DE2425624A1

DE2425624A1 - Verfahren zum herstellen von warmgewalzten staehlen mit hoher festigkeit und ausserordentlicher zaehigkeit, insbesondere zur verwendung bei minustemperaturen

Info

Publication number: DE2425624A1
Application number: DE19742425624
Authority: DE
Inventors: Paul Emery Repas
Original assignee: USS Engineers and Consultants Inc
Current assignee: USS Engineers and Consultants Inc
Priority date: 1973-05-31
Filing date: 1974-05-27
Publication date: 1974-12-19
Also published as: ATA439174A; PL90550B1; NL7407308A; FR2231765B1; GB1467835A; US3860456A; AU477194B2; ES426512A1; DD111697A5; BR7404350D0; CA1026597A; JPS5020918A; AU6875474A; FR2231765A1; IT1014266B; BE815837A

Description

Verfahren zum Herstellen von warmgenralzten Stählen mit hoher Festigkeit und außerordentlicher Zähigkeit, insbesondere zur Verwendung bei Minustemperaturen

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten hochfesten und niedriglegierten Stahls mit einer Streckgrenze von wenigstens 4-5,7 kg/mm und einer außerordentlichen Zähigkeit bei Temperaturen unterhalb von - 17i8°C, die sich durch Übergangstemperaturen bei ^0% Scherungsbruch (1ATT_5O-Werte gemäß ASTH-Horm AJ7O-72a) bis herab zu - 62 C auszeichnet.

Ferner bezieht sich die Erfindung auf einen auf erfindungsgemäße V/eise hergestellten Stahl sowie auf ein daraus gefertigtes Leitungsrohr.

Das lebhafte Bedürfnis nach verbesserter Festigkeit und verbesserter Kerbzähigkeit bei warmgewalzten, hochfesten und niedriglegierten Stählen hat beträchtliche Forschungs-

409851/0806

aktivitäten auf den Gebieten der Legierungsentwicklung sowie der Verfahrenssteuerung in Gang gesetzt. Insbesondere ist seit der Entdeckung von ausgedehnten Erdgasvorkommen in Alaska ein beträchtliches Interesse daran zu verzeichnen, Stähle zu entwickeln, die über hervorragende Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften im Hinblick auf den Bau arktischer Rohrleitungen oder Pipelines verfugen.

Die weit verbreiteten Arbeitsweisen der Kornfeinung und Aushärtung durch geeignete Wahl der Zusammensetzung und Verfahrensführung ist in den letzten Jahren so verfeinert worden, daß warmgewalzte Stähle mit herkömmlichen polygonalen Ferrit-Feingefügen entwickelt worden sind, welche im Hinblick auf die Kombination von Festigkeit und Zähigkeit bis nahe an die Grenze des M.öglichen vorstoßen. Obgleich ein kontrolliertes Walzen von Stahlplatten bei niedriger Temperatur gegenwärtig allgemein bei der Herstellung von hochfesten niedriglegierten Stahlsorten zur Anwendung gelangt, ist allgemein festzustellen, daß die Streckgrenze derartiger Stähle im wesentlichen· unbeeinflußt durch die Walz-Sndtemperaturen verbleibt, während die Kerbschlagzähigkeit, insbesondere die Schlagübergangstemperatur kontinuierlich und spürbar in dem Maße verbessert wird, wie die Walz-Endtemperatur innerhalb des einphasigen Austenitbereich.es gesenkt wird. Es ist festgestellt worden, daß das Fertigwalzen bei einer zu niedrigen Temperatur, d.h. einer Temperatur unterhalb der oberen kritischen Umwandlungstemperatur der Umwandlung von Austenit in Ferrit eine Verbesserung der Streckgrenze mit sich bringt, wobei jedoch die Schlagzähigkeit ungünstig beeinflußt wird, was eine Folge des Vorliegens von "kaltbeanspruchten" oder nichtrekristallisierten Ferritkörnern ist. Es ist außerdem gezeigt worden, daß das Warmwalzen im interkritischen Austenit-+-Ferritphasenbereich zu unerwünschter Rekristallisation und zu unerwünschtem Kornwachstum des Ferrits führen kann, was sich nachteilig

40 9851/0806

sowohl auf die Streckgrenze als auch auf die KerbSchlagzähigkeit auswirkt.

Die Erfindung beruht auf der von der Anmelderin vorgetriebenen Entwicklung eines neuen verbesserten, warmgewalzten, hochfesten, niedriglegierten Stahls mit Streckgrenzen von 45,7 bis 70,31 kg/mm in Verbindung- mit bei Temperaturen unterhalb von -17»8°G an Charpy-V-Proben bestimmten Übergangstemperaturen bei 50% Scherungsbruch ("I¹ATQVq" gemäß ASTM-Norm A37O-72a). Dieser Stahl wurde dadurch entwickelt, daß die herkömmlichen Aushärtungs- und Kornfeinungsvorgänge mit einer auf den Versetzungen beruhenden Verfestigung oder Härtung kombiniert worden sind. Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der eingangs genannten Art zu schaffen, mit dessen Hilfe warmgewalzte, hochfeste und niedriglegierte Stähle erzeugbar sind, Vielehe sich durch eine außergewöhnliche Kombination von Festigkeit und Zähigkeit auszeichnen und insbesondere zum Bau von arktischen Rohrleitungen geeignet sind.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß

(a) ein Stahlknüppel, enthaltend 0,03 bis 0 Kohlenstoff, bis zu 0,04% Phosphor, bis zu 0,04% Schwefel, 0,5 bis 2,0% Mangan, 0,1 bis 0,40% Molybdän, 0,01 bis 0,10% Niob, 0 bis 0,20% Vanadium, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen hergestellt wird,

(b) dieser Knüppel auf eine zur Austenitisierung des Peingefüges und zur Lösung aller Karbid- und Nitridausscheidungen in das Austen.it gefüge hinreichend oberhalb der Ar ,-Übergangstemperatur liegende Temperatur erhitzt wird,

(c) der erhitzte Knüppel bei einer oberhalb der Ar,-Übergangstemperatur liegenden Temperatur so weit vxarmge-

409851/0806

walzt wird, daß nicht mehr als 90% der angestrebten Warmreduktion erzielt werden,

(d) der teilweise warmgewalzte Knüppel auf eine unterhalb der Ar,-Übergangstemperatur, Jedoch oberhalb der Ar_x,-Übergangstemperatur liegende Temperatur unter teilweiser Umwandlung des austenitischen Gefüges in Ferrit abgekühlt wird,

(e) der teilweise warmgewalzte Knüppel bei einer zwischen der Ar,- und der Ar^-Übergangstemperatur liegenden Temperatur derart weiter warmgewalzt wird, daß eine Dickenreduktion von 10 bis HO% erzielt wird, und daß

(f) der warmgewalzte Stahl anschließend auf Umgebungstemperaturen abgekühlt wird, bei welchen sich der Stahl durch das Vorliegen von sowohl gleichachsigen als auch kaltverformen Perritkörnern mit gleichförmiger Verteilung von Karbid- und Nitridausscheidungen auszeichnet.

