EP4324941A1 - Verfahren zur herstellung eines rohrförmigen halbzeugs - Google Patents

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EP4324941A1
EP4324941A1 EP22191218.1A EP22191218A EP4324941A1 EP 4324941 A1 EP4324941 A1 EP 4324941A1 EP 22191218 A EP22191218 A EP 22191218A EP 4324941 A1 EP4324941 A1 EP 4324941A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
max
finished product
charpy
wall thickness
längs
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP22191218.1A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Anton Runschke
Christopher Halfpap
Daniel Sasse
Helwig Brabander
Bernd Mehren
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
BENTELER STEEL/TUBE GMBH & CO. KG
Original Assignee
Benteler Steel Tube GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Benteler Steel Tube GmbH filed Critical Benteler Steel Tube GmbH
Priority to EP22191218.1A priority Critical patent/EP4324941A1/de
Publication of EP4324941A1 publication Critical patent/EP4324941A1/de
Pending legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a seamless and hot-rolled tubular semi-finished product.
  • the EP 1 264 912 A1 discloses a free-cutting steel with good machinability when machining with a hard metal tool.
  • This steel is made from an alloy that essentially has the following composition in percent by weight: C 0.05-0.8%, Si 0.01-2.5%, Mn 0.1-3.5%, O 0, 0005-0.01%, S 0.01-0.2%, Al 0.001-0.020%, Ca 0.0005-0.02% and can optionally Cr up to 3.5%, Mo up to 2.0%, Cu up to 2.0%, Ni up to 4% and B 0.0005-0.01%.
  • Nb can be up to 0.2%, Ti up to 0.2%, V up to 0.5% and N up to 0.04%, Ta up to 0.5%, Zr up to 0.5% and Mg up to 0.02% be contained, the rest iron and impurities caused by fusion. Additions of Pb, Bi, Se, Te, Sn and Tl are also possible.
  • the machinability of steels can be improved by adding lead, phosphorus and especially sulfur.
  • High-sulfur steels are widely used as solid materials and are referred to as free-cutting steels, particularly because of their good machinability.
  • the improvement in machinability is accompanied by a negative influence on the mechanical properties and a greatly reduced hot formability. This makes tube production using hot forming considerably more difficult.
  • a higher sulfur content can also result in brittleness, such as red fracture or hot fracture. Brittleness is particularly problematic in pipe manufacturing.
  • a key difference in pipe production compared to solid material is punching. This exposes material defects and material weak points to a greater extent than if only external force is applied, and leads to less welding of defects promotes the formation of cracks and the progression of cracks in the material. Compared to solid material, pipes have less material in their cross section. If cracks occur, especially under tensile loads, they are less able to be compensated for. Tearing or tearing of the material is encouraged.
  • the invention is based on the object of demonstrating a process for producing a seamless and hot-rolled tubular semi-finished product with an increased sulfur content and which is particularly suitable for machining.
  • the steel alloy used for the semi-finished product is intended to prevent or reduce manufacturing and quality problems resulting from poorer hot forming properties through a special alloy concept.
  • a defined level of good mechanical characteristics should be achieved despite the negative influence of sulfur on the mechanical characteristics. Material weak points due to large oxidic inclusions should be reduced, which negatively influence machinability, especially tool life.
  • the semi-finished product should be very suitable for machining and in particular should have very good machinability.
  • the tubular semi-finished product produced using the process which is seamless and hot-rolled and is intended for machining, consists of the following steel alloy, whereby all information is in percent by weight: C 0.04 - 0.48 Si max. 0.60 Mn 1.10-2.90 S 0.10-0.40 Al 0.002 - 0.060 Approx 0.0001 - 0.02 O max. 80 ppm and optional v max. 0.5 N max. 0.15 Pb max. 0.1 P max. 0.1 b max. 0.01 N+P max. 0.2 Bi max. 0.1 Te max. 0.07 Se max. 0.2 Ni max. 2 Cu max. 0.8 Nb max. 0.3 Ti max. 0.5
  • An essential feature of the invention is to bind sulfur reliably and appropriately in order to improve the hot forming properties of the semi-finished product.
  • the setting takes place in particular by alloying manganese, which has a high affinity for sulfur and forms manganese sulfide.
  • a minimum content of 1.1% by weight of Mn is specified.
  • a ratio of Mn to S of at least 3.3:1 wt.% and max. 30:1 wt.% is specified. Too high a manganese content leads to hardening of the steel and reduces machinability.
  • the manganese content is therefore limited to a maximum of 2.9% by weight of Mn, preferably a maximum of 1.8% by weight of Mn.
  • the binding of the sulfur ensures that no harmful levels of low-melting iron sulfides (melting point approx. 1200°C) occur, which can cause hot fracture in the pipe manufacturing process.
  • the melting point can drop to below 1000 ° C and, in particular, cause red fracture.
  • Iron sulfide is deposited particularly along the grain boundaries. This further weakens the material and promotes intergranular fracture.
  • high-melting manganese sulfides (melting points approx. 1600 ° C) are preferably formed.
  • the proportion of iron sulfides in the sulfides present is a maximum of 6%, preferably a maximum of 3%.
  • the billet material is deoxidized in a suitable manner.
  • Oxygen can improve machinability, particularly by modifying the manganese sulfides.
  • the oxygen content is therefore limited to a maximum of 80 ppm and preferably a maximum of 60 ppm.
  • aluminum is used as the central element and is added to the melt for deoxidation. Silicon and manganese also have a deoxidizing effect, but with a significantly lower affinity for oxygen than aluminum.
  • the melt is subjected to a calcium treatment, which modifies the oxides, especially the aluminum oxides.
  • the compounds are partially flushed out with a gas flush and an Al content of 0.002 - 0.060% by weight is set.
  • a minimum Al content remains in the material due to the process.
  • Limiting the Al content is necessary because an Al value that is too high can lead to the introduction of material defects during casting, which in turn is disadvantageous for hot forming during pipe production. In addition, this would promote the formation of larger clusters of aluminum oxides, which are also disadvantageous and, for example, increase tool wear during machining due to high hardness.
  • the Al content can therefore be limited to a preferred range of 0.002 to 0.020% by weight in all alloys according to the invention.
  • oxides in the material are modified.
  • calcium aluminates are formed.
  • the calcium can be added in various ways, for example as calcium-silicon wire.
  • Oxides containing calcium have the positive property that they improve chip breaking. The negative influence on tool wear is reduced because the number of hard aluminum oxides that promote wear is greatly reduced. A certain proportion of calcium-treated oxides can therefore remain in the material. When the alloy is flushed with gas, a large proportion of the inclusions are flushed out. Calcium aluminates are easier to rinse out compared to untreated aluminum oxides. Overall, this also enables, among other things, improved control of the Al content. Calcium also influences the formation of manganese sulfides.
  • a combination of manganese sulfides with Ca leads to an increase in the size of the inclusions, which also has a positive effect on machinability. In addition, elongation of the sulfides during the hot rolling process is reduced for these inclusions.
  • a combination of sulfur with calcium aluminates or with calcium is also possible.
  • the calcium content remaining in the material is in the range of 0.0001 - 0.02% by weight. Since high calcium contents make raw material production difficult, especially in continuous casting, the Ca content is preferably 0.0005 - 0.01% by weight. .
  • Lead also contributes to improving machinability. Lead improves chip breaking and has a lubricating effect between the workpiece and Tool. Due to its toxic properties, the content of lead is limited to a maximum of 0.1% by weight and is preferably a maximum of 0.035% by weight.
  • Carbon is a key element that increases strength in steel.
  • the minimum content is therefore specified as 0.04% by weight.
  • a C content that is too high increases tool wear in particular, which is why an upper limit of 0.48% by weight is specified.
  • Silicon increases strength and especially the yield strength. At the same time, the weldability is hardly affected. However, silicon reduces ductility and machinability.
