extrusion, compression, autofretting, bending.
  • the steel alloy can be used to produce ultra-high-strength and cost-effective cold-drawn steel tubes, eg, drill pipes, line pipes, diesel injection lines, cylinder tubes, airbag generator tubes, and side impact carbody tubes.
  • work hardening is used to achieve high strength.
  • Soft annealing before cold drawing is not required. Starting after cold drawing is optional depending on the desired Strength possible. Stresses in the range of well over 1,000 MPa up to 1,600 MPa are possible.
  • the alloy is distinguished by the fact that no pearlite line appears, so that the tubes react less sensitively to internal defects caused by pleats.
  • the tubes produced from the steel alloy are also particularly suitable for further processing by hydroforming.
  • the excellent deformation behavior of the steel alloy results in hydroforming advantages, since high component strengths can be achieved using the steel alloy.
  • the production of welded pipes from the alloy is also advantageously possible.
  • the alloy concept allows the production of hot strip and cold strip. Compared to conventional DP steels and TRIP steels, a comparatively simple temperature-time control is required.
  • the alloy can be normalized up to a plate thickness of 4 mm, ie Develops the target structure in case of air cooling.
  • the low carbon content results in only comparatively low hardness peaks in the welded seam of welded pipes. This is especially true in comparison to TRIP steels, which show a high degree of hardening with twice the carbon content. Due to the lack of pearlite brittleness, advantages arise in classical and very economical pressure welding.
  • the alloy concept also advantageously allows beam welding by means of laser beam or electron beam.
  • the advantage of Alloy concept is also here in the low carbon content and in the normalization capability of the pipes.
  • the steel alloy is suitable for the production of tubes for chassis applications in the automotive industry. Due to the good breaking strength-Umform zucchinis ratio more complex components are conceivable, which could not be produced with the previous steel grades or only with great technical and therefore benefited insomniaßem effort. In addition, the low carbon content in combination with the other alloying elements ensures good weldability.

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Description

  • Die Erfindung betrifft die Verwendung einer Stahllegierung gemäß den Merkmalen des Patentanspruchs 1.
  • Der Stand der Technik für Stahlrohre mit erhöhter Festigkeit kann durch mikrolegierte Feinkornstähle mit ferritisch-perlitischem Gefüge, beispielsweise den Stahl StE 460 beschrieben werden. Bei Streckgrenzen von 460 - 490 MPa erreicht dieser Stahl Bruchfestigkeiten von 650 - 750 MPa und Bruchdehnungen von ca. 20 - 25 %. Das Produkt aus Festigkeit und Bruchdehnung beträgt in der Regel ca. 16.000 - 18.000 [MPa*%]. Diese Eigenschaftskombination ermöglicht eine gute Kaltumformbarkeit, z.B. durch Ziehen, Drücken, Gewindewalzen. Klassisch werden die Eigenschaften des StE 460 durch Variationen der Stahllegierung 20MnV6 erreicht. Dabei bewirkt die Mischkristallverfestigung durch das Legierungselement Mangan zusammen mit der Ausscheidung von Vanadium-Carbonitriden eine vergleichsweise hohe Festigkeit bei moderaten Kosten. Bei den genannten höherfestem mikrolegierten Feinkornstählen wird die Festigkeit durch Variation des Kohlenstoffgehalts im allgemein im Bereich zwischen 0,12 und 0,22 % eingestellt. Neben Vanadium spielen auch Titan und Niob eine wichtige Rolle als Mikrolegierungselement. Die Mikrolegierungselemente werden allgemein in kleinen Anteilen von bis zu 0,2 % zulegiert, wobei Menge und Wahl der Mikrolegierungselemente von der Warmformung, z.B. Warmbandherstellung, abhängig sind.
  • Das Gefüge eines klassischen StE 460 besteht aus einer Mischung aus Ferrit und Perlit und entsteht allgemein durch Abkühlung an der Luft nach dem Walzen oder Austenitisieren. Ein Vorteil dieser Stähle ist die Eigenschaft, durch eine so genannte Normalisierung, allgemein in Form einer Austenitisierung und Abkühlung an Luft durchgeführt, das Ausgangsgefüge und die Ausgangseigenschaften auch nach einer komplexen Herstellgeschichte wieder herzustellen.
