DE2649019A1

DE2649019A1 - Verfahren zum herstellen nahtloser rohre

Info

Publication number: DE2649019A1
Application number: DE19762649019
Authority: DE
Inventors: Osamu Kato; Nobuyuki Kawauchi; Fukuoka Kitakyushu; Kametaro Otoh; Masakatsu Ueno
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1976-06-14
Filing date: 1976-10-28
Publication date: 1977-12-15
Also published as: JPS5711927B2; DE2649019B2; JPS52152814A; IT1068926B; FR2392121B1; GB1562104A; SU852179A3; CA1072864A; US4075041A; FR2392121A1

Description

Dr.-Ing. Reirnan Kön-g ■ Dipl.-lng. Klaus Bergen Cecilienallee 7B A Düsseldorf 3O Telefon 452DOB Patentanwälte

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26. Oktober 1976 31 131 K

NIPPON STEEL CORPORATION No. 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

"Verfahren zum Herstellen nahtloser Rohre"

Die Erfindung bezieht sich auf ein thermomechanisches Verfahren zum Herstellen nahtloser Rohre mit martensitischem Gefüge sowie hoher Zugfestigkeit und Zähigkeit bei minimalem Verzug.

Beim Herstellen nahtloser Rohre mit hoher Festigkeit und Zähigkeit ist es unerläßlich, die Stahlanalyse und/oder die Wärmebehandlung des Fertigrohrs sorgfältig auszuwählen. Werden die physikalischen Eigenschaften des Rohrs mit Hilfe einer Wärmebehandlung eingestellt, dann geschieht dies unabhängig von der Rohrherstellung, d.h. das Herstellen bzw_o Walzen des Rohrs steht in keiner Beziehung zu der ein Abschrecken und Anlassen einschließenden Wärmebehandlung. Demzufolge wird das Rohr nach seiner Herstellung zunächst auf Raumtemperatur abgekühlt, ehe es wärmebehandelt wird.

Das vorerwähnte Arbeiten in zwei getrennten Verfahrensstufen, d.h. einer Herstellung- und einer Wärmebehandlungs-Stufe, bringt eine Reihe von Nachteilen mit sich. So geht beispielsweise die fühlbare Wärme des Rohrs beim Abkühlen nach dem Rohrwalzen bzw. bis zum Beginn der Wärmebehandlung verloren. Des weiteren ist die Unterbrechung zwischen dem Rohrwalzen und der Wärmebehandlung zu unwirtschaftlich. Die WärUebehand-

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lung macht zudem ein erneutes Erwärmen des Rohrs erforderlich, womit eine erneute Zunderbildung verbunden ist. Der demgemäß auf der Rohroberfläche haftende Zunder vermindert die Abkühlungsgeschwindigkeit beim Abschrecken und führt darüber hinaus zu einem stärkeren Verzug des abgeschreckten Rohrs.

Der Erfindung liegt nun die Aufgabe zugrunde, die vorerwähnten Nachteile zu beheben und insbesondere ein Verfahren zu schaffen, nach dem sich Rohre mit martensitischem Gefüge sowie hoher Festigkeit und Zähigkeit und geringem Verzug bei verringertem Wärmeenergiebedarf in einem Zuge herstellen lassen. Die Lösung dieser Aufgabe besteht in einem Verfahren, bei dem das verformungswarme Rohr abgeschreckt, d.h. die Verformungswärme für die Wärmebehandlung ausgenutzt wird.

Beim Herstellen nahtloser Rohre wird die aus einem Rundblock hergestellte Rohrluppe zunächst auf eine Zwischengröße ausgewalzt und außen entzundert, um beim Abschrecken eine gleichmäßige Abkühlungsgeschwindigkeit zu gewährleisten. Beim sich anschließenden Herunterwalzen auf einen kleineren Durchmesser wird die Innenoberfläche des Rohrs hinreichend entzundert, wenn das Dehnungsäquivalent ε der folgenden Bedingung genügt:

= in

ε₂=1η

wobei 1 die Länge, t die Dicke und r der Radius des Rohrs sind und der Index 1 die Dehnung vor und der Index 2 die Dehnung

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nach der Durchmesserverringerung kennzeichnen. Bei einer Durchmesserabnahme von über E = 0,20 läßt sich, unter bestimmten Glühbedingungen beim Austenitisieren eine die Zähigkeit verbessernde Verringerung der Korngröße erreichen. Die Härtbarkeit des Stahls läßt sich mit Hilfe von Bor einstellen, vorausgesetzt, daß die Rohrtemperatur vor dem Abschrecken richtig eingestellt ist.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und Zeichnungen des näheren erläutert. In der Zeichnung zeigen:

Fig. 1 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der Restzundermenge an der Rohrinnenseite nach der zweiten Verformungsstufe von dem Dehnungsäquivalent,

Fig. 2 eine photographische Innenaufnahme des Rohrs nach der zweiten Verformungsstufe,

Fig. 3 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der ASTM-Korngröße des Austenits vom Dehnungsäquivalent,

