DE60207591T2

DE60207591T2 - Verfahren zur herstellung von geschweissten röhren und dadurch hergestelltes rohr

Info

Publication number: DE60207591T2
Application number: DE60207591T
Authority: DE
Inventors: Nicolas Guelton; Jean-Hubert Schmitt
Original assignee: USINOR SA
Current assignee: USINOR SA
Priority date: 2001-09-20
Filing date: 2002-09-12
Publication date: 2006-07-06
Anticipated expiration: 2022-09-13
Also published as: DE60207591D1; ATE310835T1; EP1427866B1; FR2829775A1; WO2003025240A1; ES2254752T3; EP1427866A1; FR2829775B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft die Eisen- und Stahlherstellung. Im Spezielleren betrifft sie die Herstellung von geschweißten Rohren mit allgemein kleinen Durchmessern, wobei diese Herstellung durch einen abschließenden Zieh- oder Hydroformungsschritt abgeschlossen wird.
Man kann eine sehr große Bandbreite an Stahlsorten verwenden, um geschweißte Rohre mit kleinen Durchmessern, d.h. von einigen Zentimetern Durchmesser, typischerweise 2 bis 10 cm, und einigen Millimetern Dicke, typischerweise um die 5 mm, herzustellen. Für Anwendungen, die keine Anforderungen an bestimmte Eigenschaften des Endprodukts stellen, wie Gerüstrohre, werden für gewöhnlich Kohlenstoff- und Manganstähle des unteren Fertigungsbereichs hergenommen. Für anspruchsvollere Anwendungen, die beispielsweise für den Automobilmarkt bestimmt sind, werden komplexere Stähle verwendet. Auspuffleitungen werden zum Beispiel aus rostfreiem, fexritischem Stahl oder Austenitstahl, deren Eigenschaften dadurch eingestellt werden, dass man auf die Härtungs-, Kalthärtungs- und Ziehbedingungen zählt, oder aus aluminiumiertem Kohlenstoffstahl hergestellt. Schwergewichtige Konstruktionsteile von Kraftfahrzeugen und Eisenbahnmaterial bestehen herkömmlicher Weise aus Kohlenstoff-/Manganstählen mit hochfestem perlitisch-ferritischem Aufbau, die bis zu 0,2% Kohlenstoff und 1,5 bis 2% Mangan enthalten, wobei diese Stähle einem Zieh- und dann einem Normalglühvorgang unterzogen werden. Man kann ebenfalls hochfeste warmgewalzte Stähle mit bainitischferritischem Aufbau oder in zwei Phasen warmgewalzte Stähle mit martensitischferritischem Aufbau oder in zwei Phasen kaltgewalzte Stähle verwenden. Alle diese Stähle können hohe Preise erreichen, weniger wegen der Kosten ihres Rohstoffs, sondern vielmehr aufgrund der vielen Härte- und Formgebungsvorgänge, die sie durchlaufen müssen.
Das Ziel der Erfindung besteht darin, Herstellern und Nutzern kleiner geschweißter Rohre, insbesondere in der Automobilindustrie, ein wirtschaftliches Herstellungsverfahren bereitzustellen, das zur Herstellung von Produkten führt, die hohe mechanische Eigenschaften aufweisen.
Dazu hat die Erfindung ein Herstellungsverfahren für ein geschweißtes Rohr zum Gegenstand, wobei das Herstellungsverfahren einen abschließenden Zieh- oder Hydroformungsschritt umfasst, dadurch gekennzeichnet, dass

– dass die Verarbeitung einer Legierung mit einer Zusammensetzung vorgenommen wird, die folgende Gewichtsprozenten aufweist:
– C ≤ 2%;
– Mn im Bereich von 10 bis 40%, wobei Mn-% > 21,66 – 9,7 C-%;
– Si ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 1%, optimaler Weise ≤ 0,5%;
– S ≤ 0,3%, vorzugsweise ≤ 0,05%, optimaler Weise ≤ 0,01%;
– P ≤ 0,1%, vorzugsweise ≤ 0,05%;
– Al ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 0,1%, optimaler Weise ≤ 0,03%;
– Ni ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 2%;
– Mo ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 1%;
– Co ≤ 3%, vorzugsweise ≤ 1%;
– W ≤ 2%, vorzugsweise ≤ 0,5%;
– Cr ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 1%;
– Nb ≤ 1%, vorzugsweise ≤ 0,1%;
– V ≤ 1%, vorzugsweise ≤ 0,1%;
– Cu ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 1%;
– N ≤ 0,2%, vorzugsweise ≤ 0,1%, optimaler Weise ≤ 0,05%;
– Sn ≤ 0,5%, vorzugsweise ≤ 0,1%;
– Ti ≤ 1%, vorzugsweise ≤ 0,1%;
– B ≤ 0,1%, vorzugsweise ≤ 0,01%;
– wobei der Gehalt an Ca und Mg jeweils ≤ 0,1%, vorzugsweise ≤ 0,01% beträgt;
– wobei der Gehalt an As und Sb jeweils ≤ 0,1%, vorzugsweise ≤ 0,05% beträgt;
– dann ausgehend von dieser Legierung der Guss eines Halbzeugs vorgenommen wird,
a) entweder in Form eines Blocks, der dann einem Warmvorstreckwalzvorgang unterzogen wird, um ihn zu einer Bramme umzuformen, oder direkt in Form einer Bramme, wobei die Bramme dann in Form eines Bandes warmgewalzt und dann aufgerollt wird;
b) oder in Form eines dünnen Bandes,
– dann ein Abbeizen des Bands vorgenommen wird, wenn dieses oberflächenoxidiert ist;
– dann schließlich die Herstellung des geschweißten Rohrs durch schrittweises Umformen eines Blechs, das vom vorhergehenden Band abgeschnitten wird, um seine Ränder in Anlage zu bringen,
– dann durch Schweißen der Ränder,
– dann durch Entfernen der Schweißwulst,
– dann durch Kaltziehen oder Hydroformung vorgenommen wird.

Vorzugsweise liegt der Kohlenstoffgehalt der Legierung im Bereich von 0 bis 1,2% und der Mangangehalt der Legierung im Bereich von 10 bis 35%.
Noch bevorzugter liegt der Kohlenstoffgehalt der Legierung im Bereich von 0,2 bis 1,2% und der Mangangehalt der Legierung im Bereich von 10 bis 30%.
Sehr vorteilhafter Weise liegt der Kohlenstoffgehalt der Legierung im Bereich von 0,2 bis 0,8% und der Mangangehalt der Legierung im Bereich von 15 bis 30%.
Optimaler Weise liegt der Kohlenstoffgehalt der Legierung im Bereich von 0,4 bis 0,8% und der Mangangehalt der Legierung im Bereich von 20 bis 24%.
Dem Warmwalzvorgang kann eine Erwärmung vorausgehen, die bei einer Temperatur durchgeführt wird, welche die Solidustemperatur der Legierung um nicht mehr als 80°C unterschreitet.
Dem Warmwalzvorgang kann eine Erwärmung vorausgehen, die bei einer Temperatur durchgeführt wird, bei der keine Ausscheidung von Aluminiumnitriden hervorgerufen wird.
Die Endtemperatur des Warmwalzvorgangs ist vorzugsweise höher als oder gleich 900°C
Die Aufrolltemperatur nach dem Warmwalzvorgang ist vorzugsweise niedriger als oder gleich 450°C.
Es kann ein Glühen, gefolgt von einer Überhärtung des warmgewalzten aufgerollten Bandes durchgeführt werden, wobei das Glühen unter Bedingungen stattfindet, die den Wiederübergang der Karbide in Lösung ermöglichen und ihre Ausscheidung beim Abkühlen verhindern.