  • Eine weitere Steigerung der Festigkeit durch zusätzliche Legierungselemente, beispielsweise in Form einer Mischkristallhärtung, führt zu erhöhten Kosten und zu einer starken Abnahme der Bruchdehnung, so dass die gewünschte Kaltumformbarkeit nicht gewährleistet ist. Mit einer zusätzlichen Wärmebehandlung, wie z.B. dem Weichglühen vor der Umformung, kann dieses Problem in Grenzen umgangen werden. Diese Vorgehensweise ist jedoch ebenfalls mit erhöhten Kosten verbunden.
  • Das beschriebene ferritisch-perlitische Gefüge der dem Stand der Technik entsprechenden Stahlrohre hat neben dem nur moderaten Verhältnis aus Festigkeit und Duktilität zusätzliche Nachteile. Die Gefügeanteile Ferrit-Perlit sind nicht gleichmäßig verteilt sondern zeigen eine ausgeprägte Zeiligkeit, die als erste Konsequenz eine ausgeprägte Anisotropie der Eigenschaften mit sich bringt und bei der Kaltumformung zu unerwünschten Effekten führt. Z.B. ergeben sich deutliche Unterschiede längs und quer zur Walzrichtung.
  • Normalerweise liegen die Perlitzeilen parallel zur Oberfläche und stören die meisten Anwendungen nicht. Bei der Herstellung von Stahlrohren ergeben sich jedoch zum Teil Nachteile.
  • Geschweißte Stahlrohre werden oft durch ein Pressschweißen hergestellt. Dabei werden die Bandkanten durch Widerstandsbeheizung (Hochfrequenz-oder Gleichstrom) aufgeheizt und dann mit hohem Druck unter deutlicher plastischer Verformung verschweißt, ohne dass eine schmelzflüssige Phase entsteht. Derartige Schweißverfahren fallen deshalb unter den Begriff der Festkörperschweißverfahren. Ein großer Vorteil des beschriebenen Schweißverfahrens ist die extrem hohe Schweißgeschwindigkeit, die deutlich über der anderer Verfahren, z.B. über der des Laserstrahlschweißens, liegt und damit eine überlegene Wirtschaftlichkeit mit sich bringt. Beim Pressschweißen von ferritisch-perlitischen Stählen entsteht aber durch die Herausbildung der Schweißwulst infolge der notwendigen plastischen Verformung der Effekt, dass Perlit-Zeilen abgelenkt werden und im Bereich der Schweißzone an die Oberfläche gelangen. Dabei bilden spröde Zementitlamellen des perlitischen Gefügebestandteils metallurgische Kerben, die im schlimmsten Fall senkrecht an der Oberfläche austreten. Diese Lamellen können bereits während der folgenden Verarbeitung, z.B. Kalibrierung der Rohre auf Rundheit, zu Anrissen führen.
  • Insbesondere bei dynamisch belasteten Bauteilen führen diese Kerben dazu, dass auch bei hoher statischer Festigkeit keine hohe dynamische Festigkeit erreicht werden kann. Demzufolge sind perlitfreie Gefüge besonders geeignet, hochfeste pressgeschweißte Stahlrohre herzustellen.
  • Ein ähnliches Problem durch umgelenkte Perlitzeilen kann bei der Herstellung nahtloser Stahlrohre entstehen. Hier kommt es oft während der Warmformung zur Bildung von so genannten Fältelungen. Diese Fältelungen verschweißen im Allgemeinen während des Fertigungsprozesses und stellen dann makroskopisch kleine Fehler dar. Es entstehen jedoch auch hier senkrecht zur Oberfläche austretende spröde Zementit-Lamellen, die ebenfalls die Dauerfestigkeit negativ beeinflussen. Demzufolge ist auch für die Herstellung nahtloser Rohre die Verwendung von perlitfreien Gefügen vorteilhaft, wenn lokale Fältelungen nicht ausgeschlossen werden können.