Fig. 4 eine graphische Darstellung der Lage der Borausscheidungen entweder an den Korngrenzen oder im Grundgefüge für einen fünf Minuten bei 1250⁰C austenitisieren Stahl 10 gemäß Tabelle I,

Fig. 5 eine Röntgen-Gefügeaufnahme mit Borausscheidungen an den Korngrenzen des Austenits,

Fig. 6 eine Röntgen-Gefügeaufnahme mit Borausscheidungen im Grundgefüge,

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- ίκ-

Fig. 7 eine graphische Darstellung der Häufigkeitsverteilung einzelner Verzugswerte für ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Rohr im Vergleich zu einem nach einem bekannten Verfahren hergestellten Rohr,

Fig. 8 eine Probe zum Messen des Verzugs,

Fig. 9 ein Temperaturprofil des erfindungsgemäßen Verfahrens,

Fig. 10 ein Temperaturprofil eines herkömmlichen Verfahrens,

Fig. 11 eine graphische Darstellung des Zusammenhangs zwischen der Härte in der Mitte einer Probeplatte und der Glühtemperatur vor dem Abschrecken für drei Stähle mit verschiedenen Borgehalten und

Fig. 12 in schematischer Darstellung eine Vorrichtung zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens.

Beim Rohrwalzen wird zunächst in einer ersten Walz stufe ein Rundblock gelocht, anschließend gewalzt und geglättet, sowie anschließend in einer zweiten Walzstufe bis auf die Endabmessungen ausgewalzt, sodann abgeschreckt und gegebenenfalls angelassen.

Dabei wird erfindungsgemäß das Vorrohr aus der ersten Verformungsstufe auf seiner Temperatur gehalten, um einen möglichst weitgehenden Temperaturausgleich zu erreichen. Alsdann wird die Rohraußenseite im austenitisehen Zustand unmittelbar vor der zweiten Verformungsstufe entzundert. Unmittelbar nach dem Entzundern wird das Vorrohr unter Vermeidung einer erneuten Zunderbildung in der zweiten Verformungsstufe mit

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einem Dehnungsäquivalent über 0,02 reduziert und dabei nahezu der gesamte Zunder von der Rohrinnenseite entfernt, wie sich aus der Aufnahme der Fig. 1 ergibt. Die starke Durchmesserabnahme beim Reduzieren in der zweiten Verformungsstufe dürfte zu einer Wärmeentwicklung führen, die den beim Entzundern eintretenden Temperaturverlust an der Rohraußenseite auszugleichen vermag, so daß eine gleichmäßige Temperaturverteilung erhalten bleibt. Nach dem Außen- und Innenentzundern wird das Rohr mit gleichmäßiger Temperaturverteilung von einer Temperatur über Ar^ abgeschreckt,,

Um ein Verziehen des Rohrs insbesondere in dessen Längsrichtung zu vermeiden, muß die Abkühlungsgeschwindigkeit beim Abschrecken sorgfältig eingestellt werden. Voraussetzung hierfür sind zunderfreie Oberflächen und eine über das gesamte Rohr gleichmäßige Temperatur.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird das Rohr mithin in einer Hitze gewalzt und abgeschreckt, ehe noch die Rohrtemperatur unter einen kritischen Wert gefallen ist. Dabei wird das Rohr mit zunderfreien Oberflächen und gleichmäßiger Temperaturverteilung in radialer Richtung abgeschreckt und ergibt sich demzufolge bei äußerst geringem Verzug ein homogenes Gefüge. Im Hinblick auf einen feinkörnigen Austenit und eine dementsprechend hohe Zähigkeit muß die QuerSchnittsabnähme der Bedingung ζ ^ 0,20 genügen.

Die Zähigkeit hängt bekanntlich von den Legierungselementen, der Austenitkorngröße und dem Gefüge ab. Beim Herstellen nahtloser Rohre beginnt die erste Verformungsstufe mit dem Lochen eines auf etwa 1200⁰C erwärmten Blocks. Beim Blockerwärmen kommt es zu einem starken Wachstum des Austenitkorns, das während der ersten Verformungsstufe angesichts der hohen Verformungstemperatur erhalten bleibt. Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren findet hingegen die zweite Verformungsstufe bei einer verhältnismäßig niedrigen Temperatur von normalerweise un-

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ter 95O⁰C, vorzugsweise unter 900⁰C statt, und nimmt dementsprechend die Austenitkorngröße in Abhängigkeit von der Querschnittsabnahme ab, wie der Kurvenverlauf im Diagramm der Fig. 3 belegt. Eine derartige Querschnittsabnahme ist wesentlich größer als sie für das Innenentzundern des Rohrs an sich erforderlich ist.

Von besonderem Vorteil ist das erfindungsgemäße Abschrekken aus der Walzhitze, das wegen des Wegfalls eines Wiedererwärmens zu einer erheblichen Ersparnis an Wärmeenergie führt. Wegen der Gefahr eines Verziehens beim Abschrekken wurden nahtlose Rohre bislang nicht direkt aus der Walzhitze abgeschreckt. Ein direktes Abschrecken nahtloser Rohre ist jedoch möglich, wenn die Rohre hinreichend entzundert und im Reduzierwalzwerk mit einer bestimmten Durchmesserabnähme gewalzt worden sind.

