DE69617002T4

DE69617002T4 - Verfahren zur herstellung von hochfesten nahtlosen stahlrohren mit hervorragender schwefel induzierter spannungsrisskorossionsbeständigkeit

Info

Publication number: DE69617002T4
Application number: DE69617002T
Authority: DE
Inventors: Kunio Kondo; Takahiro Kushida; Hajime Osako; Hideki Takabe
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-05-15
Filing date: 1996-05-15
Publication date: 2003-03-20
Anticipated expiration: 2016-05-16
Also published as: DK0828007T3; WO1996036742A1; US5938865A; NO975237L; DE69617002D1; DE69617002T2; EP0828007B1; EP0828007A4; NO321325B1; MX9708775A; NO975237D0; EP0828007A1

Description

TECHNISCHES GEBIET

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen Stahlrohres mit hoher Festigkeit und ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit, insbesondere Sulfid-Spannungsrissbeständigkeit. Spezieller betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines nahtlosen Stahlrohres mit hoher Festigkeit, guter Zähigkeit und hervorragender Korrosionsbeständigkeit, insbesondere Sulfid-Spannungsrissbeständigkeit, das durch die Kombination einer spezifizierten chemischen Zusammensetzung von Grundwerkstoffen (Stahlknüppel) und einer vorgeschriebenen thermomechanischen Bearbeitung des Werkstoffes gekennzeichnet ist. Das Verfahren ist außerdem dadurch gekennzeichnet, dass es in einer Fließfertigungslinie mit den Schritten Herstellung des Rohres und dessen Wärmebehandlung durchgeführt wird.