Das erfindungsgemäße Verfahren zeichnet sich demzufolge dadurch aus, daß die Zusammensetzung des Stahles innerhalb bestimmter Gehaltsgrenzen liegen muß und daß das Auswalzen des Stahls in kontrollierter Weise erfolgt. Diese erfindungsgemäße Walzbehandlung stellt eine Kombination der herkömmlichen Aushärtungs- und Kornfeinungsvorgänge mit einem Verfestigungs- oder Härtungsvorgang dar, welcher auf den Versetzungen beruht. Dabei ist von besonderer Bedeutung, daß der Warmwalζvorgang unterhalb der oberen kritischen (Ar,-) Temperatur fortgesetzt wird, wobei innerhalb des erfindungsgemäßen Verfahrens weiterhin vorgesehen sein kann, das Material einer Wärmebehandlung (Tempern oder Anlassen) zu unterziehen, um die Streckgrenze zu verbessern, ohne dabei beträchtliche Beeinträchtigungen der Duktilität oder Zähigkeit in !{auf nehmen zu müssen.

409851/0806

Ein besonderer Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens ist darin zu sehen, daß mit seiner Hilfe Stähle erzeugt werden können, welche mit Hilfe einer "besonderen Warmbearbeitungstechnik so bearbeitet werden können, daß sie im warmgewalzten Zustand sowohl über hohe Festigkeiten als auch über gute Zähigkeitswerte verfügen. Ferner können diese Stähle in gewissen Fällen getempert oder angelassen oder kaltbearbeitet werden, um eine weitere Steigerung der Festigkeitseigenschaften hervorzurufen, ohne daß dadurch ernsthafte Verringerungen der Duktilität oder Kerbschlagzähigkeit hervorgerufen werden.

Ein besonderer Vorteil der Erfindung ist darin zu sehen, daß ein hochfester und niedriglegierter Stahl mit Gehalten an Mangan, Molybdän und Niob geschaffen wird, welcher derart verarbeitbar ist, daß er über eine außergewöhnliche Kombination von Festigkeit und Zähigkeit verfügt, was die Folge davon ist, daß im erfindungsgemäßen Stahl die Effekte der Aushärtung, der Kornfeinung und der Verfestigung aufgrund von Versetzungen vereinigt worden sind.

Die Erfindung führt somit zu einem neuen und verbesserten warmgewalzten hochfesten und niedriglegierten Stahl mit

einer Streckgrenze von 4-5,7 bis 70,31 kg/mm und einer außerordentlichen Zähigkeit bei Temperaturen unterhalb von - 17>8 ⁰C, die sich durch FATT-Überg-angsteniperaturen bei 50% Scherungsbruch bis herab zu - 62 ⁰O gemäß ASTM-Norm A 37O-72a auszeichnet (FATT = fracture appearance transition temperatures) . Vie bereits erwähnt, betrifft die Erfindung einen neuen und verbesserten niedriggekohlten und niedriglegierten Stahl, welcher mit Hilfe einer besonderen Warmformgebung- oder Warmbearbeitungsweise hergestellt worden ist, um hohe Festigkeit und Zähigkeit miteinander zu verbinden, wobei sich dieses durch Kombination von Aushärtung, Kornfeinung und Versetzungs-Verfestigung ergibt.

409851/0806

Die Legierung nach der Erfindung besitzt die folgende Zusammensetzung in Gew.-%:

	Breiter	Bevorzugter
	Bereich	Bereich
Kohlenstoff	0,03 bis 0,15%	0,05 bis 0,10 %
Phosphor	0,04- % max.	0,04 % max.
Schwefel	0,04 %max.	0,04 % max.
Mangan	0,5 bis 2,0%	1,0 bis 1,6%
Molybdän	0,1 bis 0,40%	0,15 bis 0,40%
Niob	0,01 bis 0,10 %	0,02. bis 0,05%
Vanadium	0 bis 0,20 %	0,02 bis 0,05%
Rest	Eisen und herstellung	isbedinete Ver-

unr e im gung en

Zusätzlich kann der Stahl mit Aluminium oder Silicium oder mit beiden genannten Elementen desoxidiert sein und falls erwünscht, können die !Legierungen nach der Erfindung auch zusätzliche Elemente wie Nickel, Kupfer und/oder Chrom enthalten, welche als Verfestiger oder zur Steigerung der Korrosionsbeständigkeit zugesetzt werden können.

Wie bereits erwähnt, beziehen die Legierungen nach der Erfindung ihre einzigartige Kombination von Festigkeit und Zähigkeit aus einer neuen Warmwalztechnik, welche die folgenden drei Faktoren optimiert: 1. den Verfestigungseffekt einer feinen polygonalen Ferritkorngröße, 2. die Ausscheidung von feinen Karbiden und/oder Fitriden innerhalb des Ferrites und 3. die hohe Yersetzungsdichte, welche durch die Ausscheidungen erhalten und stabilisiert wird. Um dieses zu erreichen, muß ein Stahl der oben angegebenen Zusammensetzung in Form eines Knüppels oder in anderen Formen

409851/0806

warmgewalzt werden. Wie auch bei den meisten der bekannten Arbeitsweisen wird der warmzuwalzende Stahl auf eine Temperatur erhitzt, welche ausreichend ist, um alle Karbide und Nitride in einer austenitischen Matrix zu lösen. Bei der obengenannten Zusammensetzung erfordert dieses ein Aufheizen des Stahls auf eine Temperatur von mehr als 1093 °C. Nachdem ein homogenes austenitisches Feingefüge erzielt worden ist, d.h. durch Erhitzen auf mehr als 1093⁰C₄ wird das .Warmwalzen des Stahles entweder bei der maximalen Erhitzungstemperatur von mehr als 1093 ⁰C oder bei irgendeiner anderen ausreichend hoch oberhalb der Ar^-Außtenit-Ferrit-Umwandlungstemperatur liegenden Temperatur begonnen, welche hinreichend hoch ist, um die Karbide und Nitride in Lösung zu halten. Der Kern des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht nun jedoch darin, das Warmwalzen nicht bei diesen Temperaturen zu vollenden, sondern nicht mehr als etwa 90% der angestrebten Warmreduktion oberhalb der Arx-Umwandlungstemperatur vorzunehmen. Anschließend wird der teilweise warmgewalzte Stahl auf eine Temperatur abgekühlt, welche unterhalb der Ar^-Umwandlungstemperatur, jedoch oberhalb der Ar ,,-Umwandlungstemperatur liegt, so daß zwar ein Teil, aber nicht der gesamte Austenit in Ferrit umgewandelt wird. Nachfolgend wird das teilweise umgewandelte Metall der Schlußwarmwalzung unterworfen, um eine wenigstens 10%ige Dickenreduktion zu erzielen, ohne jedoch dabei eine Rekristallisation und/oder ein Kornwachstum der Ferritkörner auszulösen, was bedeutet, daß üblicherweise keine mehr als 40%ige Dickenreduktion vorgenommen wird. Idealerweise sollte diese interkritische Schlußverformung zu einer Dickenreduktion innerhalb des Bereiches von 20 bis 30% führen. Dickenreduktionen von weniger als 10% führen zu keiner gleichmäßigen Beanspruchung des Metalls über den Gesamtquerschnitt und demzufolge sind die verformten Ferritkörner und der dadurch ausgelöste Verfestigungseffekt nicht gleichmäßig über den