Das erfindungsgemäße Verfahren läßt sich in der ersten Verformungsstufe mit einer üblichen Lochpresse, einem Rohrwalzwerk und einem Glättwalzwerk sowie gegebenenfalls einem Maßwalzwerk und in der zwAten Verformungsstufe mit einem Maßwalzwerk und einem Streckreduzierwalzwerk durchführen.

Ein zusätzliches Erwärmen des Vorrohrs vor dem Entzundern bzw. Einlauf in die zweite Verformungsstufe ist nicht erforderlich, wenn das Rohr beim Verlassen der ersten Verformungsstufe eine gleichmäßige Temperaturverteilung sowie eine Temperatur besitzt, die bis zum Abschrecken ein austenitisches Gefüge gewährleistet. Bei zu geringer Rohrtemperatur oder ungleichmäßiger Temperaturverteilung muß das Rohr hingegen im Anschluß an die erste Verformungsstufe und vor dem Entzundern zusätzlich erwärmt und dabei einem Ausgleichsglühen unterworfen werden. Die Temperatur des Ausgleichsglühens muß dabei nicht nur eine gleichmäßige Temperaturverteilung gewährleisten sondern auch so hoch liegen, daß das austenitische Ge-

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füge in der zweiten Verformungsstufe bis zum Abschrecken erhalten bleibt. Ein etwaiges Ausgleichsglühen kann mit Hilfe eines üblichen gas- oder ölbeheizten Ofens geschehen.

Beim Erschmelzen eines Stahls zum Herstellen von Rohren, beispielsweise in einem Konverter oder in einem Elektroofen, muß die Stahlzusammensetzung im Hinblick auf die gewünschten Rohreigenschaften eingestellt werden und empfiehlt sich vor dem Gießen, beispielsweise einem Stranggießen, eine Vakuumbehandlung. Auf die allgemeine Stahlzusammensetzung kommt es nicht entscheidend an, wenngleich Kohlenstoffstähle, insbesondere Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt oder legierte Stähle vorzuziehen sind. Besonders geeignet sind Stähle mit bis 0,5%, vorzugsweise 0,05 bis 0,30% Kohlenstoff, bis 1,0%, vorzugsweise 0,01 bis 0,40% Silizium, bis 3,0%, vorzugsweise 0,8 bis 1,5% Mangan sowie im Hinblick auf eine bestimmte Festigkeit, Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit einzeln oder nebeneinander gegebenenfalls 0,01 bis 5,0% Chrom, 0,01 bis 2,0% Nickel, 0,01 bis 1,0% Kupfer, 0,01 bis 2,0% Molybdän, bis 0,1% Aluminium, bis 0,5% Vanadium, bis 0,5% Titan, bis 0,5% Zirkonium, bis 0,5% Niob und 0,0003 bis 0,0050% Bor, Rest einschließlich erschmelzungsbedingter Verunreinigungen Eisen.

Dem Bor kommt im Hinblick auf die Härtbarkeit des Stahls eine entscheidende Bedeutung zu. Um die Wirkung des Bors zu gewährleisten, sollte der Stahl vor der Borzugabe zunächst mit Hilfe eines Nitridbildners entstickt werden. Darüber hinaus können dem Stahl zum Zwecke einer Desoxydation, Entschwefelung oder Verbesserung der Zähigkeit in der C-Richtung Kalzium und Seltene Erdmetalle zugesetzt werden.

Obgleich das Walzen in der ersten Verformungsstufe auch unter dem Gesichtspunkt einer hohen Festigkeit und Zähigkeit unter üblichen Bedingungen erfolgen kann, sollte die Röhrtemperatur

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vor dem Ausgleichsglühen entweder oberhalb von Ar₇, oder unter Ar₁ liegen. Darüber hinaus muß sich der Verformungsgrad in der zweiten Verformungsstufe nach den gewünschten Rohreigenschaften richten. Wenn das Rohr vor dem Ausgleichsglühen ein Zwei-Phasen-Gefüge besitzt, dann kommt es bei dem Ausgleichsglühen oberhalb von Ar^, zu einem vollständigen Austenitisieren und entsteht ein Gefüge mit dem groben Austenitkorn, wie es vor dem Wiedererwärmen vorlag, sowie einem feinen Austenitkorn aus der Umwandlung des Alpha-Korns. Wird ein Gefüge mit derart unterschiedlicher Korngröße anschließend verformt, dann wirkt sich die Verformung hauptsächlich an dem feinen Korn aus und kommt es demgemäß nicht zu einer gleichmäßigen Verringerung der Korngrösse. Vielmehr wird die Unterschiedlichkeit der Korngröße noch ausgeprägter; es ist demzufolge umso schwieriger, das Gefüge ausreichend und insbesondere gleichmäßig zu härten. Selbst wenn sich der feinkörnige Austenit auf dieselbe Härte wie der grobkörnige Austenit bringen ließe, ergeben sich keine reproduzierbaren Eigenschaften und kommt es zu unterschiedlichen Eigenschaften von Probe zu Probe.