Nach dem Warmwalzvorgang und dem etwaigen Glühen gefolgt von einer etwaigen Uberhärtung kann ein Kaltwalzvorgang des Bandes mit einer Mindestreduktionsrate von 25% vorgenommen werden, dem ein Abbeizen vorausgeht.
Die Reduktionsrate der Dicke des Bandes beim ersten Durchgang des Kaltwalzvorgangs des Bandes beträgt vorzugsweise mindestens 25%.
Es kann ein Rekristallisationsglühen des Bandes bei einer Temperatur von 600 bis 1200°C für 1 Sekunde bis 1 Stunde lang vorgenommen werden.
Die Erfindung hat auch ein geschweißtes Rohr zum Gegenstand, das mit dem vorstehenden Verfahren hergestellt wurde.
Wie klar geworden sein wird, besteht die Erfindung darin, zunächst eine Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierung mit bestimmter Zusammensetzung zu verwenden und sie, vor dem Schritt, sie in Rohrform zu bringen, einer Reihe von thermomechanischen Bearbeitungen zu unterziehen, die ihr die gewünschten mechanischen Eigenschaften verschaffen.
Die Legierungen weisen nämlich eine starke Kalthärtungsfähigkeit auf, die es möglich macht, dass sie am Ende dieser Bearbeitungen eine sehr hohe Widerstandskraft (bis zu 1200 MPa) zusammen mit einer erhöhten Duktilität aufweisen (die sich in einem Bruchdehnungsfaktor ausdrückt, der bis 90% geht). Sie weisen somit die Eigenschaften auf, die für die Herstellung kleinformatiger Rohre wie denjenigen, die von der Automobilindustrie verwendet werden, gewünscht sind, um dank ihrer hohen Festigkeit Verstärkungsteile für den Fahrzeugaufbau zu bilden, wie etwa in die Türen integrierte Versteifungsstreben. Ihr Duktilitätsüberschuss macht sie gleichermaßen auch dazu geeignet, zur Ausbildung von Längsträgern verwendet werden zu können, die in der Lage sein müssen, eine hohe Verformungsenergie aufzufangen.
Die Erfindung wird beim Studium der folgenden Beschreibung verständlicher, die mit Bezug auf die einzige beigefügte Figur wiedergegeben wird, die die Stapelfehlerenergie einer Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierung in Abhängigkeit von ihrer Zusammensetzung bei der Temperatur von 300 K darstellt.
Zuerst wird eine eisenhaltige, austenitische Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierung hergestellt, deren Kohlenstoff- und Mangangehalte sich in den folgenden Bereichen ansiedeln (alle Gehaltsangaben sind in Gewichtsprozenten angegeben).
Der Kohlenstoff- und Mangangehalt beträgt 0 bis 2% bzw. 10 bis 40%, vorzugsweise 0 bis 1,2% bzw. 10 bis 35%, sehr bevorzugt 0,2 bis 1,2% bzw. 10 bis 30%, sehr vorteilhafter Weise 0,2 bis 0,8% bzw. 15 bis 30% und optimaler Weise 0,4 bis 0,8% bzw. 20 bis 24%.
Die zulässigen Gehaltszahlen für die anderen Elemente der Legierung sind folgende, obwohl alle diese Bestandteile auch nur als Spuren vorhanden sein können (weshalb keine genauen Angaben des Mindestgehalts an diesen Elementen gemacht werden).
Der Gehalt an Silizium soll kleiner oder gleich 5%, vorzugsweise kleiner oder gleich 1%, optimaler Weise kleiner oder gleich 0,5% sein.
Der Gehalt an Schwefel soll kleiner oder gleich 0,3%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,05%, optimaler Weise kleiner oder gleich 0,01% sein.
Der Gehalt an Phosphor soll kleiner oder gleich 0,1%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,05% sein.
Der Gehalt an Aluminium soll kleiner oder gleich 5%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,1%, optimaler Weise kleiner oder gleich 0,03% sein.
Der Gehalt an Stickstoff ist kleiner oder gleich 0,2%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,1%, optimaler Weise kleiner oder gleich 0,05%.
Der Gehalt an Nickel soll kleiner oder gleich 5%, vorzugsweise kleiner oder gleich 2% sein.
Der Gehalt an Molybdän soll kleiner oder gleich 5%, vorzugsweise kleiner oder gleich 1% sein.
Der Gehalt an Kobalt soll kleiner oder gleich 3%, vorzugsweise kleiner oder gleich 1% sein.
Der Gehalt an Wolfram soll kleiner der gleich 2%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,5% sein.
Der Gehalt an Niobium bzw. Vanadium soll kleiner oder gleich 1%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,1% sein.
Der Gehalt an Chrom bzw. Kupfer soll kleiner oder gleich 5%, vorzugsweise kleiner oder gleich 1% sein.
Der Gehalt an Zinn soll kleiner oder gleich 0,5%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,1% sein.
Der Gehalt an Titan soll kleiner oder gleich 1%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,1% sein.
Diese Legierungen können auch einen Höchstgehalt an Bor von 0,1%, vorzugsweise mehr als 0,01%, einen Höchstgehalt an Kalzium oder Magnesium von 0,1%, vorzugsweise mehr als 0,01%, einen Höchstgehalt an Arsen oder Antimon von 0,1%, vorzugsweise mehr als 0,05% vertragen.
Die Obergrenzen, die gesetzt wurden, entsprechen den Gehaltswerten, die bei bestimmten Elementen für die Eigenschaften der Legierung schädlich zu werden beginnen. Dies ist beispielsweise bei Aluminium und Schwefel der Fall. Bei anderen Elementen sind es im Wesentlichen wirtschaftliche Gesichtspunkte, aufgrund derer solche Obergrenzen gesetzt werden. So gesehen gäbe es nur wenige metallurgische Nachteile, der Legierung mehr als 5% Nickel zuzusetzen, dadurch würden aber ihre Herstellungskosten unnötig in die Höhe getrieben.
Für die Anwendung, auf die die Erfindung abzielt, werden Sorten des ternären Fe-C-Mn-Systems ausgesucht, die eine hohe Festigkeit (von vorzugsweise mindestens 1000 MPa) und einen ebenfalls hohen Dehnungsfaktor (von vorzugsweise mindestens 50%) bereitstellen. Darüber hinaus ist es aus Kostengründen nicht wünschenswert, einen zu hohen Mangangehalt zu haben.
Bekanntlich hängt die Art der Verformung von austenitischen Stählen und artverwandten Legierungen von ihrer chemischen Zusammensetzung und der Verformungstemperatur ab.