409851/0806

gesamten Querschnitt verteilt. Die obere Grenze von 4-0% Dickenreduktion ist etwas willkürlich gewählt, wobei die in der Praxis eingehaltene Grenze von der Festigkeit der Valzeinrichtung und von der Zähigkeit des Stahles abhängt, einer Verformung ohne Rekristallisation zu widerstehen. Die Erfahrung hat jedoch gezeigt, daß eine maximale Grenze von etwa 40% Dickenreduktion sowohl aus Sicht der Praxis als auch aus metallurgischer Sicht als angebracht erscheint.

Es sei bemerkt, daß die durch den verformten Ferrit bewirkte Verfestigung eine Funktion 'der Menge ist, in welcher ein derartiger Ferrit im Stahl vorliegt. Es wird deshalb bevorzugt, den Stahl auf eine Temperatur von wenigstens etwa 14- ⁰C unterhalb der Ar^-Umwandlungs- oder Sprungtemperatur für die interkritische Warmwalzung abzukühlen, um einen hinreichenden Ferritanteil im Stahl zu gewährleisten. Je tiefer der Stahl unter die Arx-Umwandlungs- oder Übergangstemperatur abgekühlt worden ist, umsogrößer ist die Menge an gebildetem Ferrit und umsogrößer wird demzufolge die daraus resultierende Streckgrenze sein.

Nach Vollendung des interkritischen Warmwalzens zwischen den Ar^-und Ar^-Umwandlungs- oder Übergangstemperaturen wird der Stahl auf Raum- oder Umgebungstemperaturen abgekühlt. Das Feingefüge des Stahls ist dabei gekennzeichnet durch das Vorliegen von sowohl gleichachsigen als auch "kaltbearbeiteten"Ferritkörnern in einem Verhältnis, welches von dem Ausmaß der Austenit-Ferrit-Umwandlung vor der Schlußverformung bei Temperaturen unterhalb der Ar,-Temperatur abhängt, wobei außerdem ein kleiner Anteil an Perlit und/oder Bainit vorhanden ist. Unter der vorstehend erwähnten Austenit-Ferrit-Umwandlung ist die Umwandlung von Austenit in Ferrit zu verstehen. Die gleichachsigen Körner stammen natürlich aus der Umwandlung des Austenits nach Beendigung der Walzung

409851/0806

und Abkühlung des Stahls. Die kaltbearbeiteten Ferritkörner besitzen ein längliches Aussehen und eine hohe Versetzungsdichte, wobei die Karbid- und Nitridausscheidungen gleichförmig verteilt innerhalb der beiden Arten von Ferritkörnern vorliegen. In diesem warmgewalzten Zustand besitzt der Stahl eine Streckgrenze von wenigstens 4-5*7 kg/mm und an der Charpy-V-Kerbschlagprobe bestimmte Lateral-Dehnungs-Übergangstemperaturen (lateral expansion transition temperatures = LETT) von - 68 bis - 101 ⁰C bei Lateralexpansion (Vergrößerung der Probenbreite an der der Kerbe gegenüberliegenden Druckseite der gebrochenen Charpy-V-Probe) um 381 ,um gemäß ASTM-Norm A37O~72a sowie durch Übergangstemperaturen bei 50% Scherungsbruch (I¹ATT) von - 4-3 bis - 68 ⁰G.

Obgleich' die einzigartige Kombination von Festigkeit und Zähigkeit in der Tat in erster Linie auf die oben beschriebene Warmwalztechnik zurückzuführen ist, sei unterstrichen, daß die Zusammensetzung des Stahles in gleicher Weise bedeutsam ist, um das angestrebte Endprodukt zu erzielen. Wurden andere niedriglegierte Stahlzusammensetzungen in dem interkritischen Austenit-Fluß-Ferrit-Phasenbereich ausgewalzt, so wurden in der Tat unerwünschte Rekristallisation und Kornwachstum der verformten Ferritkörner erhalten, was sich negativ sowohl auf die Streckgrenze als auch auf die Zähigkeit auswirkt.

Im Hinblick auf die Legierungszusammensetzung sei bemerkt, daß die Karbid- und Nitridbildner Molybdän und Mob natürlich wichtige Bestandteile des bekannten Aushärtungsvorganges darstellen. Zusätzlich müssen die Karbid- und Nitridausscheidungsteilchen während des Warmwalzens und/oder während der Umwandlung ausgebildet werden, so daß die Versetzungen und Subkorngrenzen in dem verformten Ferritkorngefüge festgelegt und stabilisiert werden können, um dadurch

409851/0806

die Rekristallisation und das Kornwachstum zwecks Erhaltung der Verfestigungswirkung der Versetzungen zu vermeiden. Die bloße Anwesenheit der Karbid- und Nitridbildner allein ist jedoch nicht ausreichend, um die Rekristallisation und das Kornwachstum zu verhindern. Das heißt, daß zusätzlich zu Molybdän und Niob zum Zwecke der Stabilisierung auch die Gehalte an Kohlenstoff und Mangan sowie in gewissem Ausmaße die Gehalte der Karbid- und Nitridbildner kritisch kontrolliert werden müssen, um die Austenit-zu-Ferrit-Umwandlungstemperatur Ar, zu kontrollieren, damit diese nicht zu niedrig ist, um die Verarbeitung bei darunterliegenden Temperaturen bei der Schluß-Varmwalzung nicht zu erschweren und nicht so hoch ist, als daß die verformten Ferritkörner rekristallisieren und wachsen, obwohl die Karbid- und Nitridausscheidungen vonstatten gehen. Zu diesem Zwecke müssen die Gehaltsgrenzen der Stahllegierungen derart eingestellt werden, daß eine Ar^-Übergangstemperatur innerhalb des Bereiches von 732 bis 816 ⁰C₁ vorzugsweise zwischen 782 und 801 ⁰C erzielt wird. In quantitativer Hinsicht führt eine Steigerung entweder des Kohlenstoff - oder des Mangangehalts zu einer Herabsetzung der Ar^-Übergangstemperatur. Demzufolge wird eine gute Ausgewogenheit der beiden Elemente bevorzugt. Das bedeutet, daß bei einem außergewöhnlich niedrigen Kohlenstoffgehalt Mangangehalte bevorzugt werden, welche in Richtung der oberen Gehaltsgrenze liegen. Liegt der Fall umgekehrt, SDwird entsprechend verfahren. Da der Kohlenstoffgehalt der Legierung vorzugsweise niedrig bei etwa 0,08% oder etwas tiefer gehalten wird, um eine gute Schweißbarkeit und Verformbarkeit zu gewährleisten und um gleichfalls die Lösung der Karbide im Austenit bei der anfänglichen Erhitzung vor der Warmwalzung zu gewährleisten, wird bei diesen Kohlenstoff gehalten ein Mangangehalt bevorzugt, welcher zwischen 1,0 und 2,0%, besonders bevorzugt jedoch bei etwa 1,5% liegt.