Die vorerwähnten Temperaturbedingungen wirken sich vornehmlich auf die Festigkeit und Zähigkeit aus; sie sind jedoch nicht wichtig im Hinblick auf die Gefahr eines Verziehens beim Abschrecken,, Sie sind demnach von geringerer Bedeutung, wenn es nur auf einen möglichst geringen Verzug und nicht auf eine hohe Festigkeit zund Zähigkeit ankommt.

Die mit einer Röhrtemperatur von maximal Ar₁ vor dem Ausgleichsglühen verbundenen Probleme ergeben sich aus folgendem:

Im Hinblick auf eine hohe Festigkeit, Zähigkeit und Sulfidrissbeständigkeit sollte das Austenitkorn möglichst klein sein. Das läßt sich mit einer bestimmten Durchmesserabnahme beim Reduzieren erreichen. Da sich jedoch die Durchmesserab-

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nähme mit Rücksicht auf den gewünschten Enddurchmesser nicht ■beliebig erhöhen läßt, ergeben sich auch für die Verringerung der Korngröße bestimmte Grenzen. Eine die zulässige Durchmesserabnahme überschreitende Verringerung der Korngröße muß gegebenenfalls auf andere Weise herbeigeführt werden. Das läßt sich mit einer Verringerung der Temperatur des die erste Verformungsstufe verlassenden Vorrohrs auf höchstens Ar₁ und ein anschließendes Erwärmen auf Temperaturen über Ar, bewerkstelligen.

Wird das Vorrohr auf eine Temperatur unterhalb von Ar^ abgekühlt, dann ergibt sich ein <V- -Ge.füge. Beim Erwärmen auf eine Tempertur oberhalb Ar, ergibt sich hingegen unabhängig von einem etwaigen groben Austenitkorn der ersten Verformungsstufe ein feinkörniger Austenit, dessen Korngröße beim Reduzieren des Vorrohrs mit einem Streckreduzierungsgrad über 0,20 noch weiter abnimmt. Nach dem Streckreduzieren wird das Fertigrohr auf einen feinkörnigen Martensit abgeschreckt, der alsdann im Hinblick auf die gewünschte Zähigkeit bei einer Temperatur unterhalb Ac. angelassen wird.

Bei der Verringerung der Temperatur des Vorrohrs bis unter Ar. vor dem Wiedererwärmen lassen sich neben dercL/£f -Umwandlung auch Karbid- und/oder Nitridausscheidungen für eine Verringerung der Korngröße ausnutzen. Enthält der Stahl nämlich Nitridbildner wie Aluminium, Niob und Vanadium, dann werden diese Elemente beim Blockerwärmen vor der ersten Walzstufe im Austenit gelöst. In diesem Zustand beeinflussen diese Legierungselemente die Austenitkorngröße nicht. Während nämlich die Austenitkorngröße beim Herstellen des Blocks zunimmt, tritt beim Rohrwalzen in der ersten Verformungsstufe eine Korngrößenabnahme nicht ein. Bei einer Verringerung der Temperatur des Vorrohrs auf unter Ar, scheiden sich hingegen Karbid- und/oder Nitridphasen im<^-Gefüge aus, die

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beim anschließenden Wiedererwärmen die Austenitkeimbildung begünstigen und ein Kornwachstum verhindern, d.h. einen feinkörnigen Austenit gewährleisten.

Da sich die Karbide und Nitride in deröL -Phase im allgemeinen bei Temperaturen über 50O⁰C ausscheiden, sollte die Temperatur des Vorrohrs im Hinblick auf eine optimale Ausnutzung der Wärmeenergie nicht unter 500⁰C absinken.

Die Durchmesserabnahme beim Reduzieren bemisst sich nach den Diagrammen der Fig. 1 und 2 sowie nach der erforderlichen Entzunderung der Rohrinnenwandung. Beim zweidimensionalen Verformen hängt der Verformungsgrad, wie beim Walzen von Blechij von einer einzigen Variablen, d.h. von der Blechdicke oder -länge ab. Beim Rohrwalzen findet hingegen ein dreidimensionales Verformen statt, da sich beim üblichen Rohrwalzen der Durchmesser, die Wanddicke und die Länge des Rohrs gleichzeitig ändern. Aus diesem Grunde läßt sich der Verformungsgrad des Vorrohrs nicht einheitlich durch eine Dimensionsänderung in einer Richtung festlegen; hierfür ist vielmehr die Inbezugnahme des oben erwähnten Dehnungsäquivalents erforderlich.