STAND DER TECHNIK

In einem Stahlwerk, das sehr große Einrichtungen benötigt, ist eine Vereinfachung des Verfahrens unter Verwendung der so genannten "prozessgekoppelten Verarbeitung" untersucht worden, um Energie zu sparen und das Verfahren zu verkürzen. Die "prozessgekoppelte Verarbeitung" bedeutet, Arbeit wie Walzen und Wärmebehandlung in einer Fließfertigungslinie durchzuführen. In der prozessgekoppelten Verarbeitung wird ein Verfahren, bei dem ein warmumgeformtes Produkt sofort abgeschreckt wird, um seine Wärme beim Umformen zu nutzen, "direktes Abschrecken" genannt. Andererseits wird ein Verfahren, bei dem das warmumgeformte Produkt einmal abgekühlt und anschließend einer Wärmebehandlung in einer getrennten Linie unterzogen wird, "indirekt prozessgekoppelte Verarbeitung" genannt, wobei das in der indirekt prozessgekoppelten Verarbeitung durchgeführte Abschrecken "Nachwärmen und Ablöschen" genannt wird.
Auf dem Gebiet der Stahlblechherstellung durch Warmwalzen hat sich in letzter Zeit die indirekt prozessgekoppelte Verarbeitung vermindert, und der größte Teil der Grobbleche wird im prozessgekoppelten Verfahren hergestellt. Bei der Herstellung von nahtlosen Stahlrohren werden die Wärmebehandlungen wie das Vergüten der Produkte meistens noch in der indirekt prozessgekoppelten Verarbeitung durchgeführt, weil Qualität und Zuverlässigkeit des Produktes als wichtiger betrachtet werden. Es ist überflüssig zu sagen, dass es für die indirekt prozessgekoppelte Verarbeitung notwendig ist, Härteeinrichtungen (einen Wärmeofen und eine Abschreckausrüstung) sowie einen Temperofen in einer von der Rohrfertigungslinie getrennten Linie einzubeziehen.
Beim herkömmlichen Rohrherstellungsverfahren werden nahtlose Stahlrohre in einem fortlaufenden Verfahren der Warmumformung mit den Schritten der Lochbildung eines Stahlknüppels durch ein Lochwalzwerk, dem Strecken und Wälzen durch eine Stopfenwalzstrasse oder Walze mit Aufweitdorn und einer Formendbearbeitung durch eine Nachwalzeinrichtung oder eine Tiefzieheinrichtung hergestellt. Manchmal wird zur Lochbildung eine Presse verwendet. Normalerweise wird das in einer Umformungslinie hergestellte Rohr wieder angewärmt, abgeschreckt und anschließend in einer von der Fertigungslinie für Rohre getrennten Linie angelassen. Auf diese Weise werden die mit ausreichenden Eigenschaften wie Festigkeit, Zähigkeit und Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss versehenen nahtlosen Stahlrohre den Kunden geliefert. Der Sulfid-Spannungsriss ist ein Härteriss, der in hochfesten Stählen auftritt, die einer Sulfid, insbesondere Schwefelwasserstoff (H&sub2;S), enthaltenden Umgebung ausgesetzt sind. Der "Sulfid-Spannungsriss" wird anschließend mit "SSC" angegeben.
Wenn der oben erwähnte normale Abschreckschritt durch das direkte Abschrecken ersetzt wird, wird eine Vereinfachung der Produktionseinrichtungen und eine Reduzierung der Produktion erreicht. Wie oben erwähnt, bedeutet "direktes Abschrecken" die Behandlung, bei der das Produkt nach dem Warmumformen sofort abgeschreckt wird. Im einzelnen bedeutet es ein Verfahren zur Erzielung eines gehärteten Metallgefüge, das aus Martensit oder Bainit besteht, indem in der Warmumformlinie direkt vom Austenitzustand bei einer Temperatur, die höher als der Ar&sub3;-Umwandlungspunkt ist, abgeschreckt wird.
Zum Beispiel werden in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung (anschließend als PJPA angegeben) in den Nr. 58-224116, 60-75523 und 6-172859 Herstellungsverfahren für Stahlrohre mit dem Schritt des direkten Abschreckens wie verstärktes Abkühlen sofort nach dem Warmumformen offenbart. Jedoch besitzen die im direkten Abschreckverfahren hergestellten Rohre in ihrer Mikrostruktur eine gröbere Korngröße und eine schlechte Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit (Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss) im Vergleich zu den Rohren, die im normalen, indirekt prozessgekoppelten Nachwärm- und Abschreckverfahren hergestellt sind.
Wie oben erwähnt, hat das direkte Abschrecken die Tendenz, die Korngröße des Produkts im Vergleich zum normalen Nachwärmen und Abschrecken zu vergröbern. Es war angenommen worden, dass das direkte Abschreckverfahren nicht geeignet wäre, um ein nahtloses Stahlrohr mit hoher Festigkeit und hoher Korrosionsbeständigkeit herzustellen, weil das Rohr mit grober Korngröße eine schlechtere Zähigkeit und Beständigkeit gegen Sulfid- Spannungsriss, die als die wichtigsten Eigenschaften des nahtlosen Stahlrohres angesehen werden, aufweist.
Als ein Verfahren zum Verfeinern von Kristallkörnern wurde ein Verfahren vorgeschlagen, bei dem die Kornverfeinerung durch die Kombination von Abkühlen und Nachwärmen für zwei Phasenumwandlungen, d. h. die Umwandlung von Austenit in Ferrit und die umgekehrte Umwandlung von Ferrit in Austenit, durchgeführt wird. Zum Beispiel ist in der Druckschrift PJPA Nr. 56-3626 ein Verfahren offenbart, bei dem die Schritte Abkühlen und Nachwärmen beim Rohwalzen und Fertigwalzen zwischengeschaltet werden. Andere Verfahren, bei denen die Schritte Abkühlen und Nachwärmen zusammengelegt werden, sind in den Druckschriften PJPA Nr. 58-91123, 58-104120, 63-11621 bzw. 04-358023 offenbart. Ferner offenbart die PJPA Nr. 58-117832 ein Verfahren, bei dem zwei Kühl- und Nachwärmschritte in den Prozess eingelegt werden, wobei einer beim Walzvorgang und ein weiterer nach dem Walzen stattfindet.
Nach jedem oben erwähnten Verfahren ist es möglich, die Körner der Stahlerzeugnisse, die direkt abgekühlt werden, zu verfeinern. Jedoch weist jedes Verfahren die folgenden. Probleme auf.
1 Die Verfeinerung der Körner ist noch unzureichend hinsichtlich der Anforderung an eine Korrosionsbeständigkeit auf höherem Niveau.
2 Der Energieverbrauch zum Nachwärmen der Produkte, die zur Einleitung und Beendigung einer Umwandlung einmal auf einen Temperaturbereich, ein Temperaturbereich, in dem die umgekehrte Umwandlung vollendet wird, abgekühlt wurden, ist sehr groß.
3 Da die oben erwähnten Verfahren ziemlich komplizierte und kostspielige Einrichtungen benötigen, ist die Kostenreduzierung von Konstruktion und Betrieb im Vergleich zu der indirekt prozessgekoppelten Wärmebehandlung nicht so groß.
Um die Körner weiter zu verfeinern und die Härtbarkeit des Stahls zu verbessern, werden in den Druckschriften PJPA Nr. 62-139815, 63-223125 und 64-55335 einige Verfahren gezeigt, in denen ein Stahlerzeugnis nach einer Kornverfeinerung durch Warmumformen im Bereich der Nichtrekristallisation und durch Rekristallisieren direkt vergütet wird.
In dem Verfahren der oben erwähnten Druckschrift Nr. 62-139815 werden Festigkeit und Zähigkeit des Erzeugnisses verbessert, indem der Stahl in einem Temperaturbereich in der Nähe der Fertigwalztemperatur zur Rekristallisation von austenitischen Körnern und der Sperrbeimengung B (Bor) gehalten wird. Dieser Mechanismus ist einem Verhältnis zwischen Härtbarkeit des Stahls und dem Verhalten von Bor während des Verfahrens von der Beendigung des Warmwalzens bis zum Abschrecken zugrunde gelegt. Das Verfahren der genannten Druckschrift Nr. 63-223125 verbessert die Festigkeit und Zähigkeit des Produkts durch ein gleichmäßiges feines Korngefüge von Nr. 8 oder größer der Korngrößenzahl nach JIS (Japanischer Industriestandard). Bei diesem Verfahren wird das Produkt im nicht rekristallisierten Temperaturbereich völlig warmgewalzt, schnell auf eine Temperatur zur Durchwärmung eine kurze Zeit lang erwärmt, ohne unter den Ar&sub3;-Umwandlungspunkt abzukühlen, direkt abgeschreckt und angelassen.
Die oben erwähnte Korverfeinerung durch direktes Abschrecken betrifft die Technologie zur Herstellung des Grobblechs aus kohlenstoffarmem Stahl, in dem die Rekristallisation und das Kornwachstum verhältnismäßig leicht auftreten. Wenn diese Verfahren auf einen Prozess zur Herstellung eines hochfesten, korrosionsbeständigen Stahlrohrs zur Verwendung für eine Erdölbohrung angewandt werden, ist es schwierig, die gleiche Wirkung wie das Grobblech zu erzielen, da die nahtlosen Stahlrohre zur Verwendung für eine Erdölbohrung aus Stählen (0,15 bis 0,30% C) hergestellt sind. Obwohl das Walzen mit einem großen Bearbeitungsverhältnis für das Grobblech aus Stahl, insbesondere aus kohlenstoffarmem Stahl, im nichtrekristallisierten Zustand in einem vergleichsweise niedrigen Temperaturbereich ziemlich leicht ist, wird das gleiche Walzen für das Stahlrohr insbesondere aus Stahl (0,15 bis 0,30% C), das in einem komplizierten Walzverfahren umgeformt wird, äußerst schwierig. Mit anderen Worten, es ist nicht leicht, das Herstellungsverfahren für Stahlbleche auf das Herstellungsverfahren für Stahlrohre anzuwenden. Das Walzen mit einem großen Bearbeitungsverhältnis im Temperaturbereich der Nichtkristallisation unter 1000ºC im allgemeinen Walzverfahren für Rohre, wie den Verfahren mit Stopfenwalzstrasse oder Aufweitdorn-Walzstrasse, bewirkt mehr im Einzelnen Probleme von Überkapazität der Walzstrasse oder Schwierigkeiten beim Abziehen der Aufweitdornstange aus dem Rohr nach dem Walzen. Folglich sind gegenüber diesen Problemen einige Gegenmaßnahmen notwendig.
Erfindungen zur Rekristallisation bei oder nach einem Walzschritt im direkten Abschreckvorgang zur Herstellung von nahtlosen Stahlrohren sind in den Druckschriften PJPA Nr. 61-238917, 05-255749, 05-255750 und 05-271772 offenbart.
Die Erfindung der oben erwähnten Druckschrift Nr. 61-238917 ist gekennzeichnet durch eine Steuerung des Rekristallisationsverhältnisses vor dem Abschrecken auf mehr als 90% und die Verwendung eines Stahls mit einer spezifizierten chemischen Zusammensetzung, wobei ein Erwärmungszustand nach dem Warmwalzen genau festgelegt wird. Jedoch gibt die Druckschrift Nr. 61-238917 nichts über den Walzzustand des nahtlosen Stahlrohrs aus Gründen an, dass eine Verbesserung der Zähigkeit durch Veränderung der Walzbedingungen nicht praktisch ist. Wenn die in der Druckschrift Nr. 61-238917 offenbarte Wärmebehandlung einfach auf das allgemeine Walzverfahren für Rohre wie die Verfahren mit Stopfenwalzstrasse oder Aufweitdorn-Walzstrasse angewandt wird, wird nicht immer ein wünschenswertes gleichmäßiges Feinkorngefüge erzielt. Darüber hinaus wird die Wärmebehandlung das Kornwachstum wahrscheinlich beschleunigen und grobe Körner erzeugen.
Die Druckschriften PJPA Nr. 5-255749 und 5-255750 offenbaren Verfahren zum direkten Abschrecken, bei denen ein Hohlmantel mit spezifizierter chemischer Zusammensetzung während des Walzens auf 1100 bis 900ºC stark abgekühlt wird und anschließend mit einer Dickenreduzierung im Bereich von 15% oder mehr zu einem Rohrmantel mit beabsichtigtem Außendurchmesser und Dicke gewalzt wird. Anschließend wird das Rohr nach dem Nacherwärmen bei 900 bis 1000ºC fertiggewalzt und anschließend direkt abgeschreckt. Die Korngröße von Austenit des Rohres, das in diesem Verfahren schließlich hergestellt wird, beträgt höchstens 8, 9 der Korngrößenzahl nach ASTM, weil das Korn durch das Nachwärmen vor dem Fertigwalzen gewachsen ist, selbst wenn ein sehr feines Korngefüge während des Warmwalzschrittes erreicht wird. Außerdem tritt in dem oben beschriebenen Verfahren wegen der relativ geringen Reduzierung des Fertigwalzens ständig ein ungewöhnliches Kornwachstum auf, so dass das Rohr nicht immer ein gleichmäßiges feines Korngefüge aufweist. Wie oben erwähnt, ist das den Schritt der Nacherwärmung während des Warmwalzens aufweisende Verfahren nicht immer vorteilhaft, um Körner fein und gleichmäßig zu machen. Die Nachwärmtemperatur kann in einem Bereich liegen, in dem das Kornwachstum nicht auftritt. In diesem Fall wird jedoch die Struktur des Rohres ein Gefüge mit länglichem Korn oder ein Mischkorngefüge sein, weil das Walzen nach dem Anlassen im Temperaturbereich der Nichtkristallisation durchgeführt wurde. Das Gefüge mit länglichem Korn verschlechtert insbesondere die Härtbarkeit von Stahl und erhöht die Anisotropie der mechanischen Eigenschaften. Folglich ist es schwierig, das in diesem Verfahren hergestellte nahtlose Stahlrohr zu verwenden, wenn es eine besonders gute Korrosionsbeständigkeit haben muss.