409851 /0806

Natürlich dürfen die Kohlenstoffgehalte nicht zu tief, d.h. nicht unterhalb von etwa 0,03% liegen, da Kohlenstoff zur Ausbildung der Karbidausscheidungen vonnöten ist. Außerdem ist bekannt, daß die im Austenit gelöste Menge an Niob einen starken Einfluß auf die Ar^-Umwandlungstemperatur besitzt. Da sich Niob, Karbide oder Karbonitride während des Warmwalzens oberhalb der Ar?- Übergangstemperatur ausscheiden, ist die Menge an Niob unbestimmt oder unsicher, welche bei der Umwandlung in Lösung verbleibt. Außerdem ist es bekannt, daß die Herabsetzung der Endtemperatur und/oder die Steigerung der Verformung oder des Verformungsgrades zu einem leichten Anheben der Arz-Umwandlungstemperatur führen. Demzufolge sollte die Ar^-TJmwandlungstemperatur bevorzugt unter den tatsächlichen Walzbedingungen bestimmt werden, obgleich die oben angegebenen Gehaltsgrenzen und Warmwalzbedingungen ausreichend sind, um die Vorteile der Erfindung in die Praxis umzusetzen, um bei allen gegebenen Legierungszusammensetzungen und allen gegebenen Warmwalzbedingungen optimale Ergebnisse zu gewährleisten. Außerdem ist zu beachten, daß hohe Gehalte an den drei Bestandteilen Mangan, Molybdän und Niob und dabei insbesondere hohe Gehalte an Mangan vermieden werden sollten, um die Umwandlung zu polygonalem Ferrit anstelle von nadeiförmigen Ferrit sicherzustellen, da die Ar^-Temperatur des nadeiförmigen Ferrits

ο
etwa bei 677 C liegt, welche Temperatur unterhalb des oben genannten angestrebten Bereiches liegt. Um sowohl ausgezeichnete Festigkeit als auch ausgezeichnete Zähigkeit beim Stahl nach der Erfindung zu erreichen, sollte die Verwendung von Vanadium vermieden werden. In Fällen, wo es jedoch in erster Linie jedoch nicht auf die Zähigkeit ankommt, können bis zu 0,2% Vanadium dem Stahl zugesetzt

2 werden, um die Streckgrenze bis zu 7*03 kg/mm bei einem Zusatz von 0,08% Vanadium oder bis zu 10,55 kg/mm bei einem

409851/0806

Zusatz von 0,20% Vanadium zu steigern. Dabei ist jedoch zu beachten, daß Vanadium zwar die Streckfestigkeit verbessert, sich jedoch ungünstig auf die Zähigkeitsübergangstemperatur auswirkt, was mit den bekannten Ausscheidungseffekten zusammenhängt.

Ein weiteres unerwartetes Merkmal des Stahles nach der Erfindung ist darin zu sehen, daß das Tempern des Stahles im Anschluß an die Warmwalzung in manchen Fällen zu einer Steigerung der Streckgrenze um 7,03 kg/min führt, wobei die Zähigkeitseigenschaften garnicht oder nur ganz wenig beeinträchtigt werden. Normalerweise wird der Fachmann annehmen, daß die relativ hohe Ar^-Übergangstemperatur, die für diese Stähle charakteristisch ist, zu einer vollständigen Aushärtung des Stahls im warmgewalzten Zustand führt, und daß keine zweite oder Sekundärhärtung erwartet werden kann. Andererseits ist eine Sekundärhärtung von derartiger Größe bei anderen Stählen normalerweise von einem Anstieg (Beeinträchtigung) von 28 bis 39 ⁰G der Zähigkeitsübergangstemperatur begleitet. Derartiges wird jedoch beim Stahl nach der Erfindung nicht beobachtet. Das Ansprechen der Stähle auf das Anlassen oder Tempern kann sehr rasch sein, wobei jedoch die Überalterung so langsam erfolgt, daß eine breite Vielzahl von Anlaß- oder Temperdauern und -temperaturen bei Dauern von einer Minute bis zu 2 Stunden und Temperaturen innerhalb eines Bereiches von etwa 593 bis 677 ⁰C angewandt werden kann, um gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erzielen, ohne dabei eine Überalterung zu riskieren. Obgleich dieser Vorgang noch nicht gänzlich geklärt ist, wird angenommen, daß diese Sekundärhärtung nicht aus der Aushärtung resultiert, sondern aus dem Abbau von damit verbundenen bleibenden Mikrospannungen.

409851/0806

Wie oben erwähnt, tritt dieses unübliche Ansprechen auf das Anlassen oder Tempern nur in einigen Fällen auf. Insbesondere kann es nur bei solchen Legierungen realisiert werden oder zutage treten, bei welchen die Gehalte an Mangan und/oder Molybdän mehr in Richtung auf die genai nten oberen Gehaltsgrenzen liegen., Obgleich diese Gehaltsgrenzen (im Bereich der beanspruchten oberenGehaltsgrenzen) nicht klar definiert sind, werden diese auf dem Anlassen oder Tempern beruhenden Verbesserungen nicht wirksam, wenn die Legierungen weniger als Ί,20% Mangan und weniger als 0,2% Molybdän enthalten, wohingegen sie wirksam werden, wenn in der Legierung ein Mangangehalt von mehr als 1,30% und/oder ein Molybdängehalt von mehr als 0,25% enthalten ist. In dem dazwischenliegenden Bereich kann eine weitere Verfestigung oder Härtung mittels einer Temper- oder Anlaßbehandlung fallweise auftreten, was von dem Gesamtgehalt an Mangan und Molybdän abhängt.