  • the content is limited to a maximum of 0.60% by weight.
  • the Si content can be specified as 0.20 to 0.60% by weight. This is particularly advantageous for free-cutting steels with higher demands on the mechanical characteristics that are welded after machining.
  • Phosphorus and nitrogen improve machinability, especially chip breaking.
  • the elements have a brittle effect on the material and worsen the mechanical technological properties and the hot forming properties.
  • the content is therefore limited to P max. 0.1% by weight and N max. 0.15% by weight. Particularly in the case of pipes with special requirements for mechanical characteristics, the content is preferably P max. 0.025% by weight and N max. 0.05% by weight.
  • the total P and N contents must not exceed 0.2% by weight.
  • boron can be alloyed, which also has an embrittling effect. Among other things, boron increases strength, which can lead to increased tool wear and has a negative effect on hot formability.
  • the boron content is therefore limited to a maximum of 0.01% by weight and preferably a maximum of 0.002% by weight. A general producibility with boron contents above these ranges is possible with the method according to the invention, but is not advantageous.
  • bismuth, tellurium and/or selenium can be alloyed with the steel.
  • the effect is based, among other things, on the enrichment in manganese sulfides or in the vicinity of manganese sulfides.
  • the elements reduce the hot formability at higher proportions.
  • the contents are therefore limited to bismuth max. 0.1% by weight, tellurium max. 0.07% by weight and selenium max. 0.2% by weight.
  • Higher tellurium levels can, among other things, increase the likelihood of Increase surface defects.
  • the tellurium content can therefore preferably be limited to a maximum of 0.03%. Due to the reduced hot forming properties, selenium contents of up to 0.12% are preferred.
  • Alloys that are particularly suitable for the invention are listed in Table 1, with all alloys listed in the table (all data in wt. %, except O) being Al 0.002-0.060; Ca 0.001- 0.02 as well as O max. 80 ppm and optionally P max. 0.1; Pb max. 0.1; N max. 0.15; Bi max. 0.1; Te max. 0.07; Se max. 0.2; B max. 0.01; Ni max. 2; Cu max. 0.8, Nb max. 0.3; Ti max. 0.5; N+P max. 0.2; The remainder contains iron and melting-related impurities and accompanying elements, the ratio of Mn/S being in the range from 3.3:1 to 30:1.
  • the semi-finished product produced using the process preferably has the following mechanical characteristics: Re min. 190 MPa; Rm min. 310 MPa, A min. 7%.
  • tubular semi-finished products begins with the provision of continuously cast or pre-formed billets with different cross-sectional geometries, with round billets being preferred, made from one of the steel alloys mentioned above.
  • a stick is divided into smaller blocks. The division into blocks can be done in a cold or warm state.
  • the blocks are heated to a temperature of 1100°C - 1400°C.
  • the blocks are punched using a hole press. This creates a hollow block.
  • This hollow block is elongated by means of diagonal rolling while reducing the wall thickness (WD) and the outer diameter.
  • the block is punched in a cross-rolling process using an internal tool.
  • Different roller geometries and numbers of diagonal rollers (2 or 3) can be used.
  • Various guide devices such as guide rulers, guide disks or guide rollers, can also be used.
  • the material has a minimum temperature of 1,000°C.
  • the elongated hollow block is then elongated again while warm at at least 750°C.
  • the push bench method is suitable for this, in which the perforated hollow block is placed on a mandrel rod as an internal tool through scaffolding arranged in a row, with non-driven rollers, or a linear rolling mill with an internal tool and driven stands, also known as the pipe continuous process, or its further developments such as the Multi-stand Plug Mill or Multi-stand Pipe Mill (MPM) in which the internal tool controls to be led.
  • MPM Multi-stand Plug Mill
  • a different number of rollers can be used per stand. It is possible to adjust the rolls during the rolling process depending on the process. Due to the material concept, especially since there is almost no FeS, lower temperatures can also be used. Brittleness, especially red brittleness, does not occur. Temperatures immediately after the hollow block has been lengthened in the push bench, tube continuous rolling mill and the described further developments in the range 900 - 1130 °C are preferred. However, the rolling process must never fall below
  • the plug rolling process can also be used.
  • the hollow block is rolled using work rolls onto a plug rod with rolling plugs, which is supported against abutment.
  • Other alternatives to elongation are a cross-rolling mill, e.g. Assel rolling mill, Diescher rolling mill or planetary cross-rolling mill with 3 or 4 rolls and a controlled inner tool. Even with these alternatives, the minimum temperature mentioned must not fall below 750°C.
  • the final geometry is set in a final rolling process without an internal tool at a material temperature at the start of the process of 850 °C - 1200 °C and preferably 900 - 1100 °C.
  • a stretch-reducing mill, a reducing mill or a sizing mill can be used for this.
  • the previous intermediate product can optionally be reheated in advance. Inductive reheating within the process is also possible.
  • the final rolling temperature after final forming is in a range of 740°C - 1,150°C and preferably 800 - 1070°C.
  • the tubular semi-finished products are cooled, for example on a cooling bed. The cooling can take place down to room temperature; alternatively, it can be provided that an intermediate step such as heat treatment and/or straightening is carried out before final cooling to room temperature.
  • the combination of material analysis, hot forming and temperature control results in a fine distribution of manganese sulfides in the material.
  • elongation occurs in the rolling direction during rolling.
  • Smaller pipe dimensions have, on average, a greater elongation of the manganese sulfides.
  • a certain curvature of the elongated manganese sulfides remains. The curvature decreases with the degree of elongation of the manganese sulfides and the pipe.
  • Manganese sulfides can have reduced elongation or maintain a spherical shape when the manganese sulfides are present in combination with other elements such as calcium.
  • the process control according to the invention with the alloy concept used enables production at comparatively lower temperatures and thereby enables energy to be saved and thus CO2 emissions to be reduced. At the same time, the process becomes more resistant to process disruptions, as cooler hollow blocks or intermediate products can be manufactured without red breakage occurring.
  • the mechanical properties of the semi-finished product are good in the process according to the invention despite the high sulfur content.
  • Vanadium can be alloyed to further improve the mechanical characteristics. Vanadium refines the grain. It leads to an improvement in strength and toughness, while at the same time reducing machinability. Vanadium contents of 0.5% should not be exceeded. Optionally, a V-span of 0.06 - 0.17% can be used, which combines improved mechanical characteristics with very high machinability.
  • the mechanical characteristics based on tensile tests at room temperature (RT) of particularly suitable alloys are given in Table 1 and in accordance with the subclaims.
  • the tensile tests can be carried out according to European Standard EN 10002-1 or International Standard ISO 6892-1.
  • the top and bottom sides of the samples can be processed or unprocessed, ie corresponding to the pipe surfaces. Flat samples are usually used.
  • the alloys can optionally be manufactured with specified impact energy in Joules.
  • the impact energy can be determined for the alloys specified in the claims using the method according to European Standard EN 10045-1 or International Standard ISO 148-1. Longitudinal Charpys and a V-Notch (KV) were used to determine this.
  • WD wall thickness
  • the steel alloy used according to the invention for the semi-finished product and the manufacturing process result in improved chip formation, improved tool life and an overall improvement in machinability.
  • the lubricating effect of the sulfur is retained in the steel alloy used according to the invention for the semi-finished product.
  • the steel alloy used according to the invention for the semi-finished product or the method for producing seamless, hot-rolled tubular semi-finished products makes it possible to adapt the cutting parameters, e.g. the cutting speed, the feed and the cutting depth, to higher values. Faster processing is possible, reducing manufacturing costs. The proportion of scrap parts, e.g. B. due to system or process disruptions is reduced.
  • the tubular semi-finished product is cold-drawn.
  • the pipe surface is prepared, for example by pickling, and a lubricant is applied to improve the sliding properties. So that the tubular semi-finished product can be inserted into a drawing die, the outer diameter at one end of the pre-pipe is reduced to a dimension below the drawing die. Depending on the dimensions, this forming at one end of the pre-pipe is optionally carried out with preheating.