In der Druckschriftt PJPA Nr. 5-271772 wird ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlrohres offenbart, das ein martensitisches Gefüge von mehr als 90% aufweist, wobei das aus einem Knüppel mit einer spezifizierten chemischen Zusammensetzung durch primäres Walzen hergestellte Rohr auf 900 bis etwa 1000ºC nacherwärmt und anschließend nach dem direkten Abschrecken fertiggewalzt wird. Jedoch gibt die Druckschrift Nr. 5-271772 nichts an über die Verarbeitungsbedingungen des Stahlrohres. Was dieses Verfahren betrifft, kann nicht immer ein gleichmäßiges feines Korngefüge erzielt werden, da das Verfahren, welches durch das Nacherwärmen des Rohres gekennzeichnet ist, in diesem Verlauf des Warmwalzens das Gleiche wie die Verfahren der vorhergehenden Druckschriften Nr. 5-255749 und 5-255750 ist. Die in diesem Verfahren erzielte Korngröße des Austenits des Rohres beträgt schließlich höchstens 7,3 der Korngrößennummer nach ASTM.
Verfahren zum direkten Abschrecken eines Stahlrohres, dessen Körner durch Kombination einer chemischen Zusammensetzung des Werkstoffes und einer vorgeschriebenen Anordnung von Walzwerken vor dem Abschrecken feiner gemacht wurden, sind in den Druckschriften PJPA Nr. 5-271772, 6-172854 und 6-172858 offenbart. In diesen Verfahren wird ein Hohlmantel durch zwei oder mehrere, diagonal geneigte Walzwerke (Schrägwalzwerke), die hintereinander angeordnet sind, zu einem Fertigprodukt geformt. Die Art und Weise der Verformung des Walzens im Schrägwalzwerk enthält viele Scherspannungskomponenten. Bei diesen Verfahren wird der Hohlmantel mit einer niedrigeren Temperatur als normalerweise in jeder Walze oder in der ersten Walze gewalzt, und die Temperatur des Rohres wird durch die Umformungswärme erhöht. Das Rohr wird anschließend in dem Schrägwalzwerk gewalzt und zu Endprodukten fertiggewalzt. Gelegentlich wird das Rohr vor dem Fertigwalzen, d. h. nach dem letzten Walzen in dem Schrägwalzwerk, nachgewärmt. Unter den Walzbedingungen hinsichtlich Temperatur und Reduktionsverhältnis, die in diesen Patentschriften im Einzelnen angegeben sind, nimmt das Rohr eine starke Verformung auf, selbst wenn das Walzen im Schrägwalzwerk durchgeführt wird; wobei das produzierte Rohr häufig Defekte (Oberflächendefekte) aufweist. Darüber hinaus beträgt die Korngröße des Austenits des mit diesem Verfahren hergestellten Rohres, weil meistens das Reduzierungsverhältnis beim Fertigwalzen zu klein ist, 10,7 der Korngrößenzahl nach ASTM.
Vor kurzem wurde die Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss von nahtlosen Stahlrohren, insbesondere Rohre für Erdölbohrungen, zu einer wichtigen Angelegenheit als die Förderung von viel Sulfid enthaltendem, stark korrodierendem Rohöl aktiv wurde. Was die Technologie zur Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss angeht, wurden Verfahren zur Verfeinerung des Korngefüges des Rohres in einem Verfahren mit einem oder mehreren Nachwärm- und Abschreckzyklen zum Beispiel in den Druckschriften PJPA Nr. 6-220536, 60-43424, 60-52520, 60-46318, 60-86208, 60- 46317 und 60-86209 offenbart.
In der oben genannten Druckschrift Nr. 6-220536 wird ein Verfahren offenbart, in dem ein Stahlrohr mit einer vorgeschriebenen chemischen Zusammensetzung nachgewärmt und nach dem direkten Abschrecken wiederum abgeschreckt wird. In der Druckschrift Nr. 6- 220536 gibt es jedoch keine Beschreibung der Bearbeitungsbedingungen des Stahlrohres insbesondere des Fertigwalzzustandes genau vor dem direkten Abschrecken. Wenn ein Stahlrohr nach dem Fertigwalzen im normalen Walzverfahren für nahtlose Stahlrohre durch das Stopfenwalzwerk oder Aufweitdornwalzwerk direktem Abschrecken unterzogen wird, wird die Mikrostruktur des hergestellten Rohres nicht immer ein allerfeinstes gleichmäßiges Korngefüge werden, weil häufig ein abnormes Kornwachstum bei einer Nachwärm- und Abschreckbehandlung nach dem direkten Abschrecken auftritt. Das so hergestellte Rohr kann eine schlechtere Korrosionsbeständigkeit aufweisen.
Die oben genannten Druckschriften PJPA Nr. 60-43424 und 60-52520 offenbaren Verfahren, bei denen Stähle nachgewärmt und dann nach dem direkten Abschrecken abgelöscht werden. In diesem Verfahren werden die Stähle, die vorgeschriebene chemische Zusammensetzungen aufweisen, mit nicht weniger als 20% Dickenreduzierung bei einer Temperatur von 1000ºC oder weniger, genau vor dem direkten Abschrecken warmgewalzt. Obwohl diese Verfahren durch Fertigwalzen in einem niedrigeren Temperaturbereich wie 1100ºC oder weniger gekennzeichnet sind, betragen die Werte der Dickenreduzierung beim Walzen meistens etwa 40% wie es in Beispielen angegeben ist. Jedoch weist nur der mit etwa 40% der Reduzierung gewalzte Stahl nach dem direkten Abschrecken nie zufriedenstellend verfeinerte, austentische Körner auf, welche die Ausgangskörner in den Nachwärm- und Abschreckschritten werden. Folglich sollten die Nachwärm- und Abschreckzyklen viele Male wiederholt werden, um allerfeinste Körner des Stahls zu erzielen.
Die Druckschriften PJPA Nr. 60-46318 und 60-86208 offenbaren ein Verfahren zum Nachwärmen und Abschrecken der Rohre, bei denen ein Stahl mit einer vorgeschriebenen chemischen Zusammensetzung dem primären Warmwalzen im Bereich der austenitischen Phase und dem sekundären Warmwalzen unterzogen wird, nachdem er warmgehalten oder nachgewärmt wurde, um die Einleitung einer Umwandlung in die ferritische Phase zu unterdrücken, und der gewalzte Stahl anschließend direkt abgeschreckt wird. In diesem Verfahren können die austenitischen Körner nach dem direkten Abschrecken, welche die Ausgangskörner in den Nachwärm- und Abschreckschritten werden, nicht genügend verfeinert werden, weil die Umwandlung zwischen dem primären und dem sekundären Walzschritt unterdrückt wird. Deshalb sollten die Nachwärm- und Abschreckzyklen viele Male wiederholt werden, um ein wünschenswertes feines Korngefüge zu erzielen. Da die Walzbedingungen insbesondere die Bedingungen beim Nachwalzen vor dem direkten Abschrecken in beiden Druckschriften 60-46318 oder 60-86208 überhaupt nicht beschrieben sind, muß angenommen werden, dass das Nachwalzen (Fertigwalzen) unter den normalen Bedingungen für die allgemeine Herstellung eines nahtlosen Stahlrohres durchgeführt und das Rohr anschließend direkt abgeschreckt wird. In dem so hergestellten Stahlrohr tritt im Gegensatz zur Erwartung häufig ein abnormes Kornwachstum durch die Wiederholung des Nachwärm- und Abschreckzyklus auf, weshalb das Stahlrohr eine schlechtere Korrosionsbeständigkeit aufweist, weil das Gefüge des Stahls nicht immer allerfeinstes gleichmäßiges Korn ist.
In den Druckschriften PJPA Nr. 60-46317 und 60-86209 sind Verfahren zum Nachwärmen und Abschrecken von Rohren offenbart, bei denen ein Stahl mit einer vorgeschriebenen chemischen Zusammensetzung im Bereich der austenitischen Phase primär warmgewalzt und in die ferritische Phase umgewandelt wird, anschließend noch einmal im Bereich der austenitischen Phase nachgewärmt, dann sekundär warmgewalzt und direkt abgeschreckt wird. Austenitische Körner des Stahls, die nach dem direkten Abschrecken im Nachwärm- und Abschreckverfahren zu Ausgangskörnern werden, werden in diesem Verfahren fein, weil sich der Stahl zwischen dem primären Warmwalzen und dem sekundären Warmwalzen umwandelt. Unter dem Gesichtspunkt eines Energiezuwachses ist es jedoch nicht vorzuziehen, das Rohr auf den Temperaturbereich der ferritischen Phase abzukühlen und anschließend auf den Bereich der austenitischen Phase nachzuwärmen. Ferner erfordert das Verfahren eine große Ausrüstung, was zu einem bemerkenswerten Anstieg der Produktionskosten führt. Außerdem gibt es weder in der Druckschrift 60-46317 noch der Druckschrift 60-86209 eine Beschreibung der Walzbedingungen insbesondere derjenigen beim sekundären Warmwalzen vor dem direkten Abschrecken. Wie oben erwähnt, tritt im Gegensatz zum Nachwärm- und Abschreckvorgang das abnorme Kornwachstum auf, wenn das sekundäre Walzen (Fertigwalzen) unter normalen Bedingungen für die allgemeine Herstellung von nahtlosem Stahlrohr durchgeführt und das Rohr direkt abgeschreckt wird, weshalb das Rohr häufig eine schlechtere Korrosionsbeständigkeit aufweist, weil das Gefüge des Stahls nicht immer allerfeinstes gleichmäßiges Korn ist.
Es wurden viele Untersuchungen zum Verhältnis zwischen der Metallographie von Stahl und der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss vorgenommen, um die Beständigkeit des Stahls gegen Sulfid-Spannungsriss zu verbessern. Einige dieser Verfahren zur metallografischen Verbesserung der Beständigkeit des Stahls gegen Sulfid-Spannungsriss sind folgende:
1 Präzisieren der chemischen Zusammensetzung des Stahls
2 Präzisieren des Metallgefüges
3 Verbesserung des Wärmebehandlungsverfahrens und
4 Kombination der oben erwähnten Verfahren.
Was die Verfahren zur Präzisierung der chemischen Zusammensetzung betrifft, wird zuerst in der Druckschrift PJPA Nr. 62-253720 ein Verfahren zur Festsetzung der Anteile von Si, Mn, P und Mo sowie der technischen Streckgrenze des Stahls gezeigt. In der Druckschrift Nr. 63-274717 ist ein Verfahren zur Auswahl von unlegiertem Hartstahl dargestellt, wobei in den Druckschriften Nr. 62-149813 und Nr. 63-238242 jeweils Verfahren zur Beimengung von Zr zum Stahl gezeigt werden. Da W (Wolfram) ein Element der gleichen Gruppe im Periodensystem ist und ähnliche chemische Eigenschaften wie Mo besitzt, wurde W mit Mo zusammen als Legierungselement beigemischt. Zum Beispiel offenbart die Druckschrift PJPA Nr. 60-52520 ein Verfahren, bei dem 0,05 bis 0,8% Mo und (1/2) W enthaltender Stahl direkt abgeschreckt und angelassen wird, um die Beständigkeit gegen Sulfid- Spannungsriss durch Unterdrückung der Seigerung von Fremdstoffen zu verbessern. Jedoch sind sämtliche in diesen PJPA beschriebenen Verfahren dem normalen direkten Abschrecken zugrunde gelegt, weshalb es schwierig ist, die Beständigkeit gegen Sulfid- Spannungsriss des hochfesten Stahls, der einem herkömmlichen direkten Abschreckverfahren unterzogen wird, selbst wenn die chemische Zusammensetzung des Stahls wie oben erwähnt festgesetzt ist, zu senken.
Was die Verbesserung eines Metallgefüges betrifft, ist weitverbreitet bekannt, dass das Gefüge, welches hauptsächlich aus angelassenem Martensit besteht, eine hervorragende Beständigkeit des Stahls gegen Sulfid-Spannungsriss aufweist und dass sein feines Korngefüge gewünscht ist. In den Druckschriften PJPA Nr. 63-93822 und 62-30849 ist außerdem jeweils ein Verfahren zur Bildung von Bainitgefüge und ein Verfahren zur Bildung von langgestrecktem Korngefüge offenbart. Außerdem sind in den Druckschriften PJPA Nr. 54-117311 oder 61-9519 andere Verfahren als Wärmebehandlungsverfahren zur Erzielung eines feinkörnigen Gefüges offenbart, die eine schnelle Erwärmung durch Induktionheizausrüstungen usw. nutzen. Diese Verfahren nutzen jedoch die normale Technologie des Nachwärmens und Abschreckens. Obwohl ihre Wirkung zur Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des Stahls erkannt worden ist, können diese Verfahren nicht die industrielle Anforderung zur Herstellung von hochqualitativen, nahtlosen Stahlrohren mit höherer Produktivität durch die direkte Abschrecktechnologie unter Verwendung von ökonomischen Einrichtungen zufriedenstellen.