  • Es ist bekannt, dass durch die gezielte Einstellung von Restaustenit im Gefüge das Produkt aus Bruchdehnung und Bruchfestigkeit verbessert werden kann. Der so genannte TRIP-Effekt (TRansformation Induced Plasticity) ermöglicht vergleichsweise hohe Dehnungen bei hohen Festigkeiten. TRIP-Stähle enthalten üblicherweise über 0,2 % Kohlenstoff, wobei der Siliziumgehalt oft über 1,5 % liegt. Das Gefüge dieser Stähle weist eine ferritisch-bainitische Grundmatrix auf, die Restaustenit-Bestandteile enthält, welche bei der Umformung des Stahls in harten Martensit umgewandelt werden. Der Restaustenit wird durch Legierungselemente und eine spezielle Wärmebehandlung stabilisiert. Der Vorteil des TRIP-Stahls liegt in den guten Umformeigenschaften bei hohen Festigkeiten sowie hohen Bruchfestigkeiten. Ein TRIP-Stahl besitzt ein hohes Verfestigungsvermögen auch bei großer Formänderung und ein hohes Energieabsorptionsvermögen, das auch bei dynamischer Belastung erhalten bleibt. Allerdings ist bei TRIP-Stählen allgemein eine aufwändige und technisch schwierig zu realisierende Wärmebehandlung erforderlich, um die gewünschte Menge Restaustenit bis Raumtemperatur zu stabilisieren. Die TRIP-Wärmebehandlung besteht allgemein aus einer beschleunigten Abkühlung aus dem Austenitgebiet zur Verhinderung einer Perlitbildung und ein Halten von wenigen Minuten auf Temperaturen kurz oberhalb der Martensit-Starttemperatur. Diese Wärmebehandlung setzt eine aufwändige Prozessregelung voraus und ist in üblichen Produktionsanlagen von Werken zur Rohrherstellung schwierig prozesssicher umsetzbar.
  • Aus dem Bereich der Bandherstellung sind ferritisch-bainitische Stähle (FB-Stähle) bekannt, die Festigkeiten von 500 - 1000 MPa aufweisen und bezogen auf das Umformverhalten bessere Eigenschaften zeigen als ferritisch-perlitische Stähle gleicher Festigkeit. Allerdings sind die erreichbaren plastischen Verformungen bei Festigkeiten über 700 MPa noch zu gering. Auch die Herstellung ferritisch-bainitische Stähle erfordert allgemein eine so genannte thermomechanische Behandlung, d.h. besondere Walz- und Abkühlbedingungen. Aus diesem Grund werden übliche ferritisch-bainitische Stähle vorwiegend als Warmband angeboten.
  • Aus den vorgenannten Gründen folgt auch, dass TRIP-Stähle und FB-Stähle bisher nicht analog zu ferritisch-perlitischen Stählen normalisiert werden können, da bei einer Normalisierung die notwendigen Abkühlbedingungen nicht gewährleistet werden.
  • Zum Vergleich sind die chemische Analyse und die zugehörigen mechanischen Kennwerte für einen Stahl StE 460 (Firma Benteler Stahl/Rohr GmbH), einen hochfesten Dulphasen (DP)-Stahl (Docol 1000 DP, Fa. SSAB Swedish Steel GmbH), einen TRIP-Stahl (RA-K 42/80, Fa. Thyssen Krupp GmbH), einen FB-Stahl (FB-W 600, Fa. Thyssen Krupp GmbH) mit aufgeführt.