  • the pre-pipe is then pulled through the drawing die with or without an internal tool/drawing mandrel, with the pipe dimensions being changed over the entire length of the tubular semi-finished product.
  • the lubricant reduces friction with the drawing die.
  • the cross-sectional reduction can be chosen to be the same as that of non-sulphurized variants.
  • the desired cross-sectional reductions are in the range of 15-45% per move.
  • the hot-rolled or hot-rolled and drawn tubular semi-finished product is usually straightened after the manufacturing process.
  • the shape of the hot-rolled or hot-rolled and drawn tubular semi-finished product can be changed by at least one cold forming or cold deformation.
  • this process can also be carried out in a heated state or after previous heat treatment.
  • the long product can be divided into semi-finished products of the required length by cutting, especially by sawing.
  • these semi-finished products are machined at least partially with respect to the surface of the semi-finished products.
  • Cutting manufacturing processes include, in particular, the separating processes, usually with a geometrically defined cutting edge, in particular processes such as turning, milling or drilling. As a rule, processing is carried out in order to join the products with other components.
  • the tubular semi-finished product is essentially rotationally symmetrical due to the machining manufacturing process. Essentially this means that there is rotational symmetry at least in a length section of a surface, preferably in a predominant part of the length of the semi-finished product. Therefore, a tubular semi-finished product that has, for example, a transverse bore is essentially rotationally symmetrical in the sense of the invention.
  • An example of a machined pipe product made from this semi-finished product are sleeves and spacer rings. These are short cylindrical, possibly with Stepped, essentially rotationally symmetrical, machined components with different wall thicknesses.
  • Coupling sleeves are cylindrical components in different lengths and wall thicknesses with an internal thread. The inner diameter and thread dimensions are matched to a counterpart (rod, anchor, etc.). Externally, such sleeves are either processed or remain unprocessed. Some coupling sleeves are provided with tapers, shoulders and holes.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen und warmgewalzten rohrförmigen Halbzeugs mittels folgender Schritte:a) Herstellen eines Knüppels aus einer Stahllegierung, die in Gewichtsprozent ausund optionalRest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 3,3:1 bis 30:1 in Gew.-% besteht;b) Trennen des Knüppels in Blöcke;c) Umformung des Blockes zu einem Hohlblock bei einer Temperatur von mindestens 1.000°C durch Lochen mittels Lochpresse und anschließendes Elongieren unter Abnahme der Wanddicke und des Außendurchmesser mittels Schrägwalzen oder durch gleichzeitiges Lochen und Elongieren des Blockes durch einen Schrägwalzprozess unter Verwendung eines Innendorns;d) Längen des Hohlblockes im warmen Zustand bei einer Temperatur von mindestens 750 °C;e) Endwalzen ohne Innendorn und bei einer Temperatur von 850 °C bis 1200 °C, zur Einstellung der finalen Geometrie eines rohrförmigen Halbzeuges, wobei das Endwalzen nach einem optionalen Schritt zur Zwischenerwärmung erfolgt und wobei eine Endtemperatur nach dem Walzen in einem Bereich von 740°C bis 1150 °C liegt.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen und warmgewalzten rohrförmigen Halbzeugs.
  • Die EP 1 264 912 A1 offenbart einen Automatenstahl mit guter Zerspanbarkeit beim Bearbeiten durch ein Werkzeug aus Hartmetall. Dieser Stahl wird aus einer Legierung hergestellt, die im Wesentlichen in Gewichtsprozent folgende Zusammensetzung aufweist: C 0,05-0,8%, Si 0,01-2,5%, Mn 0,1-3,5%, O 0,0005-0,01 %, S 0,01-0,2%, Al 0,001-0,020%, Ca 0,0005-0,02% und kann optional Cr bis 3,5%, Mo bis 2,0%, Cu bis 2,0%, Ni bis 4% und B 0,0005-0,01% enthalten. Zusätzlich kann Nb bis 0,2%, Ti bis 0,2%, V bis 0,5% und N bis 0,04%, Ta bis 0,5%, Zr bis 0,5% und Mg bis 0,02% enthalten sein, Rest Eisen und verschmelzungsbedingte Verunreinigungen. Zudem sind Zugaben von Pb, Bi, Se, Te, Sn und Tl möglich.
  • Die Zerspanbarkeit von Stählen kann durch Zugabe von Blei, Phosphor und insbesondere Schwefel verbessert werden. Hochgeschwefelte Stähle sind als Vollmaterial weit verbreitet und werden insbesondere aufgrund ihrer guten Zerspanbarkeit als Automatenstähle bezeichnet. Die Verbesserung der Zerspanbarkeit geht einher mit einer negativen Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften sowie einer stark reduzierten Warmumformbarkeit. Die Rohrherstellung mittels Warmumformung wird dadurch erheblich erschwert. Insbesondere kann ein höherer Schwefelgehalt auch in Brüchigkeit, wie Rotbruch oder Heißbruch, resultieren. Die Brüchigkeit ist bei der Rohrherstellung besonders problematisch.
  • Ein zentraler Unterschied der Rohrherstellung gegenüber Vollmaterial ist das Lochen. Dieses legt Materialfehler und Materialschwachstellen im Vergleich zur nur äußeren Krafteinbringung verstärkt offen, führt weniger zum Verschweißen von Fehlern und begünstigt die Rissausbildung sowie den Rissfortschritt im Material. Gegenüber Vollmaterial haben Rohre weniger Material im Querschnitt. Bei Auftreten von Rissen, insbesondere bei Zugbelastung, können diese dadurch weniger gut kompensiert werden. Ein Aufreißen oder Abreißen des Materials wird begünstigt.
  • Für nahtlose, warmgeformte Rohre werden daher zumeist Schwefelgehalte im Bereich bis max. 0,05 Gew.-% eingestellt, was eine Rohrherstellung mit üblichen Legierungskonzepten und Fertigungsabläufen bei guter Rohrqualität ermöglicht. Gleichzeitig wird die Zerspanbarkeit gegenüber höheren Schwefelgehalten dadurch signifikant reduziert. Das führt dazu, dass bei zerspanenden Bearbeitungsschritten von nahtlosen warmgeformten Rohrprodukten mit geringem Schwefelgehalt, beispielsweise beim Drehen, bezogen auf das Zerspanungsvolumen höhere Bearbeitungskosten im Vergleich zu hochgeschwefeltem Vollmaterial anfallen. Ursächlich hierfür sind insbesondere eine schlechtere Spanbildung, häufigere Prozess- und Anlagenstörungen sowie kürzere Werkzeugstandzeiten sowie teilweise gröbere Oberflächen der spanend bearbeiteten Werkstücke. Es besteht ein Zielkonflikt zwischen guter Zerspanbarkeit und guten Warmformeigenschaften.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen und warmgewalzten rohrförmigen Halbzeuges mit erhöhtem Schwefelgehalt aufzuzeigen mit besonderer Eignung für die spanende Verarbeitung. Die für das Halbzeug verwendete Stahllegierung soll Fertigungs- und Qualitätsprobleme infolge schlechterer Warmumformeigenschaften durch ein besonderes Legierungskonzept verhindern bzw. reduzieren. Zudem soll ein definiertes Niveau guter mechanischer Kennwerte trotz des negativen Einflusses des Schwefels auf die mechanischen Kennwerte erreicht werden. Materialschwachstellen infolge großer oxidischer Einschlüsse sollen reduziert werden, welche die Zerspanbarkeit, insbesondere die Werkzeugstandzeiten, negativ beeinflussen. Insgesamt soll sich das Halbzeug sehr gut für die spanende Verarbeitung eignen und insbesondere eine sehr gute Zerspanbarkeit besitzen.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Halbzeugs ist Gegenstand des Patentanspruchs 1.