Obgleich diese Stähle mit relativ niedrigen Gehalten an Mangan und Molybdän im wesentlichen keine Verfestigungsoder Aushärtungsneigung beim Tempern oder Anlassen besitzen, sind diese Stähle etwas fester als die höher mangan- und/oder molybdänhaltigen Stähle im warmgewalzten Zustand. Diese Eigenart macht diese Stähle mit niedrigen Mangan- und Molybdängehalten geeigneter für Anwendungszwecke, bei welchen die zusätzlichen Kosten oder Beschwernisse des Temperns oder Anlassens nicht hingenommen werden können.

Im Hinblick auf die vorstehenden Erörterungen enthält eine bevorzugte Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahles, der im warmgewalzten Zustand verwandt werden soll, 0,05 bis 0,1% Kohlenstoff, 1,0 bis 1,3% Mangan, 0,15 bis 0,25% Molybdän und 0,02 bis 0,05% Niob. Wird diese Zusammensetzung bei einer Temperatur von mehr als 816 C warmgewalzt, auf etwa 760 C abgekühlt und dann erneut bei dieser

409851/0806

interkritischen Temperatur warmgewalzt, um eine Dickenreduktion von 20 bis 30% zu erzielen, so können Streck-

grenzen von etwa 52,7 kg/mm in Verbindung mit ausgezeichneten Kerbzähigkeiten, d.h. mit sogenannten FATT-Werten von etwa -62 ⁰G erzielt werden. Andererseits wird sich eine optimale Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls, die durch Anlassen oder Tempern verfestigt werden kann, von der obengenannten Zusammensetzung dadurch unterscheiden, daß 1,3 bis 1,6% Mangan und 0,20 bis 0,40% Molybdän erforderlich sind. Wird diese letztgenannte Zusammensetzung bei Temperaturen von mehr als 816 C warmgewalzt, auf etwa 760 C abgekühlt und dann erneut bei dieser interkritischen Temperatur warmgewalzt, um eine 20 bis 30%ige

Dickenreduktion hervorzurufen, so können Streckgrenzen

2
von etwa 49,2 kg/mm im warmgewalzten Zustand und von etwa

56,2 kg/mm im getemperten oder angelassenen Zustand in jedem Falle erzielt werden, die mit ausgezeichneten Kerbzähig]
sind.

Zähigkeiten, d.h. mit FATT-Verten von etwa -62 ⁰C verbunden

Die bei den erfindungsgemäßen Stählen gegebene Kombination von niedrigen Kohlenstoffgehalten und mittleren Mangangehalten gewährleistet eine gute Schweißbarkeit. Obgleich man annehmen könnte, daß sich das Schweißen .sehr ungünstig auf die Grundplatte im Bereich der wärmebeaufschlagten Zone (HAZ) auswirken und die während der interkritischen Walzung hervorgerufenen mechanischen Eigenschaften beeinträchtigen könnte, haben Versuche gezeigt, daß dieses nicht der Fall ist. So hat sich in Versuchen herausgestellt, daß die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften der wärmebeaufschlagten Zone (HAZ) durchaus mit denjenigen Eigenschaften vergleichbar waren, die außerhalb der genannten Zone ermittelt wurden. Dabei wurden Zugversuche in Querrichtung über die Schweißung an Leitungsrohren mit großen Durchmessern vorgenommen, die mit Hilfe des Unterpulver-Schweißverfahrens

409851/08Q6

aus dem Stahl nach der Erfindung hergestellt worden waren. Zur Bestimmung der Zähigkeit waren dabei Schlagversuche in Querrichtung mit der Charpy-V-Probe durchgeführt worden, bei welchen sich die Kerbe im HAZ-Bereich befand.

Eine weitere unerwartete und vorteilhafte Eigenschaft des erfindungsgemäßen Stahls kann dadurch gewonnen werden, daß der Stahl unter Verwendung des herkömmlichen "U-und 0-Verfahrens" zu Leitungsrohren verarbeitet wird. Werden Stahlplatten oder -bleche verwendet, die im Hinblick auf ihre Zusammensetzung und ihre Walzbehandlung denjenigen entsprechen, was bei für Rohrleitungen bestimmten Stahlsorten üblich ist, so ist die nach dem Ausbilden und Schweißen bestimmte Streckgrenze der Rohrleitung normaler weise viel niedriger als bei der Ausgangsplatte oder dem Ausgangsblech, was eine Folge des bekannten Bauschinger-Effektes ist. Demzufolge wird ein derartiges Leitungsrohr um bis etwa 2% kaltgeweitet (Vergrößern des Durchmessers), um den Stahl durch Beanspruchung zu härten, um dadurch die Streckgrenze auf einen Wert zu steigern, der etwa demjenigen der ursprünglichen Platte entspricht. Jedoch selbst in einem derartigen geweiteten Zustand zeigen herkömmliche Leitungsrohre häufig Streckgrenzen, die unterhalb derjenigen der Ausgangsplatte liegen.

Obgleich die Kaltweitung im allgemeinen angestrebt wird, um geeignete Abmessungstoleranzen (Durchmesser und Rundheit) zu erreichen, darf das Maß der Kaltweitung nicht zu groß sein, da eine derartige plastische Beanspruchung auf Kosten der gesamten Duktilität des Stahles geht. Außerdem machen es die unzuverlässigen Schwankungen der Streckgrenze bei bekannten Stählen für Leitungsrohre, wie oben erwähnt, sehr schwierig, wenn nicht sogar gegebenenfalls unmöglich, die tatsächliche· Streckgrenze des Leitungsrohres abzuschätzen,

409851/0806

wenn lediglich die Festigkeit der Ausgangsplatte bekannt ist. Demzufolge können Platten, welche zu Leitungsrohren mit un annehmbaren Streckgrenzen führen könnten, nicht immer vor dem Herstellen und Prüfen der Leitung aussortiert werden. Dieses kann natürlich zu einem ziemlich kostspieligen Verfahren führen.

Überraschenderweise hat sich herausgestellt, daß Stahlplatten nach der Erfindung, die unter Verwendung des U- und 0-Verfahrens zu Leitungen verarbeitet worden sind, im nichtgeweiteten Zustand eine verbesserte Streckgrenze besitzen und daß sie noch erhöhte Festigkeitseigenschaften im geweiteten Zustand aufweisen. Somit ist die Festigkeit der fertigen Rohrleitung oder des fertigen Leitungsrohres im wesentlichen gleich oder sogar beträchtlich größer als die Festigkeit der Ausgangsplatte. Bei denjenigen Stählen, bei welchen die größten Steigerungen der Streckgrenze zu beobachten sind, sind diejenigen gewalzten Stähle, welche die höheren Gehalte an Mangan und/oder Molybdän enthalten, d.h. diejenigen, die durch Anlassen oder Tempern eine Härtungs- oder Verfestigungswirkung zeigten. Dabei hängt die durch Ausbildung des Rohres erzielte Steigerung der Streckgrenze eng mit dem Anstieg der Streckgrenze zusammen, welche durch das Anlassen oder Tempern erzielt worden ist. Daraus ergibt sich, daß demzufolge zwei Verfestigungsvorgänge anscheinend in enger Beziehung zueinander stehen und es wird angenommen, daß die beiden Vorgänge eine Folge des Abbaus von Restspannungen in den Platten im warmgewalzten Zustand sind.