Im Vergleich zu ferritischen Stählen, die sich hauptsächlich durch Verschiebung von Kristallgittern verformen, besitzen eisenhaltige austenitische Stähle und Legierungen zusätzlich zur Verschiebung zahlreiche andere Verformungsarten. Darunter gibt es, wenn sich ihre Stapelfehlerenergie dazu eignet, die Zwillingskristallbildung. Diese Verformungsart hat den Vorteil, eine bessere Eignung zur plastischen Verformung und in der Folge eine höhere Festigkeit als diejenigen bereitzustellen, die sich aus einer einfachen Verschiebung der Kristallgitter ergeben. Es sind also Bedingungen anzustreben, die in der Lage sind, die Zwillingskristallgitter bei den Betriebstemperaturen der Materialien, die man herstellen möchte, zu aktivieren, insbesondere bei Umgebungstemperatur im Falle von Kraftfahrzeugteilen, um eine hohe Kalthärtungsfähigkeit zu erzielen. Die Möglichkeit, eine mechanische Zwillingskristallbildung zu erzielen, wird einerseits von der chemischen Zusammensetzung der Legierung beherrscht, andererseits von der Temperatur, in der sich das Material befindet, wobei sich diese beiden Parameter auf die Stapelfehlerenergie auswirken, und schließlich noch durch die Korngröße des Materials, die die Kinetik der Zwillingskristallbildung bestimmt. Die zu starke Bildung von Martensit ε (mehr als 20% des Gefüges) und die Entstehung von Martensit α' im Moment der Verformung sind ebenfalls Hemmnisse, zufriedenstellende mechanische Eigenschaften, insbesondere eine gute Duktilität zu erzielen. Es ist also wichtig, vor dem abschließenden Formgebungsschritt für das Rohr durch Kaltziehen oder Hydroformen über ein Material zu verfügen, das alle wünschenswerten Eigenschaften in dieser Hinsicht aufweist. Das erfindungsgemäße Verfahren führt zu solchen Materialien.
Die einzige Figur zeigt die theoretische Entwicklung der Stapelfehlerenergie in der Ebene C/Mn bei Umgebungstemperatur (300 K) in Form von Kurven, entlang derer die im mJ/m² ausgedrückte Stapelfehlerenergie konstant ist. In der Figur ist auch eine Punktereihe der Ebene C/Mn eingetragen (durch das Zeichen
gekennzeichnet), bei denen effektiv eine Zwillingskristallbildung entweder durch verschiedene Autoren, die ihre Ergebnisse veröffentlicht haben, oder durch die Erfinder festgestellt wurde, sowie ein zu vermeidender Abschnitt des Bereichs der durch die Verformung herbeigeführten martensitischen Transformation γ → α'. In Tabelle 1 sind die chemischen und (für die von den Erfindern untersuchten Proben, d.h. die Proben E bis K) mechanischen Eigenschaften der in der Einzelfigur wiedergegebenen Proben neu gruppiert. Die erwähnten mechanischen Eigenschaften sind die Zugfestigkeit Rm, der Bruchdehnungsfaktor A und ihr Produkt. Die Proben E bis K haben 90 Sek. lang einen Glühvorgang bei 800°C durchgemacht, was ihnen eine Korngröße von 2 bis 5 μm verschafft hat. In dieser Tabelle sind auch die bei 300 K berechneten Stapelfehlerenergien (EDE – énergies de défaut d'empilement) aufgeführt.
Es ist festzustellen, dass sich die Zwillingskristallbildung bei Umgebungstemperatur beobachten lässt, wenn die Stapelfehlerenergie ungefähr zwischen 15 und 30 mJ/m² variiert, wobei dieser Bereich einem Kohlenstoffgehalt von 0 bis 1,6% und einem Mangangehalt von 10 bis 35% entspricht. Diesseits von 10% Mangan ist die Transformation zu Martensit α' spontan. Jenseits von 10% Mangan findet diese Transformation nicht statt, wenn im Übrigen die Kohlenstoff- und Mangangehalte durch das Verhältnis: Mn% > 21,66 – 9,7 C% (1)miteinander verbunden sind.
Wenn die Temperatur schwankt, schwankt dementsprechend auch die Stapelfehlerenergie, und zwar bei einer Temperaturschwankung von ± 50°C um ± 5 mJ/m². Diese Eigenschaft ist wichtig, wenn der Formgebungsvorgang bei einer niedrigeren als der Umgebungstemperatur durchgeführt werden soll.
Der Einfluss der Korngröße auf die Stapelfehlerenergie lässt sich ebenfalls berechnen. Eine Abänderung des Herstellungsverfahrens für den Stahl, beispielsweise eine Veränderung der Glühbedingungen nach dem Aufrollen oder Kaltwalzen, kann zu einer starken Schwankung der Korngrößen führen. Somit hat ein Stahl, dessen Korngröße 50 um beträgt, eine Stapelfehlerenergie, die um 5 mJ/m² niedriger ist als diejenige eines Stahls mit ähnlicher Zusammensetzung, dessen Korngröße 2 bis 5 μm beträgt.
Möchte man die Gewissheit behalten, eine Verformungsart durch Zwillingskristallbildung zu erzielen, ist es möglich, auf die chemische Zusammensetzung des Stahls zu setzen, um die Auswirkungen der Schwankungen der Formgebungstemperatur und der Korngröße zu kompensieren. Wenn eine Vergrößerung der Körner um 50 μm mit einer Senkung der Formgebungstemperatur um 50°C kombiniert wird, sinkt die Stapelfehlerenergie um 10 mJ/m² Entsprechend der Einzelfigur findet ein Ausgleich dieser Senkung durch eine Erhöhung des Kohlenstoffgehalts um 0,4% oder durch eine Erhöhung des Mangangehalts um 5% statt. In der Praxis erhält man also eine erfindungsgemäße Legierung, wenn der Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0 bis 2%, der Mangangehalt im Bereich von 10 bis 40% liegt, und wenn darüber hinaus diese Gehaltswerte das Verhältnis (1) erfüllen, um die Bildung von Martensit α' bei einer Verformung bei Umgebungstemperatur zu vermeiden.
Darüber hinaus wurde festgestellt, dass der optimale Kompromiss Widerstandsfestigkeit/Duktilität einer Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierung dann erzielt wird, wenn die aktivierte Verformungsart die Zwillingskristallbildung an der Erscheinungsgrenze zum Martensit ε ist. Die Gegenüberstellung der Stapelfehlerenergieberechnungen und mikrostruktureller Beobachtungen zeigt, dass der Übergang zwischen der martensitischen Transformation ε und der Zwillingskristallbildung dann stattfindet, wenn die Stapelfehlerenergie um die 15 mJ/m² beträgt. Es ist nämlich an den Proben von Tabelle 1 festzustellen, dass die Proben G, H und I, die eine nahe 15 mJ/m² angesiedelte Stapelfehlerenergie haben, die höchsten Produkte Rm·A, also die besten Kompromisse zwischen Widerstandsfestigkeit und Duktilität haben (über 60 000). Im Übrigen ist festzustellen, dass die Probe F ein Produkt Rm·A aufweist, das unter 60 000 liegt, obwohl ihre Stapelfehlerenergie auch um die 15 mJ/m² beträgt. Aber ihr Gehalt an Kohlenstoff reicht nicht aus, um sie umfassend vom Phänomen der dynamischen Härtung profitieren zu lassen, vom dem später noch die Rede sein wird.
Angesichts der kombinierten Auswirkungen auf die Stapelfehlerenergie, die erzielt werden können, indem auf die Temperatur und die Korngröße gesetzt wird, muss also gemäß der Einzelfigur berücksichtigt werden, dass der bevorzugte Zusammensetzungsbereich von diesem Gesichtpunkt her durch die Kurven begrenzt ist, die Stapelfehlerenergien von 5 bis 25 mJ/m² entsprechen, sprich (bei der in der Figur berücksichtigten Temperatur von 300 K) durch einen Kohlenstoffgehalt von 0 bis 1,2% und einen Mangangehalt von 10 bis 35%, wobei das vorhergehende Verhältnis (1) ebenfalls erfüllt sein muss.