  • Das nach dem Verfahren hergestellte rohrförmige Halbzeug, das nahtlos und warmgewalzt ist und für eine spanende Verarbeitung vorgesehen ist, besteht aus folgender Stahllegierung, wobei alle Angaben in Gewichtsprozent sind:
    C 0,04 - 0,48
    Si max. 0,60
    Mn 1,10-2,90
    S 0,10-0,40
    Al 0,002 - 0,060
    Ca 0,0001 - 0,02
    O max. 80 ppm
    und optional
    V max. 0,5
    N max. 0,15
    Pb max. 0,1
    P max. 0,1
    B max. 0,01
    N+P max. 0,2
    Bi max. 0,1
    Te max. 0,07
    Se max. 0,2
    Ni max. 2
    Cu max. 0,8
    Nb max. 0,3
    Ti max. 0,5
  • Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 3,3:1 bis 30:1 Gew.-% beträgt. Begleitelemente umfassen alle Zusätze, die nicht zulegiert werden und sich z.B. durch einen Schrott-Anteil ergeben. Sie kommen bei der Herstellung von Sekundärstahl, z.B. Elektrostahl, üblicherweise vor. Alternativ ist der Einsatz von Primärstahl im erfindungsgemäßen Verfahren ebenfalls möglich.
  • Ein wesentliches Merkmal der Erfindung ist es, Schwefel zuverlässig und geeignet zu binden, um die Warmumformeigenschaften des Halbzeuges zu verbessern. Das Abbindung erfolgt insbesondere durch Legieren von Mangan, welches eine hohe Affinität zu Schwefel besitzt und Mangansulfid ausbildet. Um eine zuverlässige Abbindung zu gewährleisten, wird ein Mindestgehalt von 1,1 Gew.-% Mn vorgegeben. Des Weiteren wird ein Verhältnis von Mn zu S von mindestens 3,3:1 Gew.-% und max. 30:1 Gew.-% vorgegeben. Ein zu hoher Mangangehalt führt zu Aufhärtung des Stahls und reduziert die Zerspanbarkeit. Der Mangangehalt wird daher auf max. 2,9 Gew.-% Mn, bevorzugt auf max. 1,8 Gew.-% Mn begrenzt.
  • Das Abbinden des Schwefels stellt sicher, dass keine schädlichen Gehalte von niedrigschmelzenden Eisensulfiden (Schmelzpunkt ca. 1200°C) auftreten, welche Heißbruch im Rohrherstellprozess verursachen können. Insbesondere durch Ausbildung niedrigschmelzender Eutektika kann der Schmelzpunkt auf unter 1000°C absinken und insbesondere Rotbruch verursachen. Eisensulfid lagert sich insbesondere entlang der Korngrenzen ab. Dadurch wird das Material zusätzlich geschwächt und interkristalliner Bruch begünstigt. Durch Legieren von Mangan in den genannten Grenzen bilden sich dagegen bevorzugt hochschmelzende Mangansulfide (Schmelzpunkte ca. 1600°C). Der Anteil der Eisensulfide an den vorliegenden Sulfiden beträgt maximal 6 %, vorzugsweise maximal 3 %.
  • Im Kern eines Knüppels oder auch in oberflächennahen Bereichen des Knüppels oder des Halbzeugs können fertigungsbedingt abweichende Schwefel-Gehalte sowie eine abweichende Sulfid-Zusammensetzung auftreten, ohne dass der Knüppel insgesamt von den vorgegebenen Anteilen bzw. Gehaltsspannen abweicht.
  • Wichtig für das erfindungsgemäße Verfahren ist zudem, dass das Knüppelmaterial auf geeignete Weise desoxidiert ist. Sauerstoff kann insbesondere durch Modifikation der Mangansulfide die Zerspanbarkeit verbessern. Bei zu hohen Sauerstoffgehalten ist eine Rohrherstellung bei guter Qualität unter anderem aufgrund von Fehlstellen jedoch nicht möglich. Der Sauerstoffgehalt wird daher auf max. 80 ppm und vorzugsweise max. 60 ppm zu begrenzt. Hierfür wird als zentrales Element Aluminium verwendet und der Schmelze zur Desoxidation zugegeben. Silizium und Mangan wirken ebenfalls desoxidierend, allerdings mit deutlich geringerer Affinität zu Sauerstoff als Aluminium.
  • Zusätzlich wird die Schmelze einer Kalziumbehandlung unterzogen, wodurch die Oxide, insbesondere die Aluminiumoxide, modifiziert werden. Mit einer Gasspülung werden die Verbindungen teilweise ausgespült und ein Al-Gehalt von 0,002 - 0,060 Gew.-% eingestellt. Ein Mindestgehalt Al bleibt prozessbedingt im Material zurück. Die Begrenzung des Al-Gehalts ist erforderlich, da ein zu hoher Al-Wert zur Einbringung von Materialfehlern während des Abgießens führen kann, was wiederum für die Warmumformung bei der Rohrherstellung nachteilig ist. Zusätzlich würde dies die Bildung von größeren Clustern aus Aluminiumoxiden begünstigen, die ebenfalls nachteilig sind und beispielsweise aufgrund von hoher Härte den Werkzeugverschleiß bei der Zerspanung erhöhen. Der Al-Gehalt kann daher bei allen erfindungsgemäßen Legierungen auf einen bevorzugten Bereich von 0,002 bis 0,020 Gew.-% beschränkt werden.
  • Mit der Kalziumbehandlung werden im Material befindliche Oxide, insbesondere Aluminiumoxid, modifiziert. Es werden insbesondere Kalziumaluminate gebildet. Das Kalzium kann dabei auf verschiedene Weisen, beispielweise als Kalzium-Silizium-Draht, zugegeben werden. Oxide mit Kalziumanteil haben die positive Eigenschaft, dass sie den Spanbruch verbessern. Der negative Einfluss auf den Werkzeugverschleiß wird reduziert, da verschleißfördernde harte Aluminiumoxide in ihrer Anzahl stark reduziert werden. Ein gewisser Anteil kalziumbehandelten Oxiden kann daher im Material verbleiben. Während einer Gasspülung der Legierung wird ein Großteil der Einschlüsse ausgespült. Kalziumaluminate lassen sich dabei im Vergleich zu unbehandelten Aluminiumoxiden einfacher ausspülen. Insgesamt ermöglicht dies unter anderem auch eine verbesserte Kontrolle des Al-Gehaltes. Kalzium hat zudem Einfluss auf die Ausbildung von Mangansulfiden. Eine Verbindung von Mangansulfiden mit Ca führt zu einer Vergrößerung der Einschlüsse, was die Zerspanbarkeit ebenfalls positiv beeinflusst. Zusätzlich wird Längung der Sulfide während des Warmwalzprozesses bei diesen Einschlüssen reduziert. Eine Verbindung des Schwefels mit Kalziumaluminaten oder mit Kalzium sind ebenfalls möglich. Der im Material verbleibende Kalziumgehalt liegt im Bereich von 0,0001 - 0,02 Gew.-%.Da hohe Kalzium-Gehalte eine Vormaterialherstellung insbesondere im Strangguss erschweren, beträgt der Ca-Gehalt vorzugsweise 0,0005 - 0,01 Gew.-%. Blei trägt ebenfalls zur Verbesserung der Zerspanbarkeit bei. Blei verbessert den Spanbruch und hat eine schmierende Wirkung zwischen Werkstück und Werkzeug. Aufgrund seiner toxischen Eigenschaften ist der Gehalt von Blei auf max. 0,1 Gew-% begrenzt und beträgt bevorzugt max. 0,035 Gew.-%.
  • Kohlenstoff erhöht als ein zentrales Element die Festigkeit in Stahl. Der Mindestgehalt wird daher mit 0,04 Gew.-% vorgegeben. Ein zu hoher C-Gehalt verstärkt insbesondere den Werkzeugverschleiß, weshalb eine Obergrenze von 0,48 Gew.-% vorgegeben wird.