Demzufolge zeigen Platten mit Zusammensetzungen, die normalerweise nach dem Tempern keinen Anstieg der Streckgrenze zeigen würden und Platten, welche angelassen oder getempert worden sind, nach der Verarbeitung zu Rohren mit Hilfe des U- und O-Verfahrens und nach einer Weitung Streckgrenzen, die im we-

409851/0806

sentlichen konstant geblieben oder nur lediglich geringfügig angestiegen sind. Werden andererseits diejenigen Stahlplatten mit Zusammensetzungen, welche auf die Glühbehandlung ansprechen, mit Hilfe des U- und O-Verfahrens zu Leitungsrohren verarbeitet und geweitet, so zeigen sie eine verbesserte oder gesteigerte Streckgrenze, wodurch jegliche Notwendigkeit in Fortfall kommt, den Stahl vor oder nach der Rohrherstellung anzulassen oder zu tempern.

Die Erfindung wird nachstehend anhand von Beispielen näher erläutert.

In einer Versuchsreihe wurde eine Anzahl von Stählen in Form von 45,35 kg-Chargen induktiv erschmolzen und zu Knüppeln vergossen. Diese Knüppel wurden auf etwa 1232 bis 1260 °G aufgeheizt und dann in vierzehn Reduktionsstichen in der Wärme zu 12,7 ™& dicken Platten ausgewalzt, wobei der erste Walzstich bei etwa 1204· ⁰C und der letzte Walzstich entweder bei 838 oder bei 760 ⁰C erfolgte, während die übrigen Walzstiche mehr oder weniger gleichmäßig über die Temperaturbereiche von 1204 bis 838 ⁰C oder von 1204 bis 760 ⁰C verteilt wurden. In jeden Knüppel wurde ein Loch gebohrt und in dieses Loch wurde an jedem Knüppel ein Thermoelement (Thermopaar) eingeführt, um so die Stichtemperatur festzuhalten. Der Beginn der Umwandlung von Austenit zu Ferrit konnte durch die sichtbare Änderung der Abkühlungsgeschwindigkeit (Haltepunkte der Abkühlungskurve) festgestellt werden, die durch die Umwandlungswärme hervorgerufen wurde.

In Tafel 1 sind die chemischen Zusammensetzungen und in Tafel 2 sind die mechanischen Eigenschaften dieser Stähle zusammengestellt. Einige der Stähle erhielten ihre Schlußwalzung bei 838 C, d.h. oberhalb ihrer oberen kritischen Umwandlungstemperatur, während die anderen Stähle ihre Endwalzung bei 760 ° C erhielten, was bei allen diesen Stählen unterhalb

409851/0806

der oberen kritischen Temperatur liegt. Die Feingefüge dieser Stähle zeigten die charakteristischen aderartigen und deformierten Ferritkörner, wobei der Volumenanteil dieses verformten Ferrits mit der Legierungszusammensetzung in einer Weise schwankte, welche mit den Einflüssen auf die Veränderung der oberen kritischen Umwandlungstemperatur einherging, die von Kohlenstoff, Mangan, Molybdän, Niob und Vanadium ausgeübt werden. Alle diese bei 760 ⁰C fertiggewalzten Stahlplatten oder Bleche erhielten eine 11,5 "bis 31 j5%ige Dickenreduktion bei unterhalb ihrer oberen kritischen Umwandlungstemperatur liegenden Temperatur, die von etwa 774- bis 816 ⁰C schwankte.

Die nachfolgende Tafel 3 veranschaulicht die Zunahme der Streckgrenze, welche dadurch erzielbar ist, daß Stahlplatten aus erfindungsgemäßen Stahl zu Leitungsrohr unter Verwendung des herkömmlichen U- und O-Verfahrens sowie mit Hilfe einer Aufweitung verarbeitet werden. Die Stähle 1 und 2 sind herkömmliche Stähle für Rohrleitungen, während die Stähle 3 bis 12 Stähle nach der Erfindung darstellen. Die Stähle wurden zu Leitungsrohren mit Durchmessern von 76,2; ^»^oder 106,7 cm 0 verarbeitet.

409851/0806

Tafel 1

Chemische Zusammensetzung (Gew.-5 Stahl* C Mn Mo Fb

	0,067	1,22	0,18	0,035	-
E	0,064	1,25	0,14	0,028	-
	0,069	1,25	0,31	0,037	—
G	0,075	1,14	0,27	0,034	0,071
H	0,072	1,13	0,18	0,035	0,085
I	0,076	1,10	0,14	0,030	0,071
J	0,070	1,10	0,32	0,035	0,081
K	0,079	1,14	0,27	0,034	* 0,005
L	0,075	1,38	0,25	0,034	0,091
M	0,079	1,43	0,25	0,038	0,089
N	0,087	0,91	0,37	0,035	0,084
0	0,080	1,23	0,32	0,033	0,078
P	o:,O69	1,40	0,34	0,028	0,091
Q	0,080	1,43	0,26	<^O,O1

* Alle Stähle waren mit Si-Al beruhigt und enthielten

etwa 0,01 % P; 0,011 bis 0,022% S und etwa 0,004 bis 0,007% N.

40985 1/0806

Tafel 2

Mechanische Eigenschaften der warmgewalzten

sowie der noch getemperten Platten von 12,7 mm Dicke

Stahl End-Temp. Zustand 0,2%- Zugfestig- Übergangs-

⁰C ** Streck- keit temp.bei 50%

Ν Scherungs— bruch
(Charpy-V-Probe)

H 3

+ T

838 838	HR HR
760 760	HR HR
838 838	HR HR
760 760	HR HR
838 838	HR HR
OO CNCN	HR HR
838 838	HR HR
760 760	HR HR
760 760	HR HR
760 760	HR HR
760 760	HR HR
760 760	HR HR
760 760	HR HR
760 760	HR HR

+ T

43,95 44,15	50',83	-57 -68
49,22 50,41	55,19 54,70	- bl
41,55 46,75	53,79 52,73	- 65 - 65
47,60 53,65	58,50 58,71	- 60
46,82 45,84	52,80 52,64	- 46 - 43
53,15 51,75	59,83 57,58	- 43
45,91 47,53	53,72 54,21	- 54 - 60
54,84 57,09	65,17 62,51	- 46
47,46 52,94	59,65 57,09	- 62
49,00 59,06	63,77 64,47	- 46
53,29 61,38	64,47 67,21	- 29
49,85 62,36	62,22 66,09	* - 46
45,35 62,79	60,18 64,47	- 62 - 43
42,54 50,48	58,28 56,74	- 49

+ τ

+ T

+ α? + τ

** HR bezeichnet den warmgewalzten Zustand, während HR+T den warmgewalzten sowie wärmebehandelten (1 Std. bei 649 C) Zustand bezeichnet.