    C Si Mn Cr Al V Nb N Ti B
    StE460 0,18 0,23 1,37 0,15 0,03 0,09 0,037 0,01 0,00 0,00
    Docol 1000 DP 0,15 0,2 1,6 0,04 0,015
    RA-K 42/80 0,22 1,5 2 0,5 0,7
    FB-W 600 0,09 0,03 1,46 0,02 0,031 0,001 0,032 0,008 0,001 0,0001
    • Werkstoffkennwerte:
  • Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] A5 [%]
    StE 460 473 709 19,47
    Docol 1000 DP 700 - (950) 1000 - 1200 5*
    RA-K 42/80 453 832 23,1*
    FB-W 600 534 592 19,8*
    *) Dehnung A80
  • Die ersten drei dargestellten Stähle haben einen wesentlich höheren Kohlenstoffgehalt und unterscheiden sich auch in den anderen Elementen von der Zusammensetzung der im Folgenden vorgestellten und erfindungsgemäßen Legierungen 1 bis 4. Der vorgestellte TRIP-Stahl (Nummer 3) erreicht zwar vergleichbare mechanische Eigenschaften, für die Verarbeitung ist jedoch, wie bereits erläutert, ein aufwendig zu realisierender Temperatur-Zeit-Verlauf während der Produktion erforderlich. Werkstoffkennwerte vom Docol 1000 DP, vom TRIP-Stahl RA-K 42/80 sowie vom FB-W 600 liegen nur von Bandmaterial vor. Deshalb wird in der Tabelle auch die A80- anstatt der A5-Dehnung für den DP- / TRIP- und FB-Stahl angegeben Die A80-Dehnung wird bei Bandmaterial aufgrund der Probengeometrie im Unterschied zu Stabzugproben verwendet.
  • Aus der US 2003/0047258 A1 ist eine Stahllegierung für kaltgewalzte Bleche mit hoher Festigkeit bekannt. Die Stahllegierung enthält 0,05 % bis 0,30 % Kohlenstoff, 0,4 % bis 2,0 % Silizium, 0,7 % bis 3,0 % Mangan, maximal 0,8 % Phosphor, maximal 0,02 % Aluminium und 0,0050 % bis 0,0250 % Stickstoff, Rest Eisen, wobei das Verhältnis N/Al < = 0,3 ist. Das dünn kaltgewalzte Stahlblech wird auf eine Temperatur zwischen dem Ac1 Umwandlungspunkt und der Austenitisierungstemperatur + 50°C erwärmt, anschließend bei Abkühlgeschwindigkeit zwischen 5 und 150°C/s abgekühlt bis in einen Temperaturbereich von mindestens 600 bis 500°C. Anschließend wird die Temperatur in einem Bereich von 350 bis 500°C gehalten. Ein solches Stahlblech hat gute Eigenschaften hinsichtlich der Duktilität und weist gute Werte hinsichtlich des Produkts aus Bruchfestigkeit und Bruchdehnung aus, so dass es gute Crasheigenschaften bei Verwendung im Kfz-Bereich besitzt.
  • Ferner ist zum Stand der Technik die JP 2003 342687 A zu nennen, betreffend ein Stahlrohr mit sehr guten Festigkeits/Zähigkeitsverhältnissen.
  • Das Stahlrohr besteht aus einer Legierung mit 0,02 % Kohlenstoff, 0,3 % bis 2,5 % Silizium, 0,10 % bis 3,0 % Mangan, maximal 0,005 % Schwefel, maximal 0,15 % Phosphor, 0,005 % bis 0,100 % Aluminium, maximal 0,0050 % Stickstoff und mindestens einem Element aus folgender Gruppe mit den folgenden Anteilen: 0,001 % bis 0,200 % Titan, 0,001 % bis 0,200 % Niob, 0,001 % bis 0,200 % Vanadium und 0,0005 % bis 0,0030 % Bor, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Gefüge besitzt eine komplexe Struktur die 5 bis 20 % Restaustenit enthält, wobei das übrige Gefüge aus einer Struktur aus folgender Gruppe besteht: Bainit, Ferrit und Perlit.