  • Silizium erhöht die Festigkeit und insbesondere die Streckgrenze. Gleichzeitig wird die Schweißbarkeit kaum beeinflusst. Silizium reduziert jedoch Duktilität und Zerspanbarkeit. Der Gehalt wird auf max. 0,60 % Gew.-% begrenzt. Der Si-Gehalt kann mit 0,20 bis 0,60 Gew.-% vorgegeben werden. Insbesondere für Automatenstähle mit höheren Anforderungen an die mechanischen Kennwerte, die nach der Zerspanung geschweißt werden, ist dies vorteilhaft.
  • Phosphor und Stickstoff verbessern die Zerspanbarkeit, insbesondere den Spanbruch. Die Elemente wirken sich versprödend auf das Material aus und verschlechtern die mechanisch technologischen Eigenschaften sowie die Warmumformeigenschaften. Der Gehalt wird daher auf P max. 0,1 Gew.-% und N max. 0,15 Gew.-% begrenzt. Insbesondere bei Rohren mit besonderen Anforderungen an die mechanischen Kennwerte beträgt der Gehalt bevorzugt P max. 0,025 Gew.-% und N max. 0,05 Gew.-%. Die Gehalte von P und N dürfen in Summe 0,2 Gew.-% nicht überschreiten. Alternativ kann Bor legiert werden, das ebenfalls versprödend wirkt. Bor erhöht unter anderem die Festigkeit, was zu einem erhöhten Werkzeugverschleiß führen kann und wirkt sich negativ auf die Warmumformbarkeit aus. Der Bor-Gehalt wird daher auf max. 0,01 Gew.-% und vorzugshalber max. 0,002 Gew.-% begrenzt. Eine generelle Herstellbarkeit mit Borgehalten oberhalb dieser Spannen ist mit dem erfindungsgemäßen Verfahren möglich, aber nicht vorteilhaft.
  • Zu einer weiteren Verbesserung der Zerspanbarkeit kann dem Stahl Bismut, Tellur und/oder Selen legiert werden. Der Effekt beruht unter anderem auf der Anreichung in Mangansulfiden bzw. in der Nähe von Mangansulfiden. Die Elemente reduzieren bei höheren Anteilen allerdings die Warmumformbarkeit. Daher werden die Gehalte auf Bismut max. 0,1 Gew.-%, Tellur max. 0,07 Gew.-% und Selen max. 0,2 Gew.-% begrenzt. Höhere Tellurgehalte können unter anderem die Wahrscheinlichkeit für Oberflächenfehler erhöhen. Der Tellurgehalt kann daher bevorzugt auf max. 0,03 % begrenzt werden. Aufgrund der reduzierten Warmumformeigenschaften sind Selengehalte bis 0,12 % zu bevorzugen.
  • Für die Erfindung besonders geeignete Legierungen sind in den Tabelle 1 genannt, wobei alle in der Tabelle genannten Legierungen (alle Angaben in Gew.-%, außer O) Al 0,002-0,060; Ca 0,001- 0,02 sowie O max. 80 ppm und optional P max. 0,1; Pb max. 0,1; N max. 0,15; Bi max. 0,1; Te max. 0,07; Se max. 0,2; B max. 0,01; Ni max. 2; Cu max. 0,8, Nb max. 0,3; Ti max. 0,5; N+P max. 0,2; Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente enthalten, wobei das Verhältnis von Mn/S in dem Bereich von 3,3:1 bis 30:1 liegt. Das nach dem Verfahren hergestellte Halbzeug besitzt vorzugsweise folgende mechanische Kennwerte: Re min. 190 MPa; Rm min. 310 MPa, A min. 7 %.
  • Die Herstellung der rohrförmigen Halbzeuge beginnt mit der Bereitstellung von stranggegossenen oder vorumgeformten Knüppeln mit unterschiedlichen Querschnittsgeometrien, wobei Rundknüppel zu bevorzugen sind, aus einer der vorstehend genannten Stahllegierungen. Ein Knüppel wird in kleinere Blöcke eingeteilt. Das Einteilen in Blöcke kann im kalten oder im warmen Zustand erfolgen.
  • Für die Weiterverarbeitung werden die Blöcke auf eine Temperatur von 1100°C - 1400°C erwärmt. Die Blöcke werden mittels Lochpresse gelocht. Dadurch entsteht ein Hohlblock. Dieser Hohlblock wird unter Abnahme der Wanddicke (WD) und des Außendurchmessers mittels Schrägwalzen elongiert. Alternativ erfolgt das Lochen des Blockes in einem Schrägwalzprozess unter Zuhilfenahme eines Innenwerkzeugs. Dabei können verschiedene Walzengeometrien und Anzahl an Schrägwalzen (2 oder 3) verwendet werden. Auch verschiedene Führungseinrichtungen, wie Führungslineal, Führungsscheiben oder Führungsrollen, können eingesetzt werden. Während der vorstehend genannten Prozesse weist das Material eine Mindesttemperatur von 1.000°C auf.
  • Der elongierte Hohlblock wird anschließend im warmen Zustand bei mindestens 750°C nochmals gelängt. Hierfür eignet sich das Stoßbankverfahren, bei welchem der gelochte Hohlblock auf einer Dornstange als Innenwerkzeug durch in Reihe angeordnete Gerüste, mit nicht angetriebenen Rollen, abgestreckt wird oder ein lineares Walzwerk mit Innenwerkzeug und angetriebenen Gerüsten, auch als Rohrkontiverfahren bezeichnet, bzw. dessen Weiterentwicklungen wie bspw. die Multi-stand Plug Mill bzw. Multi-stand Pipe Mill (MPM) bei dem das Innenwerkzeug kontrolliert geführt wird. Es kann eine verschiedene Anzahl an Walzen je Gerüst verwendet werden. Ein Anstellen der Walzen während des Walzprozesses ist verfahrensabhängig möglich. Durch das Materialkonzept, insbesondere da nahezu keine FeS vorliegen, können hierbei auch geringere Temperaturen verwendet werden. Brüchigkeit, insbesondere Rotbrüchigkeit, tritt nicht auf. Temperaturen unmittelbar nach dem Längen des Hohlblocks in Stoßbank, Rohrkontiwalzwerk sowie den beschriebenen Weiterentwicklungen im Bereich 900 - 1130 °C sind zu bevorzugen. Eine Mindesttemperatur von 750°C darf jedoch innerhalb des Walzprozesses niemals unterschritten werden.
  • Alternativ kann auch das Stopfenwalzverfahren verwendet werden. Dabei wird der Hohlblock unter Einsatz von Arbeitswalzen auf eine Stopfenstange mit Walzstopfen gewalzt, die gegen ein Widerlagen abgestützt ist. Weitere Alternativen zum Elongieren sind ein Schrägwalzwerk, z.B. Asselwalzwerk, Diescherwalzwerk oder Planetenschrägwalzwerk mit 3 oder 4 Walzen und kontrolliert geführtem Innenwerkzeug. Auch bei diesen Alternativen darf genannte Mindesttemperatur von 750°C nicht unterschritten werden.
  • Die finale Geometrie wird in einem Endwalzprozess ohne Innenwerkzeug bei einer Temperatur des Materials bei Prozessbeginn von 850 °C - 1200 °C und vorzugsweise 900 - 1100 °C eingestellt. Hierfür kann ein Streckreduzierwalzwerk, ein Reduzierwalzwerk oder ein Maßwalzwerk verwendet werden. Das vorangegangene Zwischenprodukt kann hierfür optional vorab wieder erwärmt werden. Auch eine induktive Wiedererwärmung innerhalb des Prozesses ist möglich. Die Walzendtemperatur nach finaler Umformung liegt in einem Bereich von 740°C - 1.150°C und bevorzugt bei 800 - 1070°C. Abschließend werden die rohrförmigen Halbzeuge abgekühlt beispielsweise auf einem Kühlbett. Das Kühlen kann bis auf Raumtemperatur erfolgen, alternativ kann vorgesehen sein, dass vor einem finalen Abkühlen auf Raumtemperatur ein Zwischenschritt wie eine Wärmebehandlung und/oder ein Richten durchgeführt wird.