Aus dem Diagramm der Fig. 1 ist die Abhängigkeit der nacii dem Abschrecken ermittelten Restzundermenge an der Rohrinaaen,-wandung: von der Rohrverformung beim Streckreduzieren ersichtlich,» Die Zundermenge wurde mit bloßem Auge an einem aufgeschnittenen Rohr in der Weise bestimmt, daß der nicht festhaftende Zunder, der wegen der zwischen ihm und. der Rohrwan,-dung eingeschlossenen Luft das Abschrecken beeinträchtigt;,, in Beziehung zur gesamten. Innenoberfläche des Rohrs gesetzt: wurde., Auf diese Weise wurde die Restzundermenge für das Rohr der Fig» 2. mit 40$ bestimmt. Aus dem Kurvenverlauf im Diagramm, in Fig. 1 ergibt, sich, daß die Restzundermenge mit zunehmender Rohrverformung abnimmt, und oberhalb eines Dehnungsäquivalents von 0,02 allenfalls Ί0% beträgt.

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Wenn, das abzuschreckende Rohr unregelniässig verteilte lose ' Zunderreste aa der Innenoberflache aufweist, ergibt sich keine gleichiiässige Äbkiihlungsgeschwindigkeit und kein homogenes Gefüge « BIe Folge davon ist ein zunehmendes Verziehen des Motes beim Abschrecken. Aus diesem Grunde darf der StreckreduktöLonsgrad nicht unter 0,02 liegen.

Soll es zu einer Verringerung der Korngröße beim Streckreduzieren kommen,, dann reicht ein geringer Verformungsgrad bzw. ein geringes Dehnungsäquivalent nicht aus; denn nach dem Kurvenverlauf des Diagramms der Fig. 3 setzt die Korngrößenverringerung erst bei einem Dehnungsäquivalent von 0,20 ein. Dem Diagramm der Fig. 3 liegen Versuche mit dem Stahl 3 der Tabelle I zugrunde, bei denen dieser entsprechend dem Temperaturparofil der Fig. 9 mit einer Temperatur T oberhalb von Ar^

c j

wiedererwärmt und unter den Bedingungen der Tabelle II in der zweiten Verformungsstufe streckreduziert wurde.

Die Zusammensetzung des Stahls muß ein homogenes martensitisches Gefüge über die gesamte Rohrlänge und -dicke sowie eine hohe Beständigkeit gegen Sulfidrisse gewährleisten. Da sich mit zunehmender Härte des Martensits die Rißbeständigkeit verringert, sollte der Kohlenstoffgehalt des Stahls so gering wie moglieh sein, zumal niedrige Kohlenstoffgehalte gleichzeitig auch die Schweißbarkeit verbessern. Andererseits nimmt die Härtbarkeit mit dem Kohlenstoffgehalt ab. Einer Verringerung der Härtbarkeit mit abnehmendem Kohlenstoffgehalt läßt sich jedoch durch einen Borzusatz entgegenwirken.

Das Bor entfaltet seine Wirkung auf die Härtbarkeit jedoch nur dann,, wenn es unter bestimmten Bedingungen zugesetzt wirdj so muß sich das Bor an den Austenitkorngrenzen ausscheiden, um eine Ferrlt/Bainit-Umwandlung zu unterdrücken. Demgemäß muß der Stahl derart wärmebehandelt werden, daß sich das Bor an den Korngrenzen ausscheidet.

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Wird ein borhaltiger Stahl bei Temperaturen über 1100°C austenitisiert, dann scheidet sich das bei der hohen Glühtemperatur gelöste Bor beim Abkühlen und Walzen als Verbindung an den Korngrenzen aus. Dies ist besonders dann der Fall, wenn der Borgehalt 0,00196 übersteigt. Wird ein Stahl mit unveränderten Ausscheidungen von Borverbindungen an den Korngrenzen abgeschreckt, dann wirken diese Borverbindungen als die Ferrit/Bainit-Umwandlung fördernde und demzufolge die Härtbarkeit beeinträchtigende Keime. Die günstige Wirkung des Bors auf die Härtbarkeit stellt sich mithin beim Streckreduzieren und herkömmlichen Abschrecken eines auf Temperaturen über 1100⁰C erwärmten Stahls nicht ein. Es ist daher erforderlich, die an den Korngrenzen ausgeschiedenen Borverbindungen entweder beim Reduzieren oder beim nachfolgenden Abkühlen vor dem Abschrecken unschädlich zu machen.

Bei Röntgenuntersuchungen der Borseigerungen und -ausscheidungen beim Abkühlen nach einem Hochglühen hat sich ergeben, daß sich Borverbindungen nicht nur an den Korngrenzen, sondern auch im Grundgefüge selbst ausscheiden. Die Untersuchungen wurden an einem Stahl mit 0,10% Kohlenstoff, 0,26% Silizium, 1,35% Mangan, 0,30% Chrom, 0,11% Molybdän, 0,3% Nickel, 0,042% Aluminium, 0,0048% Stickstoff und 0,0010% Bor durchgeführt und ermöglichten die Aufstellung des Diagramms der Fig. 4. Daraus ergibt sich, daß die Borausschei-

o düngen im Grundgefüge bei Temperaturen von 820 bis 1100 C und entsprechender Haltezeit stabiler als an den Korngrenzen sind. Des weiteren läßt das Diagramm erkennen, daß an den Austenitkorngrenzen ausgeschiedene Borverbindungen bei einem Halten von mindestens 3 Minuten in dem vorerwähnten Temperaturbereich in Lösung gehen und sich dann im Grundgefüge ausscheiden. Die Gefügeaufnahmen der Fig. 5 und 6 zeigen an den Korngrenzen bzw. im Grundgefüge ausgeschiedene Borverbindungen. Bei den Versuchen wurde gleichzeitig f estge-