ABRISS DER ERFINDUNG

Betrachtet man das normale Herstellungsverfahren für nahtlose Stahlrohre, so wird ein unbearbeitetes Rohr, d. h. ein Hohlmantel, der aus einem Stahlknüppel mittels einer Schrägwalze (Lochwalze) hergestellt worden ist, langgestreckt und mit einer Stopfenwalze oder einem Aufweitdorn gedehnt und mit einem Nachwalzwerk oder Reduzierwalzwerk zum Rohr fertiggewalzt. Bis zu diesem Schritt wird das Verfahren "Rohrherstellungsverfahren" genannt. Das hergestellte nahtlose Stahlrohr wird nach einer Wärmebehandlung (für hochfeste Stahlrohre normalerweise Vergüten), die dem Rohr die erforderlichen mechanischen Eigenschaften und Korrosionsbeständigkeit verleiht, versandt.
Es gibt einen technologischen Trend, das oben erwähnte Wärmebehandlungsverfahren in der Linie des Rohrherstellungsverfahrens durchzuführen, um ein Verfahren und Einrichtungen zu erzielen, die ökonomisch sind. Der Vorgang des direkten Abschreckens ist ein typischer. Es gibt jedoch, wie oben erwähnt, viele Probleme beim direkten Abschreckvorgang für nahtlose Stahlrohre, die bisher vorgestellt worden sind; und durch die Nutzung dieser Verfahren ist es schwierig, Stahlrohre zu produzieren, die Eigenschaften aufweisen, die denen von Rohren entsprechen oder besser als die von Rohren sind, die im Verfahren mit "indirekt prozessgekoppeltem Nachwärmen und Abschrecken" hergestellt wurden.
Die Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines nahtlosen Stahlrohres mit Eigenschaften, die gegenüber dem Rohr, das im normalen "indirekt prozessgekoppelten Nachwärm- und Abschreckverfahren" hergestellt wurde, hervorragend sind, wobei das Verfahren rationell und ökonomisch ist, genauso wie das herkömmliche direkte Abschreckverfahren, in welchem das hergestellte Rohr in einer direkt mit der Rohrherstellungslinie verbundenen Linie wärmebehandelt wird.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht ausführlicher darin, ein Verfahrens zur Massenproduktion von nahtlosen Stahlrohren der Qualität C 110 oder darüber mit einer ausgezeichneten Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss ökonomisch zur Verfügung zu stellen.
Qualität C 110 bedeutet die Qualität eines hochfesten, nahtlosen Stahlrohres mit einer technischen Streckgrenze von 110 bis 125 ksi (77 bis 88 kgf/mm²). Dies ist eine Standardqualität, die bei Herstellern von Rohrerzeugnissen für Erdölbohrungen wie eine Qualität über der C 90- Qualität des API (American Petroleum Institute) in Bezug auf das hochfeste, korrosionsbeständige nahtlose Stahlrohr verwendet wird. Ferner sind einige Qualitäten nachgefragt worden, die höher als C 110 sind, wie die Qualität C 125 (technische Streckgrenze 125 bis 140 ksi, d. h. 88 bis 98 kgf/mm²) und die Qualität C 140 (technische Streckgrenze 140 bis 155 ksi, d. h. 98 bis 109 kgf/mm²). Diese Erfindung betrifft die Herstellung von allen diesen Qualitäten für hochfeste, nahtlose Stahlrohre.
Das Ziel der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss ist, dass der Spannungsschwellwert (σth) der Einleitung eines Bruchs des Stahlrohres im NACE TM 0177 Bad (später ausführlich erwähnt) 80% oder mehr der vorgeschriebenen minimalen technischen Streckgrenze jeder Qualität ist.
Das Verfahren dieser Erfindung zur Erreichung der oben erwähnten Aufgaben ist wie folgt: (im folgenden bedeutet "%" Gehalt an Legierungselement "Gewichts %").
Ein Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen Stahlrohres mit einer hohen Festigkeit und einer ausgezeichneten Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss umfasst die Schritte der warmen Lochbildung und des Warmwalzens, indem ein Block aus niedriglegiertem Stahl verwendet wird, der 0,15 bis 0,50% C; 0,1 bis 1,5% Cr; 0,1 bis 1,5% Mo; 0,005 bis 0,50 % Al; 0,005 bis 0,50% Ti und 0,003 bis 0,50% Nb enthält, und das auch dadurch gekennzeichnet ist, dass es die folgenden Schritte (1) bis (5) umfasst:
(1) Warmwalzen bei einem Verhältnis der Querschnittsreduzierung von 40% oder mehr
(2) Beendigung des Warmwalzens in einem Temperaturbereich von 800 bis 1100ºC
(3) Legen des hergestellten Stahlrohres direkt in eine komplementäre Heizeinrichtung nach dem Fertigwalzen und komplementäres Erwärmen bei einer Temperatur und einer Zeit, welche die folgende Formel (a) erfüllen
23 500 ≤ (T + 273)·(21 + log t) ≤ 26 000 (a),
wobei T (ºC) eine Temperatur von nicht niedriger als 850ºC und t die Zeit in (Std.) ist.
(4) Abschrecken des Stahlrohres unmittelbar nach dem Herausnehmen aus der komplementären Heizeinrichtung und
(5) Anlassen des Rohrs mit einer Temperatur, die nicht höher als der Ac&sub1;-Umwandlungspunkt ist, als letzte Wärmebehandlung.
Das Verfahren nach dieser Erfindung ist gekennzeichnet durch die Auswahl von optimalen Bereichen einer chemischen Zusammensetzung des Stahlblocks, der Walzbedingung und der Wärmebehandlungsbedingung sowie die Kombination dieser Bereiche. Bei diesem Verfahren wird das durch Warmwalzen hergestellte Rohr unmittelbar nach dem Fertigwalzen ohne scheinbares Abkühlen in die komplementäre Heizeinrichtung gelegt. Die Rohrfertigungslinie ist mit der komplementären Heizeinrichtung ausgerüstet, wobei das aus der Vorrichtung herausgenommene Stahlrohr abgeschreckt wird, um sofort auszuhärten. Folglich ist dieses Verfahren wesentlich anders als das normale "Verfahren mit indirekt prozessgekoppeltem Nachwärmen und Abschrecken". Andererseits ist dieses Verfahren auch unterschiedlich zu dem herkömmlichen "Verfahren mit direktem Abschrecken", da es den komplementären Wärmschritt zwischen dem Rohrfertigungsverfahren und dem Wärmebehandlungsvorgang (Härten) gibt. Um den Unterschied im Vorgang dieser Verfahren klarzumachen, wird sich anschließend die Wärmebehandlung des Verfahrens nach dieser Erfindung auf "prozessgekoppelte Wärmebehandlung" beziehen, wobei die Abschreckbehandlung in dieser prozessgekoppelten Wärmebehandlung "prozessgekoppeltes Abschrecken" genannt wird.
Zwischen dem Schritt (4) und dem Schritt (5) kann zumindest eine zwischengeschaltete Wärmebehandlung, die aus Abschrecken oder Vergüten besteht, eingefügt werden. Die Anlasstemperatur zum Abschrecken in der zwischengeschalteten Wärmebehandlung sollte im Bereich vom Ac&sub3;-Umwandlungspunkt und "Ac&sub3;-Umwandlungspunkt + 100ºC" liegen.
Ein Beispiel einer bevorzugten chemischen Zusammensetzung des Stahlblocks für das Verfahren nach dieser Erfindung ist wie folgt:
Fe und zufällige Verunreinigungen, der Rest und die Anteile von Ti, Zr und N werden durch die folgende Formel (b) definiert:
Ti(%) - (48/14)·{N(%) - (14/91)·Zr(%)} > 0 (b)
Insbesondere ist es wünschenswert, dass der Anteil an V von 0,05 bis 0,5% beträgt. Darüber hinaus ist es für eine weiter verbesserte Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss wünschenswert, dass der Si-Gehalt und/oder der Mn-Gehalt des Blocks nicht mehr als 0,1% beträgt.
Verunreinigungen von P und S sowie Anteile dieser Verunreinigungen sollten am besten so gering wie möglich sein. Es wird mehr gewünscht, dass der Anteil von P und S auf nicht mehr als jeweils 0,005% und 0,0007% gesenkt wird.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Es zeigen
Fig. 1 ein Ablaufdiagramm, das die Schritte von der Erwärmung des Blocks bis zum "prozessgekoppelten Abschrecken" im Herstellungsverfahren nach dieser Erfindung für ein nahtloses Stahlrohr darstellt;
Fig. 2 eine teilweise seitliche Schnittansicht, die das Lochwalzwerk darstellt, über dem konische Formwalzen angeordnet sind;
Fig. 3 eine Tabelle, welche die chemischen Zusammensetzungen der Stähle zeigt, die im Beispiel verwendet werden;
Fig. 4 eine Tabelle, welche die Spannungsschwellwerte zur Einleitung eines Bruches für Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss der im Verfahren nach dieser Erfindung hergestellten Rohre darstellt;
Fig. 5 und Fig. 6 Tabellen, welche Bedingungen zur Umformung und Wärmebehandlung im Versuch des Beispiels darstellen;
Fig. 7 und Fig. 8 Tabellen, welche die Ergebnisse der Versuche gemäß den Bedingungen in Fig. 5 und Fig. 6 darstellen.