  • Oberflächliche Temperaturabweichungen sind bei allen Produktionsstufen möglich, z.B. an den Rohrende oder Kontaktflächen, wie Walzen- oder Rollen, wobei die durchschnittliche Temperatur über das Zwischenprodukt nicht die genannten Werte unter- oder überschreiten darf.
  • Auf Werkstoffebene führt die Kombination von Materialanalyse, Warmumformung und Temperaturführung dazu, dass eine feine Verteilung von Mangansulfiden im Material vorliegt. Bei Mangansulfiden erfolgt während der Walzung eine Längung in Walzrichtung. Kleinere Rohrabmessungen weisen im Mittel eine stärkere Längung der Mangansulfide auf. Zumeist bleibt eine gewisse Krümmung der gelängten Mangansulfide erhalten. Die Krümmung nimmt dabei mit dem Grad der Längung der Mangansulfide sowie des Rohres ab. Mangansulfide können eine reduzierte Längung aufweisen oder eine kugelartige Form beibehalten, wenn die Mangansulfide in Verbindung mit anderen Elementen, wie beispielweise Kalzium, vorliegen.
  • Die erfindungsgemäßen Prozessführung mit dem verwendeten Legierungskonzept ermöglicht die Herstellung bei vergleichsweise geringeren Temperaturen und ermöglicht dadurch die Einsparung von Energie und damit die Reduzierung der CO2-Emmisionen. Gleichzeitig wird der Prozess resistenter gegen Prozessstörungen, da auch kühlere Hohlblöcke bzw. Zwischenprodukte gefertigt werden können, ohne das Rotbruch auftritt. Die mechanischen Eigenschaften des Halbzeuges sind bei dem erfindungsgemäßen Verfahren trotz des hohen Schwefelgehalts gut.
  • Zur weiteren Verbesserung der mechanischen Kennwerte kann Vanadium legiert werden. Vanadium verfeinert das Korn. Es führt zur Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit, gleichzeitig wird die Zerspanbarkeit reduziert. Vanadium-Gehalte von 0,5 % sollten nicht überschritten werden. Optional kann eine V-Spanne von 0,06 - 0,17 % verwendet werden, die verbesserte mechanische Kennwerte mit einer sehr hohen Zerspanbarkeit verbindet.
  • Die mechanischen Kennwerte auf Basis von Zugversuchen bei Raumtemperatur (RT) von besonders geeigneten Legierungen sind zu den Legierungen sind in Tabelle 1 sowie gemäß der Unteransprüche angegeben. Die Zugversuche können nach European Standard EN 10002-1 oder International Standard ISO 6892-1 durchgeführt werden. Die Ober- und Unterseiten der Proben können dabei bearbeitet oder unbearbeitet, d.h. den Rohroberflächen entsprechend, sein. Üblicherweise werden Flachproben verwendet. Die Legierungen können optional mit vorgegebener Kerbschlagarbeit in Joule gefertigt werden. Die Kerbschlagarbeit kann für die in den Ansprüchen angegeben Legierungen mit dem Verfahren nach European Standard EN 10045-1 oder International Standard ISO 148-1 ermittelt werden. Zur Ermittlung wurden Charpys in Längsrichtung und eine V-Notch (KV) verwendet. Es werden hinsichtlich der Wanddicke (WD) ein Bereich bis 12 mm WD und ein Bereich ab 12 mm WD unterschieden.
  • In Bezug auf die vorstehend genannten Varianten der Halbzeuge aufgrund der unterschiedlichen Stahllegierungen und mechanischen Kennwerte ist zu betonen, dass sich diese mechanischen Kennwerte auf den warmgewalzten Zustand beziehen und durch Modifikation des rohrförmigen Halbzeuges, z.B. der Wärmebehandlung, wie an sich bekanntes Härten, Anlassen, Spannungsarmglühen, und/oder Kaltzüge auch abweichende Kennwerte eingestellt werden können.
  • Im Ergebnis ergeben sich durch die erfindungsgemäß für das Halbzeug verwendete Stahllegierung und den Herstellprozess eine verbesserte Spanbildung, verbesserte Werkzeugstandzeiten und insgesamt eine Verbesserung der Zerspanbarkeit. Die Schmierwirkung des Schwefels bleibt bei der erfindungsgemäß für das Halbzeug verwendeten Stahllegierung erhalten. Durch die erfindungsgemäß für das Halbzeug verwendete Stahllegierung bzw. das Verfahren zur Herstellung von nahtlosen, warmgewalzten rohrförmigen Halbzeugen wird eine Anpassung der Zerspanungsparameter, z.B. der Schnittgeschwindigkeit, des Vorschubs und der Schnitttiefe, zu höheren Werten möglich. Es ist eine schnellere Bearbeitung möglich, wodurch die Fertigungskosten reduziert werden. Der Anteil von Ausschussteilen, z. B. durch Anlagen- oder Prozessstörungen, wird gesenkt.
  • In einer Weiterbildung der Erfindung wird das rohrförmige Halbzeug kaltgezogen. Hierzu wird die Rohroberfläche vorbereitet, z.B. durch Beizen, und zur Verbesserung der Gleiteigenschaften ein Schmiermittel aufgetragen. Damit das rohrförmige Halbzeug in eine Ziehmatrize eingeführt werden kann, wird der Außendurchmesser an einem Ende des Vorrohres auf ein Maß unterhalb der Ziehmatrize reduziert. Diese Umformung an einem Ende des Vorrohres erfolgt je nach Abmessung optional mit einer Vorwärmung.
  • Anschließend erfolgt das Ziehen des Vorrohres durch die Ziehmatrize mit oder ohne Innenwerkzeug/Ziehdorn, wobei die Rohrabmessung über die gesamte Länge des rohrförmigen Halbzeuges geändert werden. Das Schmiermittel reduziert die Reibung mit der Ziehmatrize. Das Ergebnis dieses Ziehprozesses ist ein mittels Warmwalzen und anschließender Kaltumformung hergestelltes Langprodukt in Form eines rohrförmigen Halbzeugs.
  • Die Querschnittsabnahme kann infolge der besseren Qualitätslage und des besseren Umformvermögens aufgrund der optimierten Einschlussmorphologie des Werkstoffes gleich derer nicht-geschwefelter Varianten gewählt werden. Anzustrebende Querschnittsabnahmen liegen im Bereich 15-45 % pro Zug.
  • Das warmgewalzte oder warmgewalzte und gezogene rohrförmige Halbzeug wird üblicherweise nach dem Herstellprozess gerichtet.
  • Das warmgewalzte oder warmgewalzte und gezogene rohrförmige Halbzeug kann durch mindestens eine Kaltumformung oder Kaltverformung in seiner Gestalt geändert werden. Optional kann dieser Vorgang auch im erwärmten Zustand oder nach vorheriger Wärmebehandlung durchgeführt werden. Das Langprodukt kann durch Trennen, insbesondere Sägen, in Halbzeuge mit bedarfsgerechter Länge unterteilt werden. Diese Halbzeuge werden in einem weiteren Fertigungsschritt zumindest anteilig in Bezug auf die Oberfläche der Halbzeuge spanend bearbeitet. Als spanende Fertigungsverfahren sind insbesondere die trennenden Verfahren zu nennen, in der Regel mit geometrisch bestimmter Schneide, insbesondere Verfahren wie Drehen, Fräsen oder Bohren. In der Regel erfolgt die Bearbeitung, um die Produkte mit weiteren Bauteilen zu fügen.