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stellt, daß sich die Härtbarkeit verbessert, wenn die an den Korngrenzen ausgeschiedenen Borverbindungen verschwinden und das Bor beim Abkühlen vor dem Abschrecken an den Austenitkorngrenzen ausseigert. Damit eröffnet sich ein Weg, auch beim direkten Abschrecken die günstige Wirkung des Bors auf die Härtbarkeit zu gewährleisten, wenn nämlich das Vorrohr aus der ersten Verformungsstufe 3 bis 60 Minuten, vorzugsweise 30 Minuten bei 820 bis 1100 C gehalten wird. Längere Glühzeiten bewirken eine allzu starke Verzunderung und ergeben Schwierigkeiten beim nachfolgenden Entzundern. Beim Glühen über 1100°C lösen sich die Borverbindungen im Austenit nahezu vollständig und scheidet sich das gelöste Bor beim Rohrreduzieren in der zweiten Verformungsstufe bevorzugt an den Korngrenzen aus. Aus diesem Grunde sollte die Temperatur des Ausgleichsglühens 1100⁰C nicht übersteigen. Dabei spielt es keine Rolle, ob das Vorrohr von einer Temperatur über 110O⁰C abgekühlt oder von einer Temperatur unter 82O⁰C, beispielsweise von der Temperatur des Ar.-Punktes erwärmt worden ist.

Die Wirkung des Bors wird auch vom Stickstoffgehalt des Stahls beeinflußt; denn bei hohen Stickstoffgehalten besteht die Gefahr von Bornitridausscheidungen an den Korngrenzen zwischen dem Wiedererwärmen und Abschrecken. Dem Stahl sollte daher vor der Borzugabe ein Nitridbildner wie Titan und/oder Zirkonium zugesetzt werden. Vorzugsweise geschieht dies unter Einhaltung der nachfolgenden Bedingungen:

= 3,4 Qjfli) - 0,002] (96Zr) = 6,5 ß« - 0,002]

Soll die Wirkung des Bors voll ausgeschöpft werden, dann muß die Stahlanalyse unter Berücksichtigung der beiden vorerwähnten Bedingungen sorgfältig innerhalb der oben angegebenen Gehaltsgrenzen eingestellt werden. Ein richtig

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zusammengesetzter Stahl wird nach der ersten Verformungsstufe wiedererwärmtj entzundert, abschließend reduziert und abgeschreckt.

Um die Temperaturverluste und die Zunderbildung zwischen dem Fertigwalzen und dem Abschrecken möglichst gering zu halten, sollte sich die Abschreckvorrichtung unmittelbar an das letzte Streckreduziergerüst anschließen. Die Abschreckvorrichtung besteht vorzugsweise aus einem Wasserbehälter gegebenenfalls mit Rührdüsen oder einem Sprühbehälter mit das abzuschreckende Rohr umgebenden Düsen. Im Hinblick auf ein möglichst geringes Verziehen des Rohrs ist jedoch ein Tauchabschrecken vorzuziehen. Als Abschreckmedien eignen sich vorzugsweise Wasser oder ein Wasser/Dampf-Gemisch.

Um die Festigkeit und Zähigkeit genau einzustellen, kann das Rohr anschließend angelassen werden. Kommt es in erster Linie auf eine hohe Zähigkeit an, dann besteht das Anlassen in einem Glühen zwischen 500 C und Ac,. Das Glühen kann in einem Elektro- bzw. Induktions-Glühofen erfolgen.

Zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens eignet sich beispielsweise die in Fig. 12 dargestellte Anlage. Diese besteht aus einem Glühofen 1, einem Rohrwalzwerk mit mehreren Gerüsten 2^ bis 2^, einem Ofen 3 zum Wiedererwärmen bzw.Austenitisieren und Ausgleichsglühen des Vorrohrs, einer Entzunderungsvorrichtung 4, einem Streckreduzierwalzwerk und einer Abschreckvorrichtung 6.