BESTE AUSFÜHRUNGSART DER ERFINDUNG

I. Chemische Zusammensetzung des Werkstoffs (Block):

Der Block ist aus einem niedriglegierten Stahl, der als wesentliche Legierungselemente 0,15 bis 0,50% C; 0,1 bis 1,5% Cr; 0,1 bis 1,5% Mo; 0,005 bis 0,50% Al; 0,005 bis 0,50 % Ti und 0,003 bis 0,50% Nb enthält, hergestellt. Als erstes werden die Funktion und technische Gründe zur Bestimmung des Anteils von jedem wichtigen Legierungselement beschrieben.

Kohlenstoff:

Kohlenstoff (C) ist notwendig, um die Festigkeit des Stahls zu erhöhen und seine Härtbarkeit zu verbessern. Wenn die Menge von C geringer als 0,15% ist, wird die Härtbarkeit des Stahls nicht ausreichend, und die hohe Festigkeit des Stahls kann nicht erreicht werden. Wenn der Kohlenstoffgehalt 0,50% überschreitet, besteht andererseits die Tendenz, dass Härteriss und verzögerter Bruch auftreten und die Herstellung des nahtlosen Stahlrohres schwierig wird. Deshalb ist der C-Gehalt in einem Bereich von 0,15 bis 0,50% festgelegt. Der bevorzugte Bereich des C-Gehaltes liegt bei 0,20 bis 0,50%, wobei der am meisten bevorzugte Bereich bei 0,20 bis 0,35% liegt.

Chrom:

Chrom (Cr) erhöht die Festigkeit des Stahls, was zur Verbesserung der Härtbarkeit führt und außerdem die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss verbessert. Weniger als 0,1 % Cr kann diese Effekte im Stahl nicht erzeugen. Andererseits führt mehr als 1,5% Cr zu einer Abnahme von Zähigkeit und Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des Stahls. Folglich ist der Cr-Gehalt in einem Bereich von 0,1 bis 1,5% definiert. Ein bevorzugter Bereich liegt bei 0,3% bis 1,2%.

Molybdän:

Molybdän (Mo) erhöht auch die Festigkeit des Stahls auf Grund der Verbesserung der Härtbarkeit. Dieses Element erhöht den Widerstand gegenüber der Entfestigung durch Anlassen von Stahl und verbessert außerdem die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. Diese Effekte sind mit einem Mo-Gehalt von weniger als 0,1% nicht genügend zu erreichen. Wenn der Mo-Gehalt 1,5% überschreitet, werden andererseits die Wirkungen der Beimischung von Mo gesättigt, wobei sich die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss verschlechtert, weil der Überschuss von Mo nadelartige, feine Carbidpartikel abscheidet, die einen hohen Koeffizienten der Spannungskonzentration aufweisen und zu Risse einleitenden Punkten von Sulfid-Spannungsriss werden. Folglich liegt ein vernünftiger Gehalt an Mo von 0,1 bis 1,5%. Ein bevorzugter Bereich des Mo-Gehalts ist von 0,20 bis 1,0% und besser 0,3 bis 0,8%.

Aluminium:

Aluminium (Al) ist ein Element, welches als Deoxidationsmittel des Stahls benötigt wird. Wenn der Anteil von Al geringer als 0,005% ist, kann die Desoxidationswirkung nicht erreicht werden; wenn der Anteil von Al 0,5% überschreitet, nehmen die Einschlüsse des Stahls zu und die Zähigkeit ab, wobei Defekte an mit Gewinde versehenen Teilen des Stahlrohres dazu neigen, häufig aufzutreten. Deshalb liegt ein passender Al-Anteil im Bereich von 0,005 bis 0,5%

Titan:

Titan (Ti) ist in Anteilen enthalten, die zur Bindung von Stickstoff N, einer der Verunreinigungen wie TiN, ausreichend sind. Infolge der Bindung von N existiert im Falle von Bor (B) enthaltendem Stahl zum Beispiel B als Beimengung im Stahl, ohne Bormononitrid BN zu bilden, was zur Verbesserung der Härtbarkeit des Stahls effektiv beiträgt. Die Beimengung Ti im Stahl, d. h. Ti in übermäßigen Größen zur Bildung von TiN neigt dazu, den Bereich der Nichtkristallisation des Stahls bis zu einem höheren Temperaturbereich zu erweitern und unterstützt die Aufnahme eines Teils der Verformungsspannung bei hohen Temperaturen. Stahl mit feinen rekristallisierten Körnern kann erzielt werden, wenn eine vergleichsweise niedrige Temperatur der komplementären Erwärmung gewählt ist und der Stahl einen Zeitraum lang gehalten wird, indem die zuvor erwähnte Formel (a) erfüllt wird. Da sich die Beimengung Ti beim Anlassen nach dem prozessgekoppelten Abschrecken fein abscheidet und die Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen sich verbessert, ermöglichen sowohl Ti als auch Mo (Mo und W im Falle einer Beimengung von W) den Stahl mit einer höheren Temperatur anzulassen. Wenn der Anteil von Ti geringer als 0,005 % wird, ist der oben erwähnte Effekt klein. Andererseits wird die Zähigkeit des Stahls verschlechtert, wenn der Ti-Gehalt 0,50% überschreitet.

Niob:

Nb-Carbonitrid, das sich im Stahl beim Erwärmen auf eine hohe Temperatur vor der Lochbildung auflöst, scheidet sich in den Schritten Walzen, komplementäres Erwärmen und prozessgekoppeltes Abschrecken kaum ab, weil die Abscheiderate von Nb-Carbonitrid sehr klein ist. Jedoch scheiden sich kleine Mengen von Nb-Carbonitrid als feine Partikel im komplemetären Erwärmungsschritt ab. Da die Anzahl der Partikel nicht so klein ist, unterdrücken die Partikel die Vergröberung von Körnern des Stahls und verhindern das abnorme Kornwachstum im prozessgekoppelten Abschreckschritt. Der größte Teil der Beimengung Nb scheidet sich als feine Partikel des Carbonitrids ab, was die Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen des Stahls erhöht, wobei dieser Effekt zu einer Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss führt.
Da die Beimengung Nb die Erweiterung des Temperaturbereiches, in dem die elastische Verformung aufgenommen wird, bewirkt, ist Nb ist ein unentbehrliches Legierungselement, um das feine rekristallisierte Korngefüge zu erzielen. Die Wirkung ist größer als die von Ti.
Wenn der Gehalt an Nb geringer als 0,003% ist, können die oben erwähnten verschiedenen Effekte nicht erzielt werden; und wenn der Gehalt größer als 0,50% ist, verschlechtert sich die Zähigkeit des Stahls. Folglich ist ein geeigneter Bereich des Gehaltes an Nb 0,003 bis 0,50% und ein bevorzugter Bereich 0,005 bis 0,50%.

Kombinierter Zusatz von Ti und Nb:

Eine der Eigenschaften des Blocks für das Verfahren nach dieser Erfindung ist, dass er ein Stahl mit 0,15 bis 0,30% C ist, der Nb und Ti zusammen enthält.
Wenn das komplementäre Erwärmungsverfahren unter der in der Formel (a) definierten Bedingung auf das Rohr angewandt wird, das aus dem Ti und Nb enthaltenden Block hergestellt und mit einem hohen Reduzierungsverhältnis gewalzt wurde, weist das Rohr vor dem direkten Abschrecken ein rekristallisiertes Korngefüge auf, das viele feine Partikel aus Nb-Ti-Carbonitrid und einen geeeigneten Anteil von gelöstem Nb und Ti enthält.
Wenn durch Erstarrung Nb-Ti-Carbonitrid zu groben Partikeln wird, oder der größte Teil des gelösten Nb und Ti als Nb-Ti-Carbonitrid abgeschieden ist, kann das Gefüge aus gleichförmigem, allerfeinsten Korn und der Effekt der Verbesserung der Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen nicht erzielt werden, selbst wenn der Stahl nach der komplementären Erwärmungsprozedur abgeschreckt ist. Andererseits besitzt das Stahlrohr, welches das rekristallisierte Korngefüge aufweist, das einen geeigneten Anteil von gelöstem Nb und Ti enthält, sicherlich das gleichmäßige, allerfeinste Korngefüge, weil ein abnormes Kornwachstum durch abgeschiedene feine Partikel gesenkt wird, die eine Auswirkung haben, die Bewegung der Korngrenzen zu unterdrücken.
Die Beimengungen Nb und Ti scheiden sich beim Anlassen als feine Partikel von Carbonitrid ab, wobei die Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen bemerkenswert erhöht wird. Da die erhöhte Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen es ermöglicht, den abgeschreckten Stahl auf einer höheren Temperatur anzuwärmen, wird von diesem angelassenen Stahl mehr innere Spannung als bei normalen Stählen der gleichen Festigkeitshöhe freigegeben, wobei das Carbid in diesem Stahl außerdem viel mehr weichgeglüht ist.
Deshalb ist die Korrosionsbeständigkeit, insbesondere die Beständigkeit gegen Sulfid- Spannungsriss, weiter verbessert. Die oben erwähnten Effekte, das Korngefüge gleichmäßig zu machen und zu verfeinern, kann nur in dem Falle erzielt werden, dass der Stahl in kleinen Mengen sowohl Nb als auch Ti enthält.
Selbst wenn Nb oder Ti im Stahl enthalten ist, wandelt er sich im Falle ohne komplementäres Erwärmen vor dem Abschrecken um durch Abschrecken vom nicht rekristallisierten, strukturierten Zustand. Der Stahl, der ein aus dem nicht rekristallisierten, austenitischen Zustand rekristallisiertes Gefüge aufweist, zeigt keine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. Das feine austenitische Korngefüge kann nur durch den komplementären Erwärmungsvorgang im Niedrigtemperaturbereich erzielt werden, wobei der Stahl mit einer aufgenommenen Verformungsspannung rekristallisiert wird. Der anschließend abgeschreckte Stahl weist ein umgewandeltes feines Gefüge auf, das eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss zeigt.
Das Folgende ist eine Beschreibung von anderen Legierungselementen, die wahlweise enthalten sein können, und von Verunreinigungen in dem im Verfahren nach dieser Erfindung zu verwendenden Block.