  • Das rohrförmige Halbzeug ist durch das spanende Fertigungsverfahren im Wesentlichen rotationssymmetrisch. Im Wesentlichen bedeutet, dass zumindest in einem Längenabschnitt einer Oberfläche, vorzugsweise in einem überwiegenden Teil der Länge des Halbzeugs, Rotationssymmetrie besteht. Daher ist auch ein rohrförmiges Halbzeug, das z.B. eine Querbohrung aufweist, im Sinne der Erfindung im Wesentlichen rotationssymmetrisch.
  • Ein Beispiel für ein spanend bearbeitetes Rohrprodukt aus diesem Halbzeug sind Hülsen und Abstandsringe. Hierbei handelt es sich um kurze zylindrische, gegebenenfalls mit Absätzen versehene, im Wesentlichen rotationssymmetrische, zerspanend hergestellte Bauteile unterschiedlicher Wandstärken.
  • Ein weiterer Anwendungsfall betrifft Kopplungsmuffen für diverse Anwendungen, wie beispielweise für Gewindeanker und Bewehrungen. Kopplungsmuffen sind zylindrische Bauteile in unterschiedlichen Längen und Wandstärken mit einem Innengewinde. Der Innendurchmesser und die Gewindemaße sind auf einen Gegenpart (Stange, Anker, etc.) abgestimmt. Außen werden derartige Muffen entweder bearbeitet oder bleiben unbearbeitet. Teilweise werden Kopplungsmuffen mit Verjüngungen, Absätzen und Bohrungen versehen.

Claims (15)

  1. Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen und warmgewalzten rohrförmigen Halbzeugs mittels folgender Schritte:
    a) Herstellen eines Knüppels aus einer Stahllegierung, die in Gewichtsprozent aus C 0,04 - 0,48 Si max. 0,60 Mn 1,10-2,90 S 0,10-0,40 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm
    und optional V max. 0,5 N max. 0,15 Pb max. 0,1 P max. 0,1 B max. 0,01 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 3,3:1 bis 30:1 in Gew.-% besteht;
    b) Trennen des Knüppels in Blöcke;
    c) Umformung des Blockes zu einem Hohlblock bei einer Temperatur von mindestens 1.000°C durch Lochen mittels Lochpresse und anschließendes Elongieren unter Abnahme der Wanddicke und des Außendurchmesser mittels Schrägwalzen oder durch gleichzeitiges Lochen und Elongieren des Blockes durch einen Schrägwalzprozess unter Verwendung eines Innendorns;
    d) Längen des Hohlblockes im warmen Zustand bei einer Temperatur von mindestens 750 °C;
    e) Endwalzen ohne Innendorn und bei einer Temperatur von 850 °C bis 1200 °C, zur Einstellung der finalen Geometrie eines rohrförmigen Halbzeuges, wobei das Endwalzen nach einem optionalen Schritt zur Zwischenerwärmung erfolgt und wobei eine Endtemperatur nach dem Walzen in einem Bereich von 740°C bis 1150 °C liegt.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Längen des Hohlblocks im warmen Zustand nach einem oder mehreren der folgenden Verfahren erfolgt: Stoßbankverfahren, Rohrkontiverfahren, Multi-stand Pipe Mill-Verfahren oder eines anderen linearen Walzprozesses mit angetriebenen Walzen und Innenwerkzeug, Stopfenwalzverfahren, Verfahren unter Verwendung eines Asselwalzwerks, Diescherwalzwerks oder Planetenschrägwalzwerks.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2 dadurch gekennzeichnet, dass unmittelbar nach dem Längen des Hohlblocks im warmen Zustand die Temperatur in einem Bereich von 900 - 1.130 °C liegt.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei auf die Oberfläche des rohrförmigen Halbzeuges ein Schmiermittel aufgetragen wird und der Außendurchmesser eines Endes des rohrförmigen Halbzeuges kalt oder mit einer Vorwärmung auf eine Temperatur von vorzugsweise mindestens 800 °C auf einen Durchmesser kleiner als der Innendurchmesser einer Ziehmatrize reduziert wird und in einem anschließend Schritt das rohrförmige Halbzeug mittels der Ziehmatrize im Durchmesser reduziert wird, indem das rohrförmige Halbzeug mit dem im Durchmesser reduzieren Ende in die Ziehmatrize eingeführt, gegriffen und anschließend mit oder ohne Innenwerkzeug durch die Ziehmatrize gezogen wird.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Ziehen mit einer oder mehreren im Durchmesser kleiner werdenden Ziehmatrizen ein oder mehrfach wiederholt wird.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das warmgewalzte und optional kaltgezogene, rohrförmige Halbzeug durch mindestens eine nachfolgende Kalt- oder Halbwarmumformung umgeformt wird.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass es einen spanenden Fertigungsschritt mit geometrisch bestimmter Schneide umfasst.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des Knüppels folgende Stahllegierung verwendet wird: C 0,14-0,22 Si max. 0,60 Mn 1,10-2,90 S 0,10-0,14 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm V max. 0,5 P max. 0,1 Pb max. 0,1 N max. 0,15 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    und optional B max. 0,01
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 7,9:1 bis 29:1 in Gew.-% beträgt, wobei das rohrförmige Halbzeug auf folgende mechanische Kennwerte eingestellt wird: Streckgrenze Re min. 250 MPa Zugfestigkeit Rm min. 420 MPa Bruchdehnung A5 min. 9 %,
    wobei optional die Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV bis 12 mm Wanddicke 24 J (20°C) Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV ab 12 mm Wanddicke 16 J (20°C)
    beträgt.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des Knüppels folgende Stahllegierung verwendet wird: C 0,14-0,22 Si max. 0,60 Mn 1,10-2,90 S 0,14-0,27 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm V max. 0,5 P max. 0,1 Pb max. 0,1 N max. 0,15 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    und optional B max. 0,01
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 4,1:1 bis 20,7:1 in Gew.-% beträgt, wobei das rohrförmige Halbzeug auf folgende mechanische Kennwerte eingestellt wird: Streckgrenze Re min. 250 MPa Zugfestigkeit Rm min. 420 MPa Bruchdehnung A5 min. 9 %,
    wobei optional die Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV bis 12 mm Wanddicke 24 J (20°C) Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV ab 12 mm Wanddicke 16 J (20°C)
    beträgt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des Knüppels folgende Stahllegierung verwendet wird: C 0,31 - 0,48 Si max. 0,60 Mn 1,10-2,90 S 0,10-0,14 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm V max. 0,5P max. 0,1 Pb max. 0,1 N max. 0,15 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    und optional B max. 0,01
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 8,5:1 bis 29:1 in Gew.-% beträgt, wobei das rohrförmige Halbzeug auf folgende mechanische Kennwerte eingestellt wird: Streckgrenze Re min. 350 MPa Zugfestigkeit Rm min. 480 MPa Bruchdehnung A5 min. 7 %,
    wobei optional die Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV bis 12 mm Wanddicke 9 J (20°C) Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV ab 12 mm Wanddicke 7 J (20°C)