Beispiel 1

Fünfzig Vorrohre aus einem Stahl mit 0,11% Kohlenstoff, 0,23% Silizium, 0,81% Manganj 0,82% Chrom, 0,37% Molybdän, 0,065% Aluminium, 0,0058% Stickstoff und 0,0010% Bor mit

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Al

austenitischem Gefüge wurden nach einem Wiedererwärmen ent-, zundert und alsdann mit einem Dehnungsäquivalent von.O,022 bis auf einen Durchmesser von 114,3 mm, eine Wanddicke von 13 mm und eine Länge von 13 mm streckreduziert sowie abschließend in einer Hitze abgeschreckt. An den Rohren wurde der Verzug in der aus Fig. 8 ersichtlichen Art gemessen. Die Meßergebnisse sind im Diagramm der Fig. 7 zusammengestellt sowie den Werten einer gleichen Anzahl in herkömmlicher Weise gewalzter und wärmebehandelter Rohre gegenübergestellt. Bei den Vergleichsversuchen wurden die Vorrohre nach dem Streckreduzieren an Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend in einem gasbeheizten Ofen auf 920 C wiedererwärmt und nach einem 15-minutigea Halten von dieser Temperatur abgeschreckt. Das Diagramm der Fig. 7 zeigt, daß die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren behandelten Rohre einen wesentlich geringeren Verzug aufweisen. Da zwischen der Stahlzusammensetzung und dem Grad des Verzugs kein Zusammenhang besteht, zeigt sich hier die Wirksamkeit des erfindungsgemäßen Verfahrens.

Beispiel 2

Blöcke aus fünf Stählen der in der nachfolgenden Tabelle I angegebenen Zusammensetzung wurden nach dem erfindungsgemäßen Verfahren zu nahtlosen Rohren mit hoher Zugfestigkeit einerseits sowie mit hoher Festigkeit und Zähigkeit bei minimalem Verzug andererseits ausgewalzt.

Tabelle I

	Ο.15	Si	Mn	Cr	O	Mo Al	0.030	N	0	Ti	B	Nb
	0.22	0.26	1.35	-		-	0.041	0.0051	0	.022	0.0015
Stahl C	0.27	0.24	1.20	-		-	0.028	0.0048	0	.015	0.0018
1	0.14	0.25	1.19	-		-	0.023	0.0061		.021	0.0016
2	0.11	0.22	0.75	0.62	.16	0.036	0.0041		-	-
3		0.28	1.32	-	-		0.0020		-	0.0015	0.038
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Das Temperaturprofil der Rohrherstellung ergibt sich aus dem Diagramm der Fig. 9· Gleichzeitig wurden Rohre in herkömmlicher Weise entsprechend dem Temperaturprofil des Diagramms der Fig. 10 gewalzt.

Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wurden die Blöcke zunächst auf die Temperatur T^ von 1250°C erwärmt, alsdann in der ersten Verformungsstufe W. gelocht, gewalzt, geglättet und maßgewalzt. Beim Verlassen der ersten Walzstufe wiesen die Vorrohre die aus der nachfolgenden Tabelle II ersichtlichen Temperaturen auf und wurden anschließend auf die Temperatur Tp von 930 C erwärmt und fünfzehn Minuten gehalten. Anschließend wurden die Vorrohre in einer Entzunderungsvorrichtung DS mit Druckwasser entzundert und in der zweiten Verformungsstufe W_p mit den aus der Tabelle II ersichtlichen Dehnungsäquivalenten über 0,02 bzw. über 0,20 streckreduziert, danach von der Temperatur T^ von 860°C abgeschreckt und

/- O

schließlich dreißig Minuten bei Temperatur T. von 600 c angelassen. Die bei Zugversuchen ermittelten Werte und der Verzug ergeben sich aus der Tabelle II.

Beim herkömmlichen Walzen wurden die Blöcke zunächst auf die Temperatur T. von 1250°C gebracht, alsdann in der zuvor erwähnten Weise zu Vorrohren ausgewalzt. Die Vorrohre wurden an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt sowie anschließend auf die Temperatur T von 920°C wiedererwärmt und dort fünfzehn Minuten austenitisiert sowie von der Temperatur Tq von 860°C abgekühlt und anschließend dreißig Minuten bei einer Temperatur T^ von 600°C angelassen. Aus der nachfolgenden Tabelle III ergeben sich die mechanischen Eigenschaften und der an den Rohren gemessene Verzug.

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-yf-

Tabelle II

Stahl	*	Tc (⁰C)	C	Zugfestig keit	Zähigkeit vTrs	Verzug
		t	(h bar)	(⁰C)	(mm/13m)
1	810*	0,03	73,2	-40	24
It	805	0,24	74,0	-60	18
2	803*	0,03	80,1	-35	45
it	807*	0,24	81,5	-50	30
11	810*	0,35	80,5	-60	38
3	# 812	0,03	84,4	-35	21
11	810*	0,26	84,2	-50	18
4	* 810	0,03	75,4	-50	40
ti	640	If	76,0	-80	58
It	505	tt	72,0	-80	30
VJl	820*	0,03	72,0	-80	26
If	638	ti	73,0	-120	18
ti	490	ti	72,5	-120	40
ti	490	0,26		-140	18
Tc>Ar	3

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	Tabelle	III	Verzug
			(mm/13m)
Stahl	Zugfestigkeit	vTrs(°C)	205
	(libar)	Zähigkeit	183
1	73.8	- 70	180
2	81.5	- 65	220
3	84.3	- 65	170
4	76.0	- 80
5	72.5	- 120

Aus Tabelle II ist ersichtlich, daß ein Verformungsgrad über 0,20 die Zähigkeit wesentlich verbessert. Des weiteren zeigt ein Vergleich der Daten der Tabellen II und III die überlegenen Eigenschaften der nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gewalzten Rohre.