Silizium:

Silizium (Si) ist ein Element, das im Stahl zwangsläufig enthalten ist und zur Desoxidation des Stahls beiträgt. Da das Element die Beständigkeit des Stahls gegen Entfestigung durch Anlassen erhöht und dadurch die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss verbessert, kann es eindeutig in einer Menge von nicht weniger als 0,1% beigemischt werden. Da jedoch mehr als 1,5% von Si die Zähigkeit und Beständigkeit des Stahls gegen Sulfid- Spannungsriss unerwartet verschlechtert, sollte der Si-Gehalt nicht mehr als 1,5% betragen.
Wenn der Si-Gehalt mehr als 0,1% gesenkt ist, wird die Korngrenzensprödigkeit verhindert und die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss beträchtlich erhöht. Falls insbesondere eine Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss erforderlich ist, sollte deshalb Si nicht eindeutig beigemischt und sein Inhalt bis auf 0,1%, besser bis auf 0,05% gesenkt werden.

Mangan:

Mangan (Mn) ist ebenfalls ein Element, das im Stahl zwangsläufig enthalten ist und zum Entzug von Sauerstoff und zur Entfernung des Schwefels aus dem Stahl beiträgt. Um diese Effekte zu erzielen, kann es eindeutig, vorzugsweise zu nicht weniger als 0,1% beigemischt werden. Wenn der Mn-Gehalt Mn 1,5% überschreitet, werden Zähigkeit und Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des Stahls jedoch verschlechtert, deshalb sollte der Gehalt bis auf 1,5% vorzugsweise bis auf 1,0% gesenkt werden.
Wenn ein Sauerstoffentzug durch Al und eine Entfernung des Schwefels durch das später erwähnte Kalzium (Ca) vollständig erzielt werden, beträgt der Mn-Gehalt als Verunreinigung vorzugsweise nicht mehr als 0,1%, wobei weniger besser ist. Beim prozessgekoppelten Abschrecken wird die Korngrenzenseigerung von Mn, das die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss wegen der Sprödigkeit der Korngrenze verschlechtert, verringert, wenn der Gehalt von Mn auf weniger als 0,1% gesenkt wird. Es ist noch wünschenswerter, dass der Mn-Gehalt nicht mehr als 0,05% gesenkt wird.

Absenken des Gehaltes von Mn und Si:

Wird ein Stahlrohr im Verfahren dieser Erfindung der prozessgekoppelten Wärmebehandlung unterzogen, so wird die Beständigkeit des Stahls gegen Sulfid-Spannungsriss erheblich verbessert, indem der jeweilige Gehalt an Mn und Si auf weniger als 0,1% geregelt wird. Der Grund für diese Verbesserung ist nicht vollständig klargestellt aber wie folgt gedacht:
Im herkömmlichen Verfahren mit Nachwärmen und Abschrecken entmischen sich Mn und Si um die Korngrenzen herum bei einer Abkühlung auf Raumtemperatur mit vergleichsweise geringer Geschwindigkeit nach dem Rohrherstellungsverfahren, selbst wenn die Anteile von Si und Mn auf weniger als 0,1% reduziert sind. Die Korngrenzenseigerung von Mn und Si tritt in einer normalen Haltezeit des Nachwärmens vor dem Abschrecken nicht auf, weil für die Diffusion des entmischten Mn und Si zuviel Zeit benötigt wird. In der prozessgekoppelten Wärmebehandlung wird das Stahlrohr, da es nach dem Rohrherstellungsschritt komplementär erwärmt und anschließend direkt abgeschreckt wurde, schnell abgekühlt und durchläuft in kurzer Zeit einen Temperaturbereich, in dem eine Entmischung von Mn und Si auftritt. Folglich wird die Abscheidung von Mn und Si um die Korngrenzen herum fast verhindert.
Die oben erwähnte Reduzierung des Gehaltes entweder von Si oder Mn zeigt den bemerkenswerten Effekt einer Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. Obwohl es effektiv ist, entweder Si oder Mn auf weniger als 0,1% zu senken, wird die Wirkung größer, wenn beide Elemente auf weniger als 0,1% reduziert werden.

Phosphor:

Phosphor (P) ist ein Element, das im Stahl zwangsläufig enthalten ist.. Da Phosphor für die Zähigkeit und Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des Stahls wegen Entmischung um die Korngrenzen herum nachteilig ist, sollte sein Gehalt nicht mehr als 0,05%, vorzugsweise nicht mehr als 0,025% gesenkt werden. Um insbesondere die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss zu verbessern, ist es wünschenswert, den Gehalt auf nicht mehr als 0,002% zu senken.

Schwefel:

Als zufällige Verunreinigung so wie Phosphor bildet mehr als 0,01% S große Einschlüsse, die für die Zähigkeit und Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des Stahls schädlich sind. Deshalb sollte Schwefel in einem Bereich von 0,01% oder weniger gesteuert werden. Speziell für den Zweck einer bedeutenden Verbesserung in der Beständigkeit gegen Sulfid- Spannungsriss des Stahls ist es wünschenswert, den Anteil von Schwefel auf nicht mehr als 0,0007% zu senken.

Senken der Anteile von P und S:

Es wird eine prozessgekoppelte Vorgehensweise der Wärmebehandlung im Verfahren nach dieser Erfindung angenommen. Bei diesem Verfahren wird die obere Grenze des Anteils an Phosphor- und/oder Schwefelverunreinigungen niedriger gesteuert, wobei eine hervorragende Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des Stahlrohres erzielt werden kann, wie es in dem später beschriebenen Beispiel gezeigt wird. Eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss wird nämlich erreicht, wenn der Anteil von P auf nicht mehr als 0,005% eingeschränkt ist. Wenn der Anteil nicht mehr als 0,002% beträgt, wird die Verbesserung ausgezeichnet. Eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Sulfid- Spannungsriss wird auch erreicht, wenn der Anteil von Schwefel auf 0,0007% oder weniger gesenkt ist, wobei der Effekt größer wird, wenn der Anteil von Schwefel nicht mehr als 0,0003% ist. Es wird in Erwägung gezogen, dass der Grund, weshalb die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss durch Reduzierung der Anteile von Phosphor und Schwefel sich erheblich verbessert, insbesondere wenn die prozessgekoppelte Wärmebehandlung angenommen wird, auf einem ähnlichen Prinzip der Reduzierung von Anteilen von Mn und Si wie oben beschrieben basiert.
Im normalen Verfahren mit Nachwärmen und Abschrecken tritt nach dem Walzen während des Abkühlens auf Raumtemperatur eine Entmischung um die Korngrenzen von Phosphor und im Stahl eine Abscheidung von MnS auf. In dem normalen Nacherwärmschritt zum Abschrecken kann der entmischte Phosphor oder das abgeschiedene MnS nicht ausreichend in Dispersion gehen oder sich in der Stahlmatrix auflösen. Selbst wenn der Gehalt an Phosphor oder Schwefel auf weniger als 0,005% bzw. 0,0007% reduziert ist, bleibt die Entmischung oder die Abscheidung. Andererseits ist es im Falle der prozessgekoppelten Wärmebehandlung kaum möglich, die Entmischung oder die Abscheidung zu erhalten, wobei das Rohr komplementär erwärmt und direkt abgeschreckt wird, weil das Rohr beim Abschrecken den Temperaturbereich, in dem die Entmischung und die Abscheidung leicht auftreten, schnell durchläuft. Mit anderen Worten, die Anteile von fester Lösung von P und MnS erhöhen sich. Folglich ist es möglich, dass die Entmischung oder die Abscheidung kaum auftreten, wenn der Anteil von Phosphor oder Schwefel auf nicht mehr als jeweils 0,005% oder 0,0007% gesenkt wird.
Da der Effekt, Phosphor oder Schwefel auf ein extrem niedriges Niveau zu reduzieren, nicht voneinander abhängig ist, wird die Reduzierung von jedem Element effektiv. Es ist jedoch wünschenswert, dass beide Elemente gleichzeitig unterhalb der oben erwähnten, oberen Grenzen gesteuert werden. Indem sowohl P als auch S reduziert wird, wird die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss stark verbessert.

Nickel:

Nickel (Ni) bewirkt eine Verbesserung der Zähigkeit des Stahls, wobei es aber hinsichtlich der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss ein nachteiliges Element ist. Deshalb sollte sein Gehalt auf bis zu 0,1% beschränkt werden, selbst wenn es beigemischt wird. Die beabsichtigte Beimischung von Ni ist nicht notwendig.