    beträgt.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des Knüppels folgende Stahllegierung verwendet wird: C 0,14-0,22 Si max. 0,60 Mn 1,10-1,80 S 0,27 - 0,40 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm V max. 0,5 P max. 0,1 Pb max. 0,1 N max. 0,15 B max. 0,01 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    und optional B max. 0,01
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 3,3:1 bis 6,7:1 in Gew.-% beträgt, wobei das rohrförmige Halbzeug auf folgende mechanische Kennwerte eingestellt wird: Streckgrenze Re min. 345 MPa Zugfestigkeit Rm min. 490 MPa Bruchdehnung A5 min. 20 %,
    wobei optional die Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV bis 12 mm Wanddicke 24 J (20°C) Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV ab 12 mm Wanddicke 16 J (20°C)
    beträgt.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des Knüppels folgende Stahllegierung verwendet wird: C 0,14-0,22 Si 0,20-0,60 Mn 1,10-1,70 S 0,10-0,14 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm V max. 0,5 P max. 0,1 Pb max. 0,1 N max. 0,15 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    und optional B max. 0,01
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 7,9:1 bis 17:1 in Gew.-% beträgt, wobei das rohrförmige Halbzeug auf folgende mechanische Kennwerte eingestellt wird: Streckgrenze Re min. 345 MPa Zugfestigkeit Rm min. 490 MPa Bruchdehnung A5 min. 20 %,
    wobei optional die Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV bis 12 mm Wanddicke 24 J (20°C) Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV ab 12 mm Wanddicke 16 J (20°C)
    beträgt.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des Knüppels folgende Stahllegierung verwendet wird: C 0,16-0,23 Si 0,20-0,60 Mn 1,10-1,70 S 0,10-0,14 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm V 0,06 - 0,17 P max. 0,1 Pb max. 0,1 N max. 0,15 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    und optional B max. 0,01
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 7,9:1 bis 17:1 in Gew.-% beträgt, wobei das rohrförmige Halbzeug auf folgende mechanische Kennwerte eingestellt wird: Streckgrenze Re min. 430 MPa Zugfestigkeit Rm min. 600 MPa Bruchdehnung A5 min. 17 %,
    wobei optional die Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV bis 12 mm Wanddicke 25 J (20°C) Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV ab 12 mm Wanddicke beträgt. 17 J (20°C)
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des Knüppels folgende Stahllegierung verwendet wird: C 0,04 - 0,14 Si max. 0,45 Mn 1,10 - 1,60 S 0,26 - 0,34 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm V max. 0,5 P max. 0,1 Pb max. 0,1 N max. 0,15 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    und optional B max. 0,01
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 3,3:1 bis 6,2:1 in Gew.-% beträgt, wobei das rohrförmige Halbzeug auf folgende mechanische Kennwerte eingestellt wird: Streckgrenze Re min. 215 MPa Zugfestigkeit Rm min. 350 MPa Bruchdehnung A5 min. 9 %,
    wobei optional die Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV bis 12 mm Wanddicke 24 J (20°C) Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV ab 12 mm Wanddicke 16 J (20°C)
    beträgt.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des Knüppels folgende Stahllegierung verwendet wird: C 0,14-0,22 Si max. 0,60 Mn 1,10-1,80 S 0,26 - 0,34 Al 0,002 - 0,060 Ca 0,0001 - 0,02 O max. 80 ppm V max. 0,5 P max. 0,1 Pb max. 0,1 N max. 0,15 N+P max. 0,2 Bi max. 0,1 Te max. 0,07 Se max. 0,2 Ni max. 2 Cu max. 0,8 Nb max. 0,3 Ti max. 0,5
    und optional B max. 0,01
    Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen und Begleitelemente, wobei das Verhältnis Mn zu S 3,3:1 bis 6,9:1 in Gew.-% beträgt, wobei das rohrförmige Halbzeug auf folgende mechanische Kennwerte eingestellt wird: Streckgrenze Re min. 250 MPa Zugfestigkeit Rm min. 420 MPa Bruchdehnung A5 min. 9 %,
    wobei optional die Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV bis 12 mm Wanddicke 24 J (20°C) Kerbschlagarbeit Charpy-V-Längs KV ab 12 mm Wanddicke 16 J (20°C)
    beträgt. Tabelle 1 Zugversuch (längs, RT) Charpy-V längs Material C Si Mn S Mn-S-Verhältnis V Re Rm A KV bis 12 mm WD KV ab 12 mm WD min max min max min max min max min max min max min. MPa min. MPa min. % J (+20 °C) J (+20 °C) 1 0,04 0,14 0 0,6 1,1 2,9 0,10 0,14 7,9 29,0 0,5 190 310 11 27 18 2 0,04 0,14 0 0,6 1,1 2,9 0,14 0,27 4,1 20,7 0,5 190 310 11 27 18 3 0,04 0,14 0 0,6 1,1 2,9 0,27 0,4 3,3 10,7 0,5 190 310 11 27 18 4 0,14 0,22 0 0,6 1,1 2,9 0,10 0,14 7,9 29,0 0,5 250 420 9 24 16 5 0,14 0,22 0 0,6 1,1 2,9 0,14 0,27 4,1 20,7 0,5 250 420 9 24 16 6 0,14 0,22 0 0,6 1,1 2,9 0,27 0,4 3,3 10,7 0,5 250 420 9 24 16 7 0,22 0,31 0 0,6 1,1 2,9 0,10 0,13 8,5 29,0 0,5 310 460 9 17 12 8 0,22 0,31 0 0,6 1,1 2,9 0,14 0,27 4,1 20,7 0,5 310 460 9 17 12 9 0,22 0,31 0 0,6 1,1 2,9 0,27 0,4 3,3 10,7 0,5 310 460 9 17 12 10 0,31 0,48 0 0,6 1,1 2,9 0,10 0,14 7,9 29,0 0,5 350 480 7 9 7 11 0,31 0,48 0 0,6 1,1 2,9 0,14 0,27 4,1 20,7 0,5 350 480 7 9 7 12 0,31 0,48 0 0,6 1,1 2,9 0,27 0,4 3,3 10,7 0,5 350 480 7 9 7 13 0,14 0,24 0 0,6 1,1 2,9 0,10 0,14 7,9 29,0 0,06 0,17 355 440 10 25 17 14 0,14 0,24 0 0,6 1,1 2,9 0,14 0,27 4,1 20,7 0,06 0,17 355 440 10 25 17 15 0,14 0,24 0 0,6 1,1 2,9 0,27 0,4 3,3 10,7 0,06 0,17 355 440 10 25 17 16 0,14 0,22 0 0,6 1,1 1,8 0,10 0,14 7,9 18,0 0,5 345 490 20 24 16 17 0,14 0,22 0 0,6 1,1 1,8 0,14 0,27 4,1 12,9 0,5 345 490 20 24 16 18 0,14 0,22 0 0,6 1,1 1,8 0,27 0,4 3,3 6,7 0,5 345 490 20 24 16 19 0,14 0,22 0,2 0,6 1,1 1,7 0,10 0,14 7,9 17,0 0,5 345 490 20 24 16 20 0,14 0,22 0,2 0,6 1,1 1,7 0,14 0,27 4,1 12,1 0,5 345 490 20 24 16 21 0,14 0,22 0,2 0,6 1,1 1,7 0,27 0,4 3,3 6,3 0,5 345 490 20 24 16 22 0,16 0,23 0 0,6 1,1 1,8 0,10 0,14 7,9 18,0 0,06 0,17 420 600 17 25 17 23 0,16 0,23 0 0,6 1,1 1,8 0,14 0,27 4,1 12,9 0,06 0,17 420 600 17 25 17 24 0,16 0,23 0 0,6 1,1 1,8 0,27 0,4 3,3 6,7 0,06 0,17 420 600 17 25 17 25 0,16 0,23 0,2 0,6 1,1 1,7 0,10 0,14 7,9 17,0 0,06 0,17 430 600 17 25 17 26 0,16 0,23 0,2 0,6 1,1 1,7 0,14 0,27 4,1 12,1 0,06 0,17 430 600 17 25 17 27 0,16 0,23 0,2 0,6 1,1 1,7 0,27 0,4 3,3 6,3 0,06 0,17 430 600 17 25 17 28 0,04 0,14 0 0,45 1,1 1,6 0,26 0,34 3,3 6,2 0,5 215 350 - 580 9 24 16 29 0,31 0,39 0 0,45 1,2 1,8 0,10 0,2 6,0 18,0 0,5 370 530 - 790 9 16 12 30 0,14 0,22 0 0,6 1,1 1,8 0,26 0,34 3,3 6,9 0,5 250 420 9 24 16
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP2000034538A (ja) * 1998-07-14 2000-02-02 Daido Steel Co Ltd 旋削加工性に優れた機械構造用鋼
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