Weiterhin ist der Tabelle II zu entnehmen, daß die Zähigkeit sich erhöht, wenn die Temperatur T des Vorrohrs vor dem
Wieder erwärmen unter. Ar. liegt.

Beispiel 3

Um den Einfluß der Temperatur des Wiedererwärmens auf die
Wirksamkeit des Bors hinsichtlich der Härtbarkeit zu prüfen, wurden Platten aus drei Stählen der aus der nachfolgenden
Tabelle IV ersichtlichen Zusammensetzung untersucht.

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Tabelle IV

Stahl C Si Mn Cr Al N Ti B

OO 00 00 00 00 00 00

6	0.	24	0.	28	1	.23	.51	.025	.0062	0	.020	0.	0015
7	0.	25	0.	30	1	.15	• 50	.046	.0067		-	0.	0013
8	0.	23	0.	25	1	.21	.48	.041	.0051		—		—

Die Platten wurden zwei Stunden bei 1150⁰C geglüht, alsdann
auf eine Dicke von 50 mm vorgewalzt, entsprechend Beispiel 2 auf die Temperatur Tp wiedererwärmt und bei dieser Temperatur zehn Minuten gehalten, anschließend bis auf die Enddicke von 30 mm ausgewalzt und von über 750⁰C abgeschreckt. Die
Versuchsergebnisse sind aus dem Diagramm der Fig.11 ersichtlich, auf dessen Abszisse die Temperatur T„ des Wiedererwärmens und auf dessen Ordinate die Härte der abgeschreckten Platten in der Mitte ihrer Dicke aufgetragen it. Der Kurvenverlauf des Diagramms der Fig. 11 zeigt, daß die borhaltigen Stähle 6 und 7 bei einer Glühtemperatur von 820 bis 1000 C
eine hohe Härtbarkeit besitzen.

Da die Wirksamkeit des Bors allein von der Temperaturführung abhängt, sind diese Versuchsergebnisse auch für nahtlose
Rohre signifikant.

Beispiel 4

Mehre Rohre mit einer Wanddicke von 16 mm, einem Durchmesser von 114,3 mm und einer Länge von 10 m wurden entsprechend den

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Diagrammen der Fig. 9 und 10 hergestellt. Bei dem herkömmlichen Rohrwalzen wurden die Vorrohre nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur auf 920 C wiedererwärmt, während die Vorrohre bei dem erfindungsgemäßen Verfahren in einer Hitze wiedererwärmt wurden. Dabei wurde die für das Wiedererwärmen auf die Temperatur T_ erforderliche Wärmemenge eingespart. Liegt die Temperatur T₀ bei der üblichen

ο ^ Austenitisierungstemperatur von 920 C, dann ergibt sich bei einer Ausgangstemperatur T für das Wiedererwärmen von

ο ^

800 C eine Inergieersparnis von 40 bis 60%.

Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich insbesondere auch zum Herstellen von Rohren mit hoher Kaltzähigkeit, wie sie für Pipelines verwendet werden.

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Claims

2649013

NIPPON STEEL CORPORATION

Noο 6-3, 2-chome, Ote-machi, Chiyoda-ku, Tokio, Japan

Patentansprüche :

:1> Verfahren zinn Herstellen nahtloser Rohre durch Warm- '^y walzen einer Rohiuppe, Entzundern, Streckreduzieren und Abschrecken, dadurch gekenn: zeichnet, daß der Streckreduktionsgrad der Bedingung

1,02

[(2r₂ - t₂) / (2^ - ^

genügt, wobei I^ die Länge, t,. die Wanddicke und r.. der Durchmesser des Vorrohrs, Ip die Länge, tp die Wanddicke und r₂ den Durchmesser des Fertigrohrs sind, und das Fertigrohr in einer Hitze abgeschreckt wird.

2» Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Vorrohr in einer Hitze wiedererwärmt und austenitisiert wird.

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3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch g ekennzeichnet_r durch ein Austenitisieren ohne Kornwachstum.

4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3» dadurch gekennzeichnet, daß das abgeschreckte Rohr bei einer Temperatur unter Ac- angelassen wird.

5. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur des Vorrohrs mindestens der Temperatur des Ar^-Punkts entspricht, das Vorrohr einem austenitisierendem Ausgleichsglühen unterworfen und das Fertigrohr mindestens von der Ar^-Temperatur abgeschreckt wird.

6. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Vorrohr auf eine Temperatur nicht über den Ar«.-Punkt abgekühlt, auf eine Temperatur zwischen dem Ac,-Punkt und der Temperatur des beginnenden Austenitwachstums an der Oberfkäche wiedererwärmt und das Fertigrohr mindestens von der Temperatur des Ar^-Punktes abgeschreckt wird.

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-25- 26490T9

Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß ein Vorrohr aus einem Stahl mit 0,0003 bis
0,005056 Bor mindestens 3 Minuten in einer Hitze bei 820 Ms 1100°C ausgleichsgeglüht und austenitisiert wird.

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