Wolfram:

Wolfram (W) ist kein unentbehrliches Legierungselement. Die Beimischung von W erhöht jedoch die Festigkeit des Stahls wegen der Verbesserung der Härtbarkeit und erhöht die Beständigkeit gegenüber einer Entfestigung durch Anlassen und verbessert die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. Deshalb ist es möglich, W zusammen mit Mo zu verwenden, um die Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen zu verbessern, indem der zuvor erwähnte Gehalt an Mo innerhalb des Bereiches gehalten wird, in welchem die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss nicht verletzt wird. Um die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des hochfesten Stahlrohres wie Qualität C 125 oder höher zu verbessern, ist es zum Beispiel unentbehrlich, eine Vergütung bei einer hohen Temperatur von über 600ºC anzuwenden. Wenn beabsichtigt ist, eine Abnahme der Festigkeit des Stahls durch Vergütung mit hoher Temperatur nur mit einer Erhöhung des Mo-Anteils zu kompensieren, wird die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss durch Abscheidung von großem, nadelähnlichen Molybdäncarbid wegen der übermäßigen Menge von Mb verschlechtert. W hat auf die Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen die gleiche Wirkung wie Mo und dadurch einen Vorteil, dass wegen der geringen Diffusionsgeschwindigkeit, die auf dem schweren Atomgewicht von etwa dem Zweifachen von Mo basiert, großes Carbid kaum gebildet wird. Deshalb ermöglicht die Beimengung von W, um einen Teil von Mo zu ersetzen, die Stahlzusammensetzung zu erzielen, um ohne Zugabe einer übermäßigen Menge von Mo zu vergüten. Das heißt, der Stahl, der W zusammen mit nicht mehr als 1,5% Mo enthält, kann bei hoher Temperatur vergütet werden und dadurch ein höheres Niveau der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss aufweisen.
Im Falle einer Zugabe von W sollte der Gehaltsbereich von W 0,1 bis 2,0% vorzugsweise weniger als 1,0% sein, weil die Wirkung einer Beimengung von W mit weniger als 0,1% ungenügend ist; und wenn der Gehalt 2,0% überschreitet, wird der Effekt gesättigt und die auftretende Entmischung veranlaßt, dass sich die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des Stahls verschlechtert.
Der Grund, weshalb das Vergüten bei hoher Temperatur wünschenswert ist, ist folgender: Wenn Stähle, die bei verschiedenen Temperaturen vergütet wurden, die gleiche Festigkeit aufweisen, hat der bei der höheren Temperatur vergütete wegen verringerter innerer Restspannung und fortgeschrittenem Glühen auf kugeligen Zementit die bessere Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss.

Vanadium:

Vanadium (V) ist ebenfalls kein unentbehrliches Legierungselement, wobei es aber zum Beispiel ein brauchbares Element besonders für das hochfeste, nahtlose Rohr der Qualität C 140 oder mehr ist, d. h. das Rohr, das eine technische Streckgrenze von weniger als 140 ksi (etwa 98 kgf/mm²) aufweist. Vanadium scheidet während des Vergütens im. Stahl feine Partikel aus Carbid ab und erhöht die Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen. Obwohl Nb-haltiger Stahl eine genügende Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen ohne Zusatz von V aufweist, verbessert sich die Beständigkeit erheblich durch Zusatz von V zusammen mit Nb. Deshalb kann der Nb und V enthaltende Stahl bei einer hohen Temperatur über 650ºC vergütet werden, was zur Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss des ultrafesten Stahlrohres wünschenswert ist. Um die oben erwähnte Wirkung von V zu gewährleisten ist nicht weniger als 0,1% V wünschenswert. Es sollte jedoch nicht mehr als 0,5% sein, weil sich die Zähigkeit von Stahl verschlechtert, wenn der Gehalt an Vanadium 0,5% überschreitet.

Zirkonium:

Die Beimischung von Zirkonium (Zr) ist wirksam, um die Dehnung bis zur Fließgrenze beim Dehnungsversuch des Stahls zu erhöhen und dadurch die Beständigkeit des Stahls gegen Sulfid-Spannungsriss zu verbessern. Da Zirkonium ein teures Legierungselement ist, wird seine Beimischung nicht immer notwendig. Jedoch ist der Zusatz von Zirkonium zur weiteren Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss vorzuziehen. Sein Gehalt sollte auf bis zu 0,5% eingeschränkt werden, weil Einschlüsse zunehmen und sich die Zähigkeit verschlechtert, wenn der Gehalt 0,5% überschreitet.

Bor:

Ein kleiner Anteil von Bor (B) verbessert die Härtbarkeit und die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss von Stahlwerkstoffen mit einer besonders schweren Dicke. Im Stahl für das Verfahren nach dieser Erfindung ist Bor ebenfalls kein unentbehrliches Legierungselement, kann jedoch bei Bedarf beigemischt werden. Wenn zur Verbesserung Bor beigemischt wird, ist es besser, dass der Anteil von B nicht geringer als 0,0001% ist, weil der Effekt einer Beimischung nicht deutlich unter 0,0001% auftritt. Andererseits sollte seine Anteil bis zu 0,01% betragen, da die Zähigkeit und die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss bei mehr als 0,01% verschlechtert sind.

Kalzium:

Kalzium (Ca) verbindet sich mit Schwefel, um Sulfid zu bilden und verbessert die Formen von Einschlüssen im Stahl und dadurch die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. Es sollte genau entschieden werden, ob Ca beizumischen ist oder nicht, weil sich das Ausmaß des Effekts mit dem Gehalt an Schwefel ändert und die Korrosionsbeständigkeit des Stahls manchmal durch seine Beimischung verschlechtert wird, wenn die Desoxidation des Stahls nicht ausreichend ist. Wenn Ca beigemischt wird, ist es wünschenswert, dass der Bereich des Anteils innerhalb von 0,0001 bis 0,01% gesteuert wird. Wenn der Anteil geringer ist als 0,0001%, wird die Wirkung nicht bemerkenswert. Andererseits bewirken übermäßige Mengen von Ca nicht nur Oberflächendefekte des Rohres sondern verschlechtern auch die Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit des Stahls. Deshalb sind 0,01% die obere Grenze des Ca-Anteils.

N (Stickstoff):

Da Stickstoff zwangsläufig im Stahl enthalten ist und die Zähigkeit und Beständigkeit des Stahls gegen Sulfid-Spannungsriss verschlechtert, sollte er auf nicht mehr als 0,01% gesteuert werden. Obwohl der Gehalt an Stickstoff nicht Null sein kann, ist weniger besser.
Da die Affinität von Stickstoff zu Titan im Stahl äußerst groß ist, sollte berücksichtigt werden, dass beide Anteile von Stickstoff und Titan die folgende Formel erfüllen, um die Wirkung der Beimischung von Titan eindeutig zu machen.
Ti(%) > (48/14)·N(%)
Die genannte Formel wird die folgende (b) für den Stahl, der Zirkonium enthält.
Ti(%) - (48/14)·{N(%) - (14/91)·Zr(%)} > 0 (b)

O (Sauerstoff):

Sauerstoff ist zwangsläufig im Stahl als Verunreinigung vorhanden und verschlechtert die Zähigkeit und Beständigkeit des Stahls gegen Sulfid-Spannungsriss. Der Gehalt sollte dem Stickstoff gleich auf nicht mehr als 0,01% beschränkt sein, wobei weniger besser ist.

II. Rohrherstellung und Wärmebehandlung

Mit Bezug auf Fig. 1 wird anschließend jeder Schritt des Verfahrens nach dieser Erfindung erläutert.

(A) Erwärmen eines Blocks:

Fig. 1 ist ein Ablaufdiagramm, das ein Beispiel des Verfahrens nach dieser Erfindung zur Herstellung von nahtlosen Stahlrohren vom Erwärmen des Blocks zum prozessgekoppelten Abschrecken darstellt. Die Erwärmungstemperatur des Blocks im Heizofen 1 sollte in einem Bereich liegen, der eine Warmlochbildung mit einem neben dem Ofen 1 angeordneten Lochwalzwerk 22 erlaubt. Da eine optimale Erwärmungstemperatur für den Block durch die Zusammensetzung des Stahls unterschiedlich ist, sollte die Temperatur unter Berücksichtigung der Verformbarkeit und Festigkeit des Stahls bei erhöhten Temperaturen festgelegt werden. Der allgemeine Bereich der Erwärmungstemperatur für den Block liegt bei 1100 bis 1300ºC. Das Wärmverfahren kann ein beliebiges wie Gas- und Induktionsheizen sein. Um ein Erwärmen des Blockes mit hoher Effektivität zu realisieren, ist es besser, dass der Block eine ganze mehrfache Länge der Länge des dem Lochwalzwerk zuzuführenden Blockes aufweist, und dass der Block außerdem vor Lochbildung auf die Lochbildungslänge durch eine neben dem Heizofen 1 installierte Schneidausrüstung abgeschnitten wird.
Der Fertigungsablauf des in den Ofen beschickten Blocks ist nicht wichtig. Es kann ein beliebiger Block beispielsweise ein durch Vorwalzen oder Strangguss mit einer gegossenen Rundform hergestellter Block verwendet werden. Zur Einsparung von Energie ist es empfehlenswert, dass der Block der durch Vorwalzen oder Stranggiessen hergestellt wurde, in den Ofen beschickt wird, bevor er auf Raumtemperatur abgekühlt wird.