Andererseits zeigt die Einzelfigur, dass der Kohlenstoff und das Mangan beide zu einer Erhöhung der Stapelfehlerenergie beitragen. Dennoch ist eine Erhöhung dieser Größe durch eine Kohlenstoffzugabe angesichts der Herstellungskosten der Stoffe, die die Durchführung dieser Zugaben zulassen, weniger kostspielig zu erzielen als durch eine Manganzugabe. Außerdem äußert sich der Ersatz des Mangans durch Kohlenstoff bei konstanter Stapelfehlerenergie an der Grenze zur Erscheinung des Martensits ε durch eine Zunahme der mechanischen Eigenschaften, und zwar aus zwei Gründen:

– die Wechselwirkung zwischen dem Kohlenstoff und den Verschiebungen in den Kristallgittern; der Kohlenstoff begünstigt die Kalthärtung, indem er die Abgabe neuer beweglicher Verschiebungen der Kristallgitter anregt, die dazu dienen, diejenigen abzulösen, die er immobilisiert hat; dieses Phänomen wird „dynamisches Altern" genannt;
– die „Pseudo-Zwillingskristallbildung"; die Zwillingskristallbildung eines kubischen flächenzentrierten Zwischengitter-Mischkristalls verändert das kristalline Muster; die Scherwirkung der Zwillingskristallbildung wandelt nämlich die achtflächigen in fünfflächige Stellen um; der Kohlenstoff, der vor der Zwillingskristallbildung die achtflächigen Stellen einnahm, die raumgreifender sind als die fünfflächigen Stellen, findet sich dann an den fünfflächigen Stellen wieder; es findet eine Verzerrung des Gitters statt, die derjenigen entspricht, die mit der martensitischen Transformation einhergeht.

Die enthärtende Wirkung der Pseudo-Zwillingskristallbildung und der dynamischen Alterung nimmt mit dem Gehalt an Kohlenstoff zu. Die mechanische Festigkeit wird dadurch also unter der Bedingung erhöht, dass der Kohlenstoffgehalt mindestens 0,2% beträgt. Schließlich ist in der Einzelfigur noch festzustellen, dass die Abweichung der Linien der konstanten Stapelfehlerenergie mit dem Gehalt an Kohlenstoff zunimmt. Dies bedeutet, dass die Legierungen mit hohem Kohlenstoffgehalt weniger empfindlich für Abweichungen sind, die im Kohlenstoffgehalt vorkommen, als die Legierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt.
Das teilweise Ersetzen des Mangans durch Kohlenstoff weist somit sowohl wirtschaftliche als auch metallurgische Vorteile auf. Gemäß der Einzelfigur ermöglicht es eine Zugabe von 0,2% Kohlenstoff, auf 4 bis 5% Mangan bei konstanter Stapelfehlerenergie verzichten zu können. Ein noch mehr bevorzugter Bereich an Kohlenstoff- und Mangangehalten ist somit 0,2% ≤ C ≤ 1,2% und 10% ≤ Mn ≤ 30%, wobei im Übrigen das Verhältnis (1) erfüllt ist.
Die Erhöhung des Kohlenstoffgehalts kann jedoch jenseits einer bestimmten Grenze Nachteile aufweisen. Es besteht nämlich die Gefahr, dass bei Legierungen, deren Zusammensetzung sich im vorstehenden bevorzugten Bereich ansiedeln würde, bei einer langsamen Abkühlung eine Ausscheidung von Karbiden der Art M₅C₂ und M₂₃C₆ stattfindet. Eine solche langsame Abkühlung kann diejenige sein, die ein aufgerolltes Band durchmacht, nachdem es direkt in Form eines dünnen Bandes gegossen oder warmgewalzt wurde. Das Karbid M₃C kann auch während der perlitischen Transformation ausgeschieden werden.
Diese Karbidabscheidungen sind vorzugsweise zu vermeiden, weil sie das Kohlenstoffgrundgerüst kohlenstoffarm machen und somit die Stapelfehlerenergie senken, also dazu neigen, die Zwillingskristallbildung zugunsten der martensitischen Transformationen γ → ε und/oder γ → α' zu benachteiligen. Wie bereits gesagt, muss die Entstehung von Martensit α' vermieden werden, und vorzugsweise sollte der Anteil an Martensit ε 20% nicht übersteigen, um eine Versprödung des Materials zu verhindern. Andererseits sind diese Karbide, von denen manche nadelkristallförmig sind, selbst versprödend und laufen Gefahr, beim Abrollen des aufgerollten Bands das Auftreten von Rissen hervorzurufen. Wenn das Band bei einer relativ hohen Temperatur aufgerollt werden soll, sollte ihm also vorzugsweise kein für den Stahl zu hoher Kohlenstoffgehalt auferlegt werden, wenn man verhindern möchte, anschließend ein Glühen zum Wiederübergang der Karbide in Lösung, gefolgt von einer Überhärtung durchführen zu müssen. In den meisten dieser Fälle, die einer Verwendung herkömmlicher industrieller Werkzeuge entsprechen, wird vorzuziehen sein, einen Kohlenstoffgehalt von 0,8% nicht zu überschreiten. Unter diesen Bedingungen muss, um die Senkung des Höchstgehalts an Kohlenstoff gegenüber dem vorstehend definierten bevorzugten Bereich auszugleichen, der Mindestgehalt an Mangan bis auf 15% angehoben werden. Man erhält so einen noch vorteilhafteren Zusammensetzungsbereich von 0,2% ≤ C ≤ 0,8% und 15% ≤ Mn ≤ 30%.
Es ist die Verbindung der Verformungszwillingskristallbildung mit der Härtung durch den Kohlenstoff, die es ermöglicht, Festigkeit und Duktilität zu kombinieren und auf diese Weise hohe mechanische Eigenschaften zu erzielen. Die Probe E hat eine Stapelfehlerenergie von 17 mJ/m², enthält aber nur 0,19% Kohlenstoff. Ihre Festigkeit beträgt also nur 750 MPa. Wie Probe F zeigt, ist zum Erzielen einer höheren Festigkeit als 950 MPa ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,4% nötig. Diese Erhöhung des Mindestgehalts an Kohlenstoff macht es notwendig, den Höchstgehalt an Mangan auf 24% zurückzufahren, wenn man bei einem Stapelfehlerenergiewert von ungefähr 15 mJ/m² bleiben und somit denselben Grad an Zwillingskristallbildung durch Verformung beibehalten möchte.
Der optimale Zusammensetzungsbereich für die Legierungen der Erfindung ist also 0,4% ≤ C ≤ 0,8% und 20% ≤ Mn ≤ 24%. Man kann zum Beispiel wie bei den Proben G, H und I, die die höchsten Produkte Rm·A der Tabelle 1 haben, einen Kohlenstoffgehalt von 0,6% und einen Mangangehalt von 22% vorschlagen.
Diese Werte der Kohlenstoff- und Mangangehalte sind insofern optimal, als sie bei Umgebungstemperatur adäquate Stapelfehlerenergien in der Größenordnung von 5 bis 25 mJ/m² bereitstellen. Falls die Formgebung der Rohre jedoch bei einer deutlich unter der Umgebungstemperatur liegenden Temperatur durchgeführt werden soll, können höhere Höchstgehalte an Kohlenstoff und Mangan empfehlenswert sein, damit die Stapelfehlerenergie (die, wie bereits erwähnt, abnimmt, wenn die Temperatur sinkt), auf einem Niveau bleibt, das es ermöglicht, eine nachdrückliche Zwillingskristallbildung zu beobachten. Das ist der Grund, warum im Sinne der Erfindung der Kohlenstoffgehalt der Legierung bis 2% und der Mangangehalt bis 40% gehen kann.
Was die anderen Legierungselemente anbelangt, die in der erfindungsgemäßen Zusammensetzung des Stahls zum Einsatz kommen oder darin zum Einsatz kommen können, können folgende Anmerkungen gemacht werden.