  • Beim Herstellungsverfahren eines solchen Rohrs wird das Stahlrohr über den Ac1-Umwandlungspunkt auf den Ac3-Umwandlungspunkt erwärmt. Die Temperatur wird für 30 Minuten oder weniger gehalten. Anschließend wird mit einer Abkühlrate von wenigstens 0,5°C/s abgekühlt auf eine Temperatur zwischen dem MS-Umwandlungspunkt + 100°C bis zum MS-Umwandlungspunkt_ Anschließend wird die Temperatur für 30 bis 300 Sekunden gehalten. Es schließt sich eine Luftkühlung bis auf Raumtemperatur an.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, aufzuzeigen, wie Stahlrohre mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit ohne aufwändige Wärmebehandlung und ohne kostenintensive Legierungskonzepte hergestellt werden können, wobei die Bruchdehnung mindestens der des Stahls StE 460 entsprechen soll und wobei die Stahlrohre eine Bruchfestigkeit über 700 MPa aufweisen sollen.
  • Diese Aufgabe wird durch die Verwendung einer Stahllegierung mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 gelöst.
  • Die erfindungsgemäße Lösung der Aufgabe wird durch ein neues Gefügekonzept und deren legierungstechnische Umsetzung erreicht. Das neue Legierungskonzept basiert auf der Vermeidung von Perlit und auf der Einstellung eines ferritischbainitischen Gefüges mit geringen Anteilen an lamellarem Restaustenit. Dadurch werden für die Kaltumformung günstige, niedrige Streckgrenzenverhältnisse erreicht. Das Produkt aus Bruchfestigkeit und Bruchdehnung erreicht hingegen sehr gute Werte von über 20.000 [MPa*%]. Dieses Gefüge wird durch Anpassung der chemischen Zusammensetzung an vordefinierte Abkühlbedingungen der Stahlrohre aus dem Austenitgebiet erreicht. Die Abkühlbedingungen werden beschrieben durch eine kontinuierliche Abkühlung mit Abkühlraten zwischen 0,5 K/sec und 5 K/sec. Das Legierungskonzept verhindert in diesem Abkühlbereich die Bildung von Perlit. Es entsteht vielmehr Ferrit bzw. bainitischer Ferrit und eine Restphase oder mehrere Restphasen, die abhängig von den Abkühlbedingungen aus unterem Bainit und Martensit mit lamellarem Restaustenit bestehen. Der Stahl zeichnet sich durch exzellente Umformbarkeit im kalten Zustand, sowie durch eine hohe Bruchfestigkeit bei hoher Bruchdehnung aus, die durch die starke Verfestigung infolge des mehrphasigen Charakters verursacht wird. Die Rohre sind dafür vorgesehen in der Weiterverarbeitung kalt umgeformt zu werden.
  • Das Legierungskonzept beruht auf folgenden grundsätzlichen Überlegungen:
    • Absenkung des C-Gehalts auf 0,06 bis 0,15 % um nur ein geringes Potential zur Bildung von Zementit zu bilden und Härtespitzen bei einer schweißtechnischen Verarbeitung zu verringern.
    • Erhöhung des Si-Gehalts auf 1,0 % oder mehr, um eine Zementitbildung zu unterdrücken.
    • Einstellung eines Mischkristall-Gehaltes (MK-Gehalt) von mehr als 3 % um die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit zur Ferrit-/Perlit-Bildung zu verringern und weniger als 4 % um eine hinreichende Duktilität zu erhalten. Dabei besteht der MK-Gehalt aus der Summe der Elemente, die mit Eisen im Austenit Substitutions-MK bilden. Vorteilhaft aus Kostengründen ist hierbei die Verwendung von Si, Mn, Cr und Cu. Kobalt, Nickel, Molybdän können ebenfalls einen entsprechenden Beitrag leisten, haben jedoch Nachteile bezüglich der Kosten. Durch Variation von Cr, Mn, Si innerhalb der beschriebenen Grenzen können zusätzlich die Umwandlungstemperaturen entsprechend der vorgesehenen Verarbeitungsprozesse eingestellt werden, sowie der gewünschte Grad an Mischkristallverfestigung eingestellt werden.