409851/0806

Tafel 3

Im Zugversuch in Querrichtung an Platten und Rohren aus Leitungsrohrstählen ermittelte Eigenschaften*

	Stahl	8	Chemische Zusammensetzung +	Mn	*ο/Λ*	Nb	0	V	Platten	0,29	0,033	—	13,09	Plattenfestig-	)	Zug-	65,30	0,31	0,06	—	12,7	55,96	59,27	.Festigkeiten	. Zugf.	—	Festigkeiten	. Zugf.	I	N)
	1			1,34	*• —/ο J*	0,035	0	,06	stärke	0,16	0,032	—	13,09	keiten^	festigk	65,30	0,31	0,06	—	20,32	56,46	60,82	des ungeweite-	61,87	—	des geweiteten	62,86	ro 68,55 f
				1,34		0,035	0	,06	(mm)	0,17	0,044	—	13,09	(k'g/mm ;	62,22	59,90	0,31	0,06	—	20,32	53,01	57,09	ten Rohres	62,93	60,18	(-1,5%) Rohr es	63,21	69,39	N)
	2 ++	9		1,36	Mo		0	,08		0,17	0,054	—	13,09	Streck	62,15	63,07	0,31	0,06		25,4	52,03	58,57	(kg/mm²)	61,66	66,44	(kg/mm²)	64,12	67,14	cn
		10	C	1,36		-		,08		0,18	0,05	—	7,92	grenze	61,45	60,25		Streckgr.	61-, 52	Streckgr.	63,84	65,11	624
		11	0,14		——			11,73	0,18	0,05	—	12,7	50,06	61,73	59,83		47,81		50,97	64,61
	3		0,14	1,42	__			11,73	0,19	0,04	—	7,92	52,38	Walzz.ustand	61,59		48,02	_	48,58	65,04
	4	12	0,14	1,41	—		10,77	0,19	0,04	—	12,7	48,02	50,27	57,02		42,04	—	51,75	64,69
	5		0,14	1,15			10,77	0,19	0,04	—	15,87	49,29	44,58	53,72	45,91	—	50,41	59,55
	6			1,15		Mn-Mo-Fb-Platten im	0,19	0,05	-	17,46		52,87	56,39		—		55,75
σ CD	7		0,08	1,29		0,20	0,05	—	22,22	56,60	54,91	_	—	58,85	61,10
OO		0,08	1-,29	0,28	0,06	—	25,4	52,17	60,11	—	—	56,25	58,57
cn	0,08	1,24		52,73	Mn-Mo-Fb-Platten nach 1 ,5-stiindiger	—	—	58,07	66,02
	0,07	1,24		50,34	—	—	58,92
***	0,08	1,24		45,63	—		54,21	66,23
ο 00	0,08	1,24		45,84	—	59,41	52,73	63,91
O	0,07	1,11		47,74	—	57,09	54,84	62,43
CD	0,07	1,30		45,98	—	66,37	47,95	64,61
	0,07			47,81	—	Wärmebehandlung bei	45,21
	0,10	1,24		45,07	T-	49,22
	0,10	1,24		43,38	—	48,23
	0,13	1,24		57,51	53,08	56,67
		1,24			53,22	593 ⁰C
	0,06		57,09
	0,06	57,02
	0,06	52,24
	0,06	58,01

Legende für Tafel 3'·

* Bestimmt an Streifen-Probekörpern für den Zugversuch
+ Alle Stähle waren mit Si-Al-beruhigt

++ Der Stahl 2 enthielt außerdem 0,18$ Kupfer, 0,18% Chrom und 0,08% Nickel.

409851/0806

Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten hochfesten und niedriglegierten Stahls mit einer Streckgrenze von wenigstens 45,7 kg/mm und einer außerordentlichen Zähigkeit bei Temperaturen unterhalb von - 17»8 ⁰C, die sich durch Übergangstemperaturen bei 50% Scherungsbruch (PATT-cQ-Werte gemäß ASTM-Norm A 370-72a) bis herab zu - 62 C auszeichnet, dadurch gekennzeichnet, daß

(a) ein Stahlknüppel, enthaltend 0,03 bis 0,15% Kohlenstoff, bis zu 0,04% Phosphor, bis zu 0,04% Schwefel, 0,5 bis 2,0% Mangan,
0,1 bis 0,4% Molybdän, 0,01 bis 0,1% Niob,
O_;bis 0,20 % Vanadium, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
hergestellt wird,

(b) dieser Knüppel auf eine zur Austenitisierung des Feingefüges und zur Lösung aller Karbid- und Nitridausscheidungen in das Austenitgefüge hinreichend oberhalb der Arj-Übergangstemperatur liegende Temperatur erhitzt wird,

(c) der erhitzte Knüppel bei einer oberhalb der Ar,-Übergangstemperatur liegenden Temperatur so weit warmgewalzt wird, daß nicht mehr als 90% der angestrebten Warmreduktion erzielt werden,

409851/0806

(d) der teilweise warmgewalzte Knüppel auf eine unterhalb der Arz-Übergangstemperatur, jedoch oberhalb der ATyi-Übergangstemperatur liegende Temperatur unter teilweiser Umwandlung des austenitischen Gefüges in Ferrit abgekühlt wird,

(e) der teilweise warmgewalzte Knüppel bei einer zwischen der Ar3- und der Ar^-Übergangstemperatur liegenden Temperatur derart weiter warmgewalzt wird, daß eine Dickenreduktion von 10 bis 40% erzielt wird, und daß

(f ) der warmgewalzte Stahl anschließend auf Umgebungstemperaturen abgekühlt wird, bei welchen sich der Stahl durch das Vorliegen von sowohl gleichachsigen als auch kaltverformten Ferritkörnern mit gleichförmiger Verteilung von Karbid- und Nitridausscheidungen auszeichnet.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeich net, daß der hergestellte Stahlknüppel vanadiumfrei ist und 0,05 bis 0,1% Kohlenstoff

bis zu 0,04% Phosphor, bis zu 0,04% Schwefel, 1,3 bis 1,6% Mangan, 0,20 bis 0,40% Molybdän, 0,02 bis 0,05% Niob, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, enthält.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch g e k e η η - · zeichnet , daß der hergestellte ßtahlknüppel vanadiumfrei ist und

409851/0806

242562Λ

0,05 bis 0,10 % Kohlenstoff, bis zu 0,04% Phosphor, bis zu 0,04% Schwefel, 1,0 bis 1,3% Mangan, 0,15 bis 0,25% Molybdän, 0,02 bis 0,05% Niob,

Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen enthält.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3» dadurch gekennzeichnet , daß der hergestellte Stahlknüppel noch kleine Zusätze an wenigstens einem der Elemente Nickel, Kupfer und Chrom enthält, welche als Härtungs- oder Verfestigungselemente und zur Erteilung der Korrosionsbeständigkeit zugesetzt worden sind.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet , daß der Stahlknüppel vor der Warmwalzung auf eine Temperatur von mehr als 1093 0 erhitzt wird, um das Lösen aller Karbid- und Nitridausscheidungen zu gewährleisten und daß anschließend der Verfahrensschritt (c) ausgeführt wird, wobei das Warmwalzen bei einer !Temperatur zwischen 816 und der genannten Temperatur von mehr als 1093 °0 erfolgt.