Der Höchstgehalt an Silizium von 5% ist durch die Notwendigkeit gerechtfertigt, eine gute Schweißfähigkeit der Legierung aufrechtzuerhalten. In der Praxis empfiehlt sich ein Gehalt unter 1%, um die 0,5% oder darunter. Bei hohen Gehalten an Silizium können die Schweißfähigkeitsprobleme reduziert werden, wenn ein Schweißvorgang in Schutzgasatmosphäre vorgenommen wird.
Die Anforderungen an die Höchstgehalte an Schwefel, Phosphor, Aluminium und Stickstoff hängen vom Bestreben ab, eine gute Warmschmiedefähigkeit für das Material zu erzielen. Schwefel und Phosphor machen die Korngrenzen spröde und zu hohe Gehalte an Aluminium und Stickstoff können zur Ausscheidung von Aluminiumnitriden führen, die die Korngrenzenwanderung während der Warmumformung stören. Diese Elemente in den angegebenen Gehaltebereichen zu halten, ermöglicht es, eine gute Duktilität des Materials bei ausreichend niedrigen Warmwalztemperaturen aufrechtzuerhalten, um keine Oberflächenfehler von der Art von Zunderflecken zu erzeugen.
Darüber hinaus hat die Einschlussreinheit der Legierung einen Einfluss auf ihre Widerstandsfestigkeit und ihre Bruchdehnung. Mangansulfide stellen die Hauptquelle für Beschädigungen dar, die zu vorzeitigem Bruch führen. Die Verbesserung der Brucheigenschaften ist somit ein zusätzlicher Grund, den Gehalt an Schwefel einzuschränken.
Die Notwendigkeit, die Gehalte an Titan, Niob und Vanadium einzuschränken, lässt sich darauf zurückführen, dass diese Elemente Carbonitride bilden können, die dazu neigen, die Rekristallisation zu hemmen, indem sie die Grenzenwanderung behindern. Das ist im Übrigen auch bei Aluminium der Fall. Wie bereits erwähnt, ist die Korngröße ein wichtiger Faktor für die Einstellung der mechanischen Eigenschaften des Materials, und kann mittels Rekristallisationsglühen gemeistert werden. Damit dieses Rekristallisationsglühen voll wirksam ist, muss als die Entstehung dieser Carbonitride eingeschränkt werden.
Die Gehalte an Chrom, Nickel, Molybdän, Kupfer, Kobalt, Wolfram, Zinn, Bor, Kalzium, Magnesium, Arsen und Antimon müssen in den vorgeschriebenen Grenzen gehalten werden, damit diese Elemente keinen spürbaren Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften des Materials haben.
Der Guss des Stahls, dessen Zusammensetzung vorstehend angeführt wurde, kann in Blöcken oder vorzugsweise kontinuierlich erfolgen, um Brammen mit dem herkömmlichen Format mit einer Dicke von um die 200 mm zu erhalten. Es ist auch vorstellbar, diese Legierung in Form von dünnen Brammen (von einigen Zentimetern Dicke) zu gießen, die dann einem Reihenwarmwalzvorgang unterzogen werden können. Dieses Verfahren führt zu warmgewalzten Bändern mit geringer Dicke, die dann gegebenenfalls keinen Kaltwalzvorgang mehr durchlaufen. In diesem Fall werden Legierungen mit großen Körnern (um die 20 μm, wobei dieser Wert von den Endtemperaturen des Walz- und Aufrollvorgangs abhängt) erhalten, die eine verhältnismäßig durchschnittliche Festig keit aber eine hohe Duktilität aufweisen. Es ist auch denkbar, den Guss des Stahls mit einem Direktgussverfahren für dünne Bänder auszuführen, die dann gegebenenfalls einen Warmwalzvorgang in der Produktionslinie oder außerhalb durchlaufen. Die Anwendung dieses Gussverfahrens auf das Gießen von Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen (die sich von denjenigen der Erfindung unterscheiden), wurde bereits im Dokument EP-A-1 067 203 beschrieben.
Da dieser Gießschritt weitestgehend bekannt ist und gegenüber den gewöhnlichen Praktiken keine Besonderheiten aufweist, wird er hier nicht weiter im Einzelnen beschrieben.
Dann wird ein Warmwalzvorgang des aus dem Guss stammenden Produkts vorgenommen. Im Falle eines Gusses in Blöcken beginnt der Warmwalzvorgang durch ein Wiedererwärmen, dem ein Vorstrecken folgt, was den Block in das Format einer herkömmlichen Bramme bringt. Im Falle eines herkömmlichen Stranggießvorgangs wird der Warmwalzvorgang direkt nach einem Wiedererwärmungsschritt der Bramme vorgenommen. Diese Wiedererwärmungsvorgänge dürfen die Bramme nicht auf eine Temperatur bringen, die über der Solidustemperatur der geseigerten Bereiche liegt, weil sonst die Entstehung von „Brandmarken" hervorgerufen wird, die jede Warmumformung verbieten. Beispielsweise beträgt die Solidustemperatur einer Fe-C-Mn-Legierung mit 0,6% Kohlenstoff und 22% Mangan um die 1280°C. Angesichts der Seigerung der Elemente wie Mangan, Phosphor und Kohlenstoff, die alle drei einen Teilungskoeffizienten von unter 1 haben, empfiehlt es sich, bei der Bearbeitung dieser Legierung eine Wiedererwärmungstemperatur von 1200°C für den Block vor dem Vorstrecken sowie für die Bramme vor dem Warmwalzen nicht zu überschreiten. Allgemein kann man die Unschädlichkeit dieser Wiedererwärmung sicherstellen, indem sie bei einer Temperatur durchgeführt wird, die die Solidustemperatur der Legierung um nicht mehr als 80°C unterschreitet.
Ebenfalls ist bei der Wiedererwärmung vorzugsweise die Abscheidung von Aluminiumnitriden zu vermeiden. Diese Abscheidung behindert die Wanderung der Korngrenzen bei der Warmumformung. Das Löslichkeitsprodukt K_s des Aluminiumnitrids in Abhängigkeit von der Temperatur T drückt sich wie folgt aus:
worin [Al] und [N] die gewichtsbezogenen Konzentrationen an Aluminium und Stickstoff in fester Lösung und T die Temperatur in Kelvin sind. Indem diese Gehalte in der bearbeiteten Legierung bekannt sind, kann man also daraus die Wiedererwärmungstemperatur vor dem Warmwalzen so ableiten, dass sie nicht überschritten wird, um die Abscheidung von Aluminiumnitriden zu vermeiden. Wenn der Stickstoffgehalt 0,05% (bevorzugter Höchstgehalt) beträgt, beträgt der bevorzugte Höchstgehalt an Aluminium in fester Lösung für eine Wiedererwärmung bei 1200°C 0,03%. Bei Wiedererwärmungstemperaturen unter 1200°C besteht die Gefahr, wieder die Gehalte an Stickstoff und Aluminium vorzufinden, die eine Abscheidung von Nitriden hervorrufen können, aber in der Praxis sind diese Zwangsbedingungen nicht schwer zu erfüllen. Sie müssen jedoch eingehalten werden, um die zufriedenstellendsten Ergebnisse an den durch das erfindungsgemäße Verfahren erhaltenen Produkten zu erzielen.
Nach der Wiedererwärmung empfiehlt es sich, eine Entzunderung durchzuführen, wenn die Atmosphäre des Wärmeofens ausreichend oxidierend war, um das Auftreten von deutlichem Zunder hervorzurufen, ohne dass diese Entzunderung vor dem anschließenden Warmwalzen zu einem zu starken Temperaturverlust führt. Das Vorhandensein von Primärzunder an der Oberfläche der Bramme vor deren Warmwalzen kann zu Zunderflecken in der Bramme führen, die die Oberflächenqualität des Produkts verschlechtern. Der inkrustierte Zunder ruft auch eine Abnutzung der Zylinder der Walzanlage hervor.