    • Sicherstellung von wenigstens 0,001 und höchstens 0,004 gelöstes freies Bor im Austenit, um im Wesentlichen die Ferritkeimbildung an den Austenitkorngrenzen zu unterdrücken. Hierfür ist das Abbinden des Stickstoffs im Stahl durch Elemente wie Titan, Zirkonium und/oder Hafnium notwendig. Die Menge der Zugabe des oder der Refraktärmetalls/-metalle ergibt sich aus der Stöchiometrie der entsprechenden Nitride. Aus Kostengründen ist dabei die Verwendung von Titan sinnvoll.
    • Sicherstellung eines Stickstoffgehalts, der eine vorteilhafte Keimbildung durch Refraktär-Nitride erlaubt. Der gewünschte Phasenanteil hängt von den angestrebten Warmformstufen ab. Dabei muss beachtet werden, dass Refraktärnitride als harte Phasenanteile auch metallurgische Kerben bilden, die eine Dauerfestigkeit bei höchstfesten Stählen negativ beeinträchtigen können. Stickstoffgehalte in einem Bereich von 0,005% und 0,015% sind vorteilhaft.
    • Gezielter Einsatz der Mikrolegierungselemente Niob und Vanadium für die Bildung von Keimen und die Beeinflussung der Rekristallisation beim Warmwalzen. Niob in Gehalten von 0,02 - 0,05 hat sich als vorteilhaft herausgestellt.
    • Absenkung des Gehalts teurer Legierungselemente (Mo, V, Ni, W) auf maximal 0,3 %, aus Kostengründen vorzugsweise maximal 0,15 %.
    • Verwendung eines geringen Aluminium-Gehalts (maximal 0,1 %), der sonst zur Bildung von harten Aluminiumoxiden führen würde, um die Dauerfestigkeit zu verbessern.
  • In den nachfolgenden Tabellen sind beispielhaft chemische Zusammensetzungen von ausgewählten Versuchslegierungen, die entsprechend des oben angegebenen Werkstoffkonzepts erstellt wurden, zusammen mit ihren Werkstoffkennwerten angegeben. Das untersuchte Material wurde dabei ohne besondere Prozesssteuerung in einem Laborwalzwerk warmgewalzt und anschließend normalisiert, d.h. bei 950 °C austenitisiert und bei einer Blechdicke von 5 mm an Luft abgekühlt. Demzufolge sind die angegebenen Werte für nicht optimierte Verarbeitungsschritte ermittelt.
  • Alle Angaben bei der chemischen Analyse sind in Massenprozent Rp02 kennzeichnet die technische Elastizitätsgrenze, Rm die Bruchfestigkeit und A5 die Bruchdehnung.
    Versuchslegierungen C Si Mn Cr Al W Nb N Ti B
    Nr. 1 009 1,49 1,52 0,15 0,01 <0,01 0,04 0,01 0,05 0,002
    Nr. 3 0,08 1,51 2,02 0,16 0,01 <0,01 0,05 0,01 0,04 0,002
    Mo, Cu, Ni jeweils unter 0,15%, V jeweils unter 0,03 %
  • Die nachfolgende Tabelle gibt die Werkstoffkennwerte der vier Legierungen nach dem Normalisieren wieder.
    Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] A5 [%]
    Legierung 1 343 710 30
    Legierung 3 419 831 25
  • Die Legierungen zeigen ein ferritisches Grundgefüge mit Bainit, Martensit und partiell Restaustenit, wobei die Korngrößen bei den hier nicht optimierten Walzbedingungen bei 10-20 µm liegen. Vereinzelt kommt es auch zur Ausbildung feiner und kleiner Perlit-Nester, die jedoch nicht zeilig angeordnet sind. Durch Verbesserung der Warmwalzbedingungen können die Gefüge deutlich verbessert werden und damit auch die Eigenschaften der Werkstoffe.