6.Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5» dadurch gekennzeichnet , daß das Warmwalzen zwischen der Arχ- und der Ar^-Ubergangstemperatur gemäß Verfahrensschritt (e) derart erfolgt, daß eine Dickenreduktion von 20 bis 30% erzielt wird.

7· Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekenn ζ ei chnet , daß der teilweise warmgewalzte Stahl in der Verfahrensstufe (d) auf eine wenigstens

409851/0806

um 14 ⁰C unterhalb der Ar,-Übergangstemperatur liegende Temperatur abgekühlt wird.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet , daß der teilweise warmgewalzte Stahl in der Verfahrensstufe (d) auf eine gerade noch oberhalb der Ar,,-Übergangstemperatur liegende Temperatur abgekühlt wird.

9· Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet , daß der in der Wärme fertiggewalzte Stahl bei einer Temperatur zwischen 593 und 677 G über einen Zeitraum von 1 bis 120 Minuten getempert oder angelassen wird, um die Streckgrenze des warmgewalzten Stahls

um etwa 7 kg/mm bei geringfügiger Beeinträchtigung der Schlag-Eigenschaften des Stahles zu steigern.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9i dadurch gekennzeichnet , daß der warmgewalzte Stahl nach Ausführung der Verfahrensschritte (a) bis (e) auf Umgebungstemperaturen abgekühlt wird, bei Vielehen sich der Stahl durch eine Streckgrenze von wenigstens

45,70 kg/mm auszeichnet, und daß der warmgewalzte Stahl durch Anwendung des an sich bekannten U- und O-Verfahrens zu Leitungsrohr verarbeitet wird, worauf das Leitungsrohr

ο eine Streckgrenze von wenigstens 45,70 kg/mm besitzt.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet , daß der Stahlknüppel 1,3 bis 1,6% Mangan und 0,20 bis 0,40% Molybdän enthält und daß das Leitangsrohr sich durch eine Streckgrenze von wenigstens

49,22 kg/mm auszeichnet.

409851/0806

12. JF er ritisch er, warmgewalzter, hochfester und niedriglegierter Stahl, hergestellt nach dem Verfahren gemäß Anspruch 1, mit einer Streckgrenze von wenigstens 45,7 kg/mm und einer außerordentlichen Zähigkeit bei Temperaturen unterhalb von - 17,8 ⁰G, die sich durch FATT-Übergangstemperaturen bei 50% Scherungsbruch bis herab zu - 62 C gemäß ASTM-Norm A 37O-72a auszeichnet, bestehend aus

0,03 bis 0,15% Kohlenstoff, bis 0,04% Phosphor, bis 0,04% Schwefel, 0,05 bis 2,0% Mangan, 0,1 bis 0,4% Molybdän, 0,01 bis 0,10% Niob, 0 bis 0,20 % Vanadium, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunr einigungen,

wobei der Stahl ein sowohl gleichachsige als auch kaltbeanspruchte polygonale Ferritkörner enthaltendes Feingefüge besitzt, in welchem Karbid- und Nitridausscheidungen gleichmäßig verteilt sind" und wobei diese Ausscheidungen zur Härtung oder Verfestigung des Stahls durch Aushärtungseffekte, Kornfeinungseffekte und Festlegung und Stabilisierung der kaltbeanspruchten Ferritkörner dienen, indem im Gefüge eine hohe Versetzungsdichte und die daraus resultierenden Härtungs- oder Verfestigungseffekte erhalten sind.

13. Ferritischer, warmgewalzter, hochfester und niedriglegierter vanadiumfreier Stahl nach Anspruch 12, bestehend aus

0,05 bis 0,10% Kohlenstoff, bis 0,04% Phosphor,

409851/0806

2Λ25624

bis 0,04% Schwefel, 1,3 bis 1,6% Mangan, 0,20 bis 0,40% Molybdän, 0,02 bis 0,05% Niob, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen.

14. Ferritischer, warmgewalzter, hochfester und niedriglegierter vanadiumfreier Stahl nach Anspruch 12, bestehend aus

0,05 bis 0,10% Kohlenstoff, bis 0,04% Phosphor, bis 0,04% Schwefel, 1,0 bis 1,3% Mangan, 0,15 bis 0,25% Molybdän, 0,02 bis 0,05% Niob, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen.

15· Hochfestes und niedriglegiertes Stahl-Leitungsrohr, hergestellt nach dem Verfahren gemäß Anspruch 10, mit

ο einer Streckgrenze von wenigstens 45,7 kg/mm und einer

außerordentlichen Zähigkeit bei Temperaturen unterhalb von - 17,8 C, die sich durch FATT-Übergangstemperaturen bei 50% Scherungsbruch bis herab zu - 62 C gemäß ASTM-ITorm A. 370-72a auszeichnet, bestehend aus

0,03 bis 0,15% Kohlenstoff, bis 0,04% Phosphor, bis 0,04% Schwefel, 0,5 bis 2,0% Mangan, 0,1 bis 0,40% Molybdän,

409851/0806

0,01 bis 0,10% Niob, 0 bis 0,20% Vanadium, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen,

wobei der Stahl ein sowohl gleichachsige als auch kaltbeanspruchte polygonale Ferritkörner enthaltendes Feingefüge besitzt, in welchem Karbid- und Nitridausscheidungen gleichmäßig verteilt sind, und wobei die kaltbeanspruchten Ferritkörner eine hohe Versetzungsdichte besitzen, Vielehe durch die Karbid- und Nitridausscheidungen festgelegt und stabilisiert ist.

16. Leitungsrohr nach Anspruch 15? gekennzeichnet durch einen Mangangehalt von 1,3 bis 1,6% und durch einen Molybdängehalt von 0,20 bis 0,40%, wobei sich das Leitungsrohr durch eine Streckgrenze von wenigstens 4-9,22 kg/mm auszeichnet.

409851/0806