Dann erfolgt das Warmwalzen der Bramme, um ein Band zu erhalten, das beispielsweise um die 2,5 bis 3 mm dick ist. Da die Legierungen mit der in Frage kommenden Zusammensetzung keine allotrope Umwandlung in dem in Frage kommenden Temperaturbereich aufweisen, unterscheidet sich der Walzweg, was die Anzahl der Durchgänge, die Reduktionsraten pro Durchgang und den Zeitintervall zwischen den Durchgängen anbelangt. Am häufigsten besteht die einzige Zwangsbedingung darin, eine Warmwalzendtemperatur von mindestens 900°C einzuhalten. Wenn nämlich die im Labor hergestellten Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen eine ausreichende Duktilität aufweisen, um bis zu 800°C ohne die Gefahr gewalzt werden zu können, dass an den Rändern Risse entstehen, wird die Schmiedefähigkeit von einer unter industriellen Bedingungen hergestellten Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierung auch durch ihre Gehalte an Aluminium, Stickstoff und Schwefel beeinflusst. In der typischen Praxis eines Stahlwerks wird deshalb empfohlen:

– einen Schwefelgehalt von 0,01% in der Gusslegierung nicht zu überschreiten;
– und nicht unter 900°C zu walzen, es sei denn, man verfügt über einen besonders niedrigen Schwefelgehalt (um die 0,002% oder darunter) und Aluminium- und Stickstoffgehalte, die absolut das Freisein von Aluminiumnitridausscheidungen nach der Erwärmung garantieren.

Was die Walzbedingungen für die Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen anbelangt, die von der Erfindung betroffen sind, sind diese hinsichtlich der Reduktion pro Durchgang und des Zeitintervalls zwischen den Durchgängen angesichts der Ähnlichkeiten der Warmhärtung zwischen den SUS 304-Stählen und den Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen der Erfindung mit denjenigen vergleichbar, die bei rostfreien austenitischen Stählen vom Typ SUS 304 praktiziert werden. Beispielsweise kann man für eine Bramme mit einen Dicke von 160 mm eine Temperatur am Ausgang des Wärmeofens von 1100°C, eine Temperatur am Ausgangs des Vorstreckgerüsts von 980°C, eine Dicke am Ausgang des Vorstreckgerüsts von 38,5 mm, eine Temperatur am Eingang des Endbearbeitungsgerüsts von 912°C, eine Endtemperatur des Walzvorgangs von 910°C, eine Banddicke am Ende des Walzvorgangs von 3 mm, eine Austrittsgeschwindigkeit für das Band von 259 m/s und eine Aufrolltempexatur von 480°C festlegen.
Dann erfolgt herkömmlicher Weise das Aufrollen des Bandes, das nach dem Warmwalzen erhalten wurde. Es ist notwendig, die Ausscheidung von Eisenkarbiden während des Abkühlens der Rollen zu vermeiden, weil:

– die Kohlenstoffverarmung des Austenits, die durch diese Ausscheidung hervorgerufen wird, die Stapelfehlerenergie modifiziert, die mittels der chemischen Zusammensetzung eingestellt worden war, damit die Kinetik der Zwillingskristallbildung bei Umgebungstemperatur während der Form gebung des Rohrs optimal ist; im Falle einer signifikanten Ausscheidung von Eisenkarbiden, werden also die mechanischen Eigenschaften, mit denen man aufgrund dieser Zusammensetzung gerechnet hat, nicht erzielt;
– die Ausscheidung von Eisenkarbiden macht die Legierung brüchig, also schwierig kaltwalzbar.

Wohl wissend, dass die eigentliche Abkühlung, die in der Größenordnung von 10°C/h liegt, erst eine oder zwei Stunden nach dem Aufrollen beginnt, muss das Band bei einer solchen Temperatur aufgerollt werden, so dass es nicht für längere Zeit auf Temperaturen bleibt, bei denen diese Ausscheidung von Eisenkarbiden möglich wäre. Die Aufrolltemperatur lässt sich aus den ZTU-Diagrammen (ZTU – Zeit-Temperatur-Umwandlung) der betreffenden Legierung ableiten. Beispielsweise führt bei einer Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen mit 0,6% Kohlenstoff und 22% Mangan eine Verweilzeit von 2 Stunden bei einer Temperatur von 500°C oder darüber, und 28 Stunden bei 450°C oder darüber zu einer Eisenkarbidausscheidung. In der Folge ist es unter industriellen Bedingungen, bei denen die Rolle vor jedem späteren Vorgang (Abbeizen, Kaltwalzen, usw.) vollständig abgekühlt sein muss, vorzuziehen, das Band nicht bei einer Temperatur über 450°C aufzurollen. Dazu kann eine Abkühlung des Bands nach seinem Warmwalzvorgang vorgenommen werden, um es auf die gewünschte Aufrolltemperatur zu bringen. Man wird darauf achten, das Band so spät wie möglich auf die Aufrolltemperatur zu bringen, beispielsweise indem die Abkühlung so verändert wird, dass eine vollständige Rekristallisation des Stahls vor dem Aufrollen ermöglicht wird. Sobald der Stahl auf 450°C gebracht wird, kann er nicht mehr rekristallisieren. Eine Zwangsabkühlung durch Eintauchen der Rolle in ein Bad, immer mit dem Ziel vor Augen, den Karbidausfällungsbereich zu vermeiden, ist auch denkbar.
Allerdings kann man, falls es nicht möglich wäre, eine solche Karbidausscheidung beim Aufrollen zu vermeiden, anschließend einen Glühvorgang durchführen, um diese Abscheidungen zu zersetzen und somit den Kohlenstoff wieder in eine feste Lösung zu bringen, dann eine Überhärtung, um die Neuabscheidung von Karbiden bei der auf das Glühen folgenden Abkühlung zu vermeiden. Typischerweise wird das Band mit einer solchen Geschwindigkeit bis auf eine Temperatur von 1000 bis 1050°C gebracht, dass es eine Minute über 900°C und 10 bis 20 s über 1000°C und dann mit einer Geschwindigkeit von mindestens 5°C/s abgekühlt wird. Im Allgemeinen wird die Härtung mit dem Maximum an Möglichkeiten der Anlage durchgeführt.
Im Falle, dass der Guss des Stahls durch Gießen dünner Brammen oder dünner Bänder mit einem etwaigen Reihenwalzvorgang erfolgt (also nicht unbedingt eine vorherige Wiedererwärmung erforderlich macht), wird der Fachmann in der Folge das vorstehend beschriebene Verfahren in Kenntnis dessen anpassen können, dass die metallurgischen Imperative, von denen im Zusammenhang mit der Aufrolltemperatur und der etwaigen Notwendigkeit, ein Glühen gefolgt von einer Uberhärtung durchzuführen, gesprochen wurde, auch hier berücksichtigt werden müssen.