  • Die nachfolgende Tabelle zeigt beispielhaft Werkstoffkennwerte für die Legierung 3 nach verbesserten Warmwalzbedingungen, d.h. aus der Standard-Fertigung nahtloser Rohre der Abmessung 36 x 3,6 mm mit Endwalztemperatur 860 °C. Legierung 3 wurde beispielhaft gewählt, weil sie eine hohe Festigkeit aufweist.
  • Exemplarisch die Werkstoffkennwerte der Legierung nach dem Warmwalzen nahtloser Rohre:
    Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] A5 [%] Brucheinschnürung Z [%] Wahre Bruchspannung [MPa]
    Legierung 3 545 960 24 55 1.610
  • Durch Absenkung der Endwalztemperaturen konnte bei Legierung 3 die Korngröße auf ca. 5 µm deutlich verringert werden und das Gefüge homogener entwickelt werden. Die Eigenschaften konnten deutlich verbessert werden. Bemerkenswert ist der Anstieg von Streckgrenze und Zugfestigkeit bei praktisch gleich bleibender Bruchdehnung und hoher Gleichmaßdehnung. Bemerkenswert ist weiterhin, dass eine wahre Bruchspannung von 1200 - 1.600 MPa erreicht wird, was für Stähle mit weniger als 0,1 % Kohlenstoffgehalt als untypisch bezeichnet werden kann. Legierung 3 erreicht damit die Festigkeit und die Duktilität von TRIP-Stählen bei deutlich abgesenktem C-Gehalt und signifikant vereinfachter Temperatur-Zeit Führung.
  • Aus einem derartigen Stahl hergestellte Rohre besitzen ein perlitfreies mehrphasiges Gefüge und eröffnen eine Vielzahl von Anwendungsgebieten bzw. Verwendungsmöglichkeiten, von denen nachfolgend einige beispielhaft genannt werden.
  • Warmgewalzte Rohre aus der Stahllegierung haben bedingt durch das exzellente Verhältnis zwischen Festigkeit und Duktilität besondere Vorteile bei nachfolgenden vorwiegend kalt durchgeführten Verformungsprozessen, z.B. Ziehen, Rundkneten, Drückwalzen, Gewindewalzen, Fließpressen, Stauchen, Autofrettieren, Biegen. Grundsätzlich lassen sich mit der Stahllegierung höchstfeste und kostengünstige kaltgezogene Stahlrohre, z.B. Bohrrohre, Leitungsrohre, Dieseleinspritzleitungen, Zylinderrohre, Rohre für Airbaggeneratoren sowie Rohre für Seitenaufprallträger für Kraftfahrzeuge herstellen. Im Ziehprozess wird für das Erreichen hoher Festigkeiten eine Kaltverfestigung genutzt. Ein Weichglühen vor dem Kaltziehen ist nicht erforderlich. Ein Anlassen ist nach dem Kaltzug optional je nach gewünschter Festigkeitslage möglich. Festigkeiten in einer Größenordnung von deutlich über 1.000 MPa bis hin zu 1.600 MPa sind möglich.
  • Zudem ist mit diesem Werkstoff die Herstellung von Rohren mit kaltgewalztem Gewinde möglich, wie es beispielsweise bei Gerüstrohren oder bei Ankerrohren für Felsanker erforderlich ist. Ausgehend von einer bereits hohen Ausgangsbruchfestigkeit werden hierbei die Streckgrenze und die Bruchfestigkeit durch Kaltverfestigung weiter angehoben. Durch nur vergleichsweise geringe Plastifizierung besteht nach dem Gewindewalzen eine Restdehnung des fertigen Bauteils von über 15 % bei einer Bruchfestigkeit von deutlich über 850 MPa.
  • Insbesondere bei mit hohem Innendruck belasteten Bauteilen zeichnet sich die Legierung dadurch aus, dass keine Perlit-Zeiligkeit auftritt, so dass die Rohre weniger empfindlich auf Innenfehler, die durch Fältelungen hervorgerufen werden, reagieren.