Im Falle, dass man, wie bereits angesprochen, ein relativ dickes Produkt zu erhalten wünscht, das keine sehr hohe Festigkeit aufweist, aber eine hohe Duktilität besitzt, kann man das Band in dem Zustand belassen, ohne es kaltzuwalzen. Man kann sogar versuchen, das Korn zu vergrößern, indem ein Glühen gefolgt von einem Überhärten nach dem Warmwalzen vorgenommen wird, auch wenn es die Aufrollbedingungen ermöglicht hatten, die Ausscheidung von Karbiden zu verhindern. In diesem Stadium verfügt man über eine Korngröße, die im Allgemeinen nicht unter 15–20 μm liegt. Will man hingegen ein dünnes Band zur Herstellung leichter Rohre und/oder ein Band mit einer starken Festigkeit erhalten, die nur mit einer Korngröße von 5 μm oder darunter erzielt werden kann, wird ein Kaltwalzvorgang notwendig. Dieser Kaltwalzvorgang macht es ebenfalls möglich, die Oberflächenrauheit des Bandes zu mindern, also ein Oberflächenaussehen zu erzielen, das mit einer Verwendung zum Ausbilden von Teilen vereinbar ist, die sichtbar bleiben sollen. Er erhöht auch die Eignung des Bandes, beschichtet werden zu können.
Vor seinem etwaigen Warmwalzen muss das Band herkömmlicher Weise abgebeizt werden. Als nicht einschränkendes Beispiel kann dieses Abbeizen in einer 20%-igen Salzsäurelösung bei Umgebungstemperatur im Beisein von Hexamethylentetramin erfolgen, das als Inhibitor dient.
Dann wird eine Kaltwalzung des Bandes mit einer Gesamtreduktionsrate vorgenommen, die nicht nur von der gewünschten Enddicke abhängt, sondern auch von der Festigkeit und Härte, die man zu erzielen wünscht. Um näher darauf einzugehen, erreicht bei einer Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierung mit 0,6% Kohlenstoff und 22% Mangan die Festigkeit nach 60% Reduktion praktisch 2000 MPa, und ihre Härte Hv 5 erreicht unter denselben Bedingungen praktisch 700. An derselben Legierung führt eine Reduktionsrate von 30% zu einer Festigkeit von ca. 1500 MPa. Allgemein lässt sich für die von der Erfindung betroffenen Legierungen vorschlagen, einen Kaltwalzvorgang mit einer Mindestgesamtreduktionsrate von 25% durchzuführen. Man kann eine herkömmliche Kaltwalzanlage verwenden oder eine Sendzimir-Walzanlage, die in drei Durchgängen auch bei Legierungen, die eine sehr hohe, über 1500 MPa liegende Festigkeit aufweisen, zu Reduktionsraten von um die 60–70% führt. Somit kann für das kaltgewalzte Blech eine Dicke von 1 mm erzielt werden.
Allgemein ist es ratsam, beim ersten Durchgang des Kaltwalzvorgangs ein hohe Dickenreduktion in der Größenordnung von mindestens 25% vorzunehmen. Die Erwärmung, die nämlich durch eine solche starke Reduktion schon am Anfang des Walzens erzeugt wird, verlangsamt, ja hemmt sogar die Verformungszwillingskristallbildung, was das Walzen erleichtert. Dieser Durchgang kann sogar ausreichen, um auf Anhieb eine angestrebte Schlussdicke zu erzielen.
Dann wird ein Rekristallisationsglühen vorgenommen, um eine Korngröße zu erhalten, die für die Steuerung des Kompromisses Festigkeit/Duktilität und des Verhältnisses Re/Rm (Elastizitäts-/Festigkeitsgrenze bei Zug) angemessen ist. Dieses Rekristallisationsglühen muss durch das Durchlaufglühverfahren erfolgen, weil ein Grundglühen zu einer Ausscheidung von Karbiden führen würde, von der man ja gesehen hat, dass sie unerwünscht ist. Dieses Glühen kann in oxidierender Atmosphäre durchgeführt werden, wobei ihm dann ein Abbeizen folgt; es kann auch von der Art „Blankglühen" sein, d.h. in Schutzgasatmosphäre erfolgen, wodurch man auf das Abbeizen verzichten kann und die oberflächliche Entkohlung eingeschränkt wird. Man kann diesem Glühen einen Durchgang in einem Dressierwalzwerk („skin pass") oder einem Nachwalzwerk folgen lassen. Typischerweise wird dieses Rekristallisationsglühen bei 600 bis 1200°C für 1 Sekunde bis 1 Stunde lang je nach der Korngröße, die man zu erhalten wünscht, durchgeführt.
Beispielsweise kann eine Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierung mit 0,6% Kohlenstoff und 22% Mangan vorzugsweise einen Blankglühvorgang bei 800°C 90 s lang durchlaufen, um eine Korngröße in der Größenordnung von 2,5 μm zu erzielen. Die so erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind eine Höchstfestigkeit von 1030 MPa und eine Bruchdehnung von 60%.
Allgemein können die Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen, die sich im erfindungsgemäßen Verfahren verwenden lassen, eine Bruchdehnung von 90% oder darüber haben, wenn eine relativ geringe Zugfestigkeit von 600 MPa toleriert wird (die Zahlen wurden für eine Legierung mit 0,2% Kohlenstoff, 27% Mangan mit einer Korngröße von 30 μm erhalten). Aber im optimalen Zusammensetzungsbereich (0,4 bis 0,8% Kohlenstoff und 20 bis 24% Mangan) lässt sich bei einer Korngröße von 5 μm eine Bruchdehnung um die 50 bis 60% und eine Zugfestigkeit um die 1000 MPa, ja sogar eine Zugfestigkeit um die 1200 MPa für eine Korngröße von 1 μm erreichen.
Außer ihren für die von der Erfindung in Betracht gezogenen Verwendungen günstigen mechanischen Eigenschaften unterscheiden sich diese Legierungen vor allem deshalb durch eine hervorragende Schweißfähigkeit, dass sie optimaler Weise wenig oder sehr wenig Silizium enthalten, dessen Oxid sich sehr schwer reduzieren lässt, und dadurch, dass ihr austenitischer Aufbau, der die Konzepte von martensitischer Härtefähigkeit und/oder entsprechend Kohlenstoff gegenstandslos macht, die normalerweise bei der Verwendung herkömmlicher ferritischer Stähle berücksichtigt werden müssen, um kleine geschweißte Rohre herzustellen. Darüber hinaus können diese Legierungen, insbesondere wenn sie kaltgewalzt wurden, problemlos durch Durchlauf-Verzinken eine gleichmäßige und anhaftende Zinkauflage erhalten.
Dann erfolgt die Herstellung des kleinen geschweißten Rohrs, indem dafür die herkömmlichen Verfahren eingesetzt werden. Der Erfolg dieser Herstellung ist zum großen Teil durch die Sauberkeit der Schweißnaht bedingt. Folglich ist ein einwandfreies vorhergehendes Abbeizen notwendig (insbesondere, wenn kein Blankglühen des kaltgewalzten Bandes erfolgt ist), um keine Oberflächenoxide in der Schweißnaht einzuschließen.
Nach einem Längsteilen des Bleches, einem Abscheren seiner Ränder und einer schrittweisen Umformung, um seine Ränder längsseits in Anlage kommen zu lassen, wird das Rohr auf herkömmliche Weise durch Elektrowiderstand, Laser oder Hochfrequenzen verschweißt. Dann erfolgt innen und außen ein Abschaben der Schweißwulst, um Dickeschwankungen zu entfernen. Diese Dickeschwankungen wären für die Hydroformung ungünstig und würden das Formgebungswerkzeug beschädigen.
Diese Formgebung des Rohrs kann durch Kaltziehen erfolgen. Dazu wird die Dicke des Rohrs reduziert, indem es durch ein Zieheisen, wodurch der Außendurchmesser auf genaues Maß gebracht wird, und indem es in den meisten Fällen auf einen Dorn gezogen wird, wodurch der Innendurchmesser auf genaues Maß gebracht wird. Indem geeignete Zieheisen und Dorne verwendet werden, kann der Ziehvorgang dazu verwendet werden, die Rohre in Form zu bringen und einen Rohling mit kreisförmigem Querschnitt in ein Erzeugnis zu verwandeln, das eine andere Geometrie aufweist.