  • Die aus der Stahllegierung hergestellten Rohre eignen sich demzufolge auch besonders für die Weiterbearbeitung durch Innenhochdruckumformung. Durch das ausgezeichnete Verformungsverhalten der Stahllegierung ergeben sich für die Innenhochdruckumformung Vorteile, da unter Verwendung der Stahllegierung hohe Bauteilfestigkeiten realisierbar sind.
  • Neben der Herstellung nahtloser Rohre ist auch die Herstellung geschweißter Rohre aus der Legierung vorteilhaft möglich. Das Legierungskonzept erlaubt die Herstellung von Warmband und Kaltband. Gegenüber üblichen DP-Stählen und TRIP-Stählen ist eine vergleichsweise einfache Temperatur-Zeitführung erforderlich. Darüber hinaus ist die Legierung bis hin zur Blechdicke von 4 mm Normalisierungsfähig, d.h. Entwickelt das Zielgefüge bei Luftabkühlung. Durch den niedrigen Kohlenstoffgehalt ergeben sich nur vergleichsweise niedrige Härtespitzen in der Schweißnaht von geschweißten Rohren. Dies gilt insbesondere im Vergleich zu TRIP-Stählen, die mit dem doppelten Kohlenstoffgehalt eine hohe Aufhärtung zeigen. Durch die fehlende Perlit-Zeiligkeit ergeben sich Vorteile beim klassischen und sehr wirtschaftlichen Pressschweißen. Das Legierungskonzept erlaubt ebenso vorteilhaft ein Strahlschweißen mittels Laserstrahl oder Elektronenstrahl. Der Vorteil des Legierungskonzepts liegt auch hier in dem niedrigen Kohlenstoffgehalt und in der Normalisierungsfähigkeit der Rohre.
  • Insbesondere eignet sich die Stahllegierung zur Herstellung von Rohren für Fahrwerksanwendungen im Automobilbau. Durch das gute Bruchfestigkeits-Umformbarkeits-Verhältnis sind komplexere Bauteile denkbar, die mit den bisherigen Stahlsorten gar nicht bzw. nur unter großem technischen und damit kostenmäßigem Aufwand produziert werden konnten. Zudem ist durch den niedrigen Kohlenstoffgehalt in Kombination mit den anderen Legierungselementen eine gute Schweißbarkeit gewährleistet.

Claims (2)

  1. Verwendung einer Stahllegierung, die in Massenanteilen aus Kohlenstoff (C) 0,06- 0,10 Silizium (Si) 1,2 - 1,8 Mangan (Mn) 1,4 - 2,2 Chrom (Cr) 0,1 - 0.4 Molybdän (Mo) 0,15 oder weniger Aluminium (Al) 0,05 oder weniger Vanadium (V) 0,15 oder weniger Stickstoff (N) 0,02 oder weniger Niob (Nb) 0.02 - 0,06 Kupfer (Cu) 0,2 oder weniger Nickel (Ni) 0,2 oder weniger Bor (B) 0,001- 0,004 Titan (Ti) 0,001- 0,05 Wolfram (W) 0,15 oder weniger
    und Eisen sowie erschmelzungsbedingter Verunreinigungen als Rest, wobei die Summe von Silizium (Si) + Mangan (Mn) + Chrom (Cr) + Kupfer (Cu) in einem Bereich von 3 bis 3,8 % liegt und wobei die Stahllegierung ein feines weitgehend perlitfreies, mehrphasiges Gefüge bestehend aus Ferrit mit eingelagertem Bainit sowie Martensit mit Restaustenit aufweist, wobei keine Perlit-Zeiligkeit vorliegt, wobei das Produkt aus Bruchfestigkeit und Bruchdehnung 20.000 [MPa*%] übersteigt, wobei die Festigkeit Rm im unverformten Zustand mehr als 600 MPa beträgt zur Herstellung geschweißter Stahlrohre durch Schmelzschweißen und Festkörperschweißen, wobei die Stahlrohre eine hohe Festigkeit und gute Umformbarkeit besitzen.
  2. Verwendung einer Stahllegierung entsprechend Anspruch 1 zur Herstellung kaltgezogener Stahlrohre hoher Festigkeit.
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