Die Formgebung kann auch durch Hydroformung erfolgen. Nach diesem Verfahren wird ein Hohlkörper mit einer mehr oder weniger komplexen Form hergestellt, indem ein Rohr unter der gemeinsamen Einwirkung eines Innendrucks und von Kompressionskräften verformt wird, die auf die Enden des Rohrs wirken. Die in der Erfindung verwendeten Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen haben einen Kalthärtungskoeffizienten von um die 0,5, was sehr vorteilhaft für ihr Verhalten bei der Hydroformung ist und es ermöglicht, Teile mit komplexer Form gewinnen zu können, die durch den Einsatz herkömmlicher Stähle unerreichbar wären. Nur manche rostfreien austenitischen Stähle wären in der Lage, vergleichbare Wirkungsgrade zu entfalten.
Allgemein verleiht die Verwendung von Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen, die die angegebenen Zusammensetzungen aufweisen, dem Metall eine große Bandbreite an Verhaltensweisen, die es ermöglichen, entweder geschweißte Rohre zu erhalten, die bessere mechanische Eigenschaften aufweisen als bestehende Produkte, oder mechanische Eigenschaften zu erzielen, die äquivalent zu denjenigen bestehender Produkte sind, aber zu einem geringeren Herstellungspreis und/oder bei geringerem Materialaufwand, was zu einer spürbaren Entlastung des Teils führt. Somit erübrigen sich mit der vorgenannten Legierung mit 0,2% Kohlenstoff und 27% Mangan, deren Zugdehnung 90% übersteigt, Zwischenglühvorgänge, und es kann vorgesehen werden, die Abstichhöhen anzuheben. Was die Legierung mit 0,6% Kohlenstoff und 22% Mangan betrifft, deren Zugfestigkeit 1000 bis 1200 MPa beträgt, so ermöglicht sie, einen großen Massegewinn am endgültigen Rohr zu erzielen und die Steuerung seines Formgebungsschritts zu vereinfachen, weil diese hohe Festigkeit den Begichtungsbereich vergrößert, indem der Abplatzbereich bei der Hydroformung reduziert wird. Schließlich haben der Zieh- und Hydroformungsvorgang für die erfindungsgemäßen Eisen-/Kohlenstoff-/Manganlegierungen allgemein aufgrund ihrer starken Kalthärtungsfähigkeit noch den Vorteil, die mechanischen Eigenschaften an jedem Punkt des Rohrs gleichmäßig zu verteilen.

Claims

Herstellungsverfahren für ein geschweißtes Rohr, wobei das Herstellungsverfahren einen abschließenden Zieh- oder Hydroformungsschritt umfasst, dadurch gekennzeichnet, dass: – die Verarbeitung einer Legierung mit einer Zusammensetzung vorgenommen wird, die folgende Gewichtsprozente aufweist: • C < 2%; • Mn im Bereich von 10 bis 40%, wobei Mn% > 21,66 – 9,7 C%; • Si ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 1%, optimaler Weise ≤ 0,5%; • S ≤ 0,3%, vorzugsweise ≤ 0,05%, optimaler Weise ≤ 0,01%; • P ≤ 0,1%, vorzugsweise ≤ 0,05%; • Al ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 0,1%, optimaler Weise ≤ 0,03%; • Ni ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 2%; • Mo ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 1%; • Co ≤ 3%, vorzugsweise ≤ 1%; • W ≤ 2%, vorzugsweise ≤ 0,5%; • Cr ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 1%; • Nb ≤ 1%, vorzugsweise ≤ 0,1%; • V ≤ 1%, vorzugsweise ≤ 0,1%; • Cu ≤ 5%, vorzugsweise ≤ 1%; • N ≤ 0,2%, vorzugsweise ≤ 0,1%, optimaler Weise ≤ 0,05%; • Sn ≤ 0,5%, vorzugsweise ≤ 0,1%; • Ti ≤ 1%, vorzugsweise ≤ 0,1%; • B ≤ 0,1%, vorzugsweise ≤ 0,01%; • wobei der Gehalt an Ca und Mg jeweils ≤ 0,1%, vorzugsweise ≤ 0,01% beträgt; • wobei der Gehalt an As und Sb jeweils ≤ 0,1%, vorzugsweise ≤ 0,05% beträgt; • dann ausgehend von dieser Legierung der Guss eines Halbzeugs vorgenommen wird, a) entweder in Form eines Blocks, der dann einem Warmvorstreckwalzvorgang unterzogen wird, um ihn zu einer Bramme umzuformen, oder in Form einer Bramme, wobei die Bramme dann in Form eines Bandes warmgewalzt und dann aufgerollt wird; b) oder in Form eines dünnen Bandes, – dann ein Abbeizen des Bands vorgenommen wird, wenn dieses oberflächenoxidiert ist; – dann schließlich die Herstellung des geschweißten Rohrs durch schrittweises Umformen eines Blechs, das vom vorhergehenden Band abgeschnitten wird, um seine Ränder in Anlage zu bringen, – dann durch Schweißen der Ränder, – dann durch Entfernen der Schweißwulst, – dann durch Kaltziehen oder Hydroformung vorgenommen wird.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt der Legierung in Bereich von 0 bis 1,2% liegt, und der Mangangehalt der Legierung im Bereich von 10 bis 35% liegt.
Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt der Legierung in Bereich von 0,2 bis 1,2% liegt, und der Mangangehalt der Legierung im Bereich von 10 bis 30% liegt.
Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt der Legierung in Bereich von 0,2 bis 0,8% liegt, und der Mangangehalt der Legierung im Bereich von 15 bis 30% liegt.
Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt der Legierung in Bereich von 0,4 bis 0,8% liegt, und der Mangangehalt der Legierung im Bereich von 20 bis 24% liegt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass dem Warmwalzvorgang eine Erwärmung vorausgeht, die bei einer Temperatur durchgeführt wird, welche die Solidustemperatur der Legierung um nicht mehr als 80°C unterschreitet.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass dem Warmwalzvorgang eine Erwärmung vorausgeht, die bei einer Temperatur durchgeführt wird, bei der keine Ausscheidung von Aluminiumnitriden hervorgerufen wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Endtemperatur des Warmwalzvorgangs höher als oder gleich 900°C ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Aufrolltemperatur nach dem Warmwalzvorgang niedriger als oder gleich 450°C ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass ein Glühen, gefolgt von einer Überhärtung des warmgewalzten aufgerollten Bandes durchgeführt wird, wobei das Glühen unter Bedingungen stattfindet, die den Wiederübergang der Karbide in Lösung ermöglichen und ihre Ausscheidung beim Abkühlen verhindern.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Warmwalzvorgang und dem etwaigen Glühen gefolgt von einer etwaigen Überhärtung ein Kaltwalzvorgang des Bandes mit einer Mindestreduktionsrate von 25% vorgenommen wird, dem ein Abbeizen vorausgeht.
Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Reduktionsrate der Dicke des Bands beim ersten Durchgang des Kaltwalzvorgangs des Bandes mindestens 25% beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass ein Rekristallisationsglühen des Bands bei einer Temperatur von 600 bis 1200°C für 1 Sekunde bis 1 Stunde lang vorgenommen wird.
Geschweißtes Rohr, dadurch gekennzeichnet, dass es mit dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13 hergestellt wurde.