(B) Lochbildung

Die Lochbildung ist ein Schritt zur Herstellung eines unbearbeiteten Rohres (Hohlmantel), indem bei einer erhöhten Temperatur ein Loch durch den Block hergestellt wird. Es gibt verschiedene Methoden zur Lochbildung wie die Lochbildung mit Schrägwalzen, Lochbildung mit Presse, wobei jede dieser Methoden im Verfahren nach dieser Erfindung genutzt werden kann.
Fig. 2 zeigt die teilweise seitliche Querschnittsansicht eines Lochwalzwerks vom Kreuzungstyp mit kegelförmigen Walzen, das empfehlenswert ist, um für das Verfahren nach dieser Erfindung verwendet zu werden. In diesem Lochwalzwerk sind die Walzen vom Typ eines Kegels an der oberen Seite und der unteren Seite der Durchlauflinie 21 angeordnet, so dass sich die Mittellinien der Walzen kreuzen können. Der Block 22 wird in Richtung des Pfeils angetrieben und durch einen von einem Aufweitdorn 23 getragenen Stopfen 24 gelocht. So wird ein Hohlmantel 25 hergestellt. Der Kreuzungswinkel, der später erwähnt werden soll, ist der Winkel (θ) zwischen der Mittellinie L der Walze und der horizontalen Ebene einschließlich der Durchlauflinie.
Der Grund, weshalb das in Fig. 2 gezeigte Lochwalzwerk für das Verfahren nach dieser Erfindung empfehlenswert ist, ist folgender: Um das Reduktionsverhältnis in den aufeinander folgenden Schritten zu vergrößern, d. h. den Schritten Ausrecken und Fertigwalzen, ist es günstig, dass der Block zu einem ausgedehnten und dünnwandigen Hohlmantel gelocht worden ist. Manchmal ist eine große Leistung der Walze gegenüber der Kapazität der normalen Walze erforderlich, um einen dickwandigen Hohlmantel mit hoher Reduzierung zu walzen. Wenn das Lochwalzwerk vom Kreuzungstyp mit kegelförmigen Walzen angewandt wird, kann die Wanddicke des Hohlmantels dünner als die des Hohlmantels sein, der durch das normale Walzwerk mit tonnenförmigen Walzen gelocht wird; und es wird möglich, dass eine schwere Umformung mit mehr als 40% einer kombinierten Reduktion des Reck- und Fertigwalzens leicht ausgeführt wird. In diesem Lochbildungsschritt ist es günstig, dass der Kreuzungswinkel (θ in Fig. 2) im Bereich von 5 bis 35º liegt. Wenn der Winkel kleiner als 5º ist, wird es schwierig, einen benötigten dünnwandigen Hohlmantel zu erzielen. Wenn der Winkel größer als 35º ist, wird andererseits das Lochbildungsverfahren instabil wegen der Blockierung am unteren Ende des Hohlmantels, d. h. das gelochte Rohr kann nicht durch das Lochwalzwerk hindurchlaufen.
Da die Oberflächendefekte des Hohlmantels dazu neigen, während der Lochbildung verursacht zu werden, wenn die Blocktemperatur niedriger wird, ist es vorzuziehen, den Block vor der Lochbildung durch eine zusätzliche Heizeinrichtung, zum Beispiel eine Induktionsheizeinrichtung, die vor dem Lochwalzwerk 2 installiert ist, zu erwärmen.

(C) Warmwalzen (Reckwalzen und Fertigwalzen):

Das Warmwalzen besteht aus zwei Schritten, d. h. dem Schritt "Reckwalzen", bei dem der gelochte Hohlmantel gewalzt und ausgereckt wird, und dem Schritt "Fertigwalzen", bei dem das gestreckte Rohr weiter zum endgültigen nahtlosen Rohr gewalzt wird, das die benötigte Form und Größen aufweist. In dem in Fig. 1 als Beispiel gezeigten Verfahren ist die Streckwalze die Walze mit Aufweitdorn 3, und die Walze zum Fertigwalzen ist das Nachwalzwerk 4. Der Begriff "Einschnürungsverhältnis des Warmwalzens" bedeutet in dieser Beschreibung das gesamte Einschnürungsverhältnis beim "Reckwalzen" und "Fertigwalzen". Die Umformtemperatur des Warmwalzens ist niedriger als die der Lochbildung. Folglich ist das Warmwalzen ein wichtiger Schritt, der die Wirkungen der thermomechanischen Behandlung beherrscht.
Im Verfahren nach dieser Erfindung ist das Einschnürungsverhältnis beim Warmwalzen auf nicht weniger als 40% der Querschnittsverengung der Rohrwand beschränkt, und die Fertigbearbeitungstemperatur (Temperatur des Rohres unmittelbar nach dem Fertigwalzen) ist innerhalb eines Bereiches von 800 bis 1100ºC, vorzugsweise innerhalb von 800 bis 1050ºC, beschränkt.
Wenn das Einschnürungsverhältnis des Warmwalzens geringer als 40% ist, kann der Effekt der Kornverfeinerung nicht erzielt werden, weil die Rekristallisation nicht gleichmäßig fortschreitet, selbst wenn das komplementäre Erwärmen angewandt wird, wobei darüber hinaus manchmal ein abnormes Kornwachstum auftritt.
Die obere Grenze des Einschnürungsverhältnisses kann nicht generell festgelegt werden, weil sie von der Zusammensetzung des Blocks und der Kapazität der Walze abhängig ist. Es ist jedoch vorzuziehen, das Verhältnis auf bis zu 80% einzuschränken, weil die Oberflächendefekte bestrebt sind, verursacht zu werden, wenn das Verhältnis zu groß ist. Falls die Endbearbeitungstemperatur 1100ºC überschreitet, wachsen die Körner und das erforderliche feine Korngefüge kann nicht erzielt werden. Normalerweise macht die niedrigere Endbearbeitungstemperatur die rekristallisierten Körner feiner; wenn jedoch die Temperatur zu niedrig ist, wird ein Walzen bei über 40% Reduzierung wegen der Erhöhung des Verformungswiderstandes des Hohlmantels schwierig, und der Energieverbrauch für das nach dem Fertigwalzen anzuwendende komplementäre Erwärmen wird groß. Deshalb ist die untere Grenze der Endbearbeitungstemperatur auf 800ºC beschränkt.
In dem Verfahren nach dieser Erfindung wird ein Nachwärmen beim Warmwalzen, d. h. ein Erwärmen zwischen Reckwalzen und Fertigwalzen nicht angewandt. Da das Nachwärmen nicht nur ein Mehrschritt ist sondern auch die Verformungsspannung löst, die bei dem Reckwalzschritt im Stahl gespeichert wird, ist es für den Zweck dieser Erfindung unpassend, eine große Verformungsspannung im Stahl nach dem Fertigwalzen zu speichern. Es ist wünschenswert, dass das Fertigwalzen durchgeführt wird, bevor die durch das Reckwalzen eingeleitete Spannung freigegeben wird. Für den obigen Zweck ist es empfehlenswert, eine kompakte Vorrichtung zu verwenden, in der die Walze zum Reckwalzen und die Walze zum Fertigwalzen eng nebeneinander angeordnet sind, obwohl normalerweise beide Walzen in einem beträchtlichen Abstand getrennt angeordnet werden. Gemäß Fig. 1 sind die Reckwalze (Walze mit Aufweitdorn) (3) und die Walze zum Fertigwalzen (Nachwalzwerk 4) eng nebeneinander angeordnet, so dass die Oberseite eines zu walzenden Rohres in dem ersten Ständerwalzwerk der nächsten Walze (Nachwalzwerk 4) ergriffen werden kann, während sich das hintere Ende des Rohres noch in der vorhergehenden Walze (Walze mit Aufweitdorn 3) befindet. Es ist besser, ein herauslösendes Nachwalzwerk für die Walze zum Fertigwalzen zu verwenden.

(D) Komplementäres Erwärmen:

Das komplementäre Erwärmen ist ein Schritt, in dem das Rohr nach dem Fertigwalzen ergänzend erwärmt wird. Die in Fig. 1 gezeigte komplementäre Heizausrüstung 5 kann eine beliebige Art von Ausrüstung sein, in der die Temperatur genau gesteuert werden kann. Es kann ein normaler Heizofen mit Verbrennung, ein elektrischer Heizofen oder ein Induktionsheizofen verwendet werden. Nicht geeignet ist eine Ausrüstung wie eine normale wärmeisolierende Abdeckung, in der weder eine Steuerung der Erwärmung noch der Temperatur durchgeführt werden kann.
Der komplementäre Heizschritt ist die umfassendste Eigenschaft des Verfahrens nach dieser Erfindung. Dieser Schritt wird sowohl zum Zweck der Verfeinerung des Korngefüges des Stahlrohres vor dem Abschrecken durch Rekristallisation als auch der Einleitung einer großen Anzahl von in Dispersion befindlichen feinen Ausscheidungspartikeln angewandt, was das abnorme Kornwachstum durch Verhinderung der Korngrenzenbewegung unterdrückt. Das Stahlrohr, das so rekristallisiert und abgeschreckt wurde, weist anschließend ein feines und gleichmäßiges Korngefüge auf, welches schlimmstenfalls das gleiche ist wie das des Rohres, welches dem normalen, indirekt prozessgekoppelten Nachwärmen und Abschrecken unterzogen wird.
Im Falle eines Verfahrens, in dem das Rohr beim Warmwalzen (zwischen Reckwalzen und Fertigwalzen) nachgewärmt wird, ist ein weiteres Nachwärmen mit einer ziemlich hohen Temperatur nach dem Fertigwalzen notwendig, wobei der Kornverfeinerungseffekt der Rekristallisation abnimmt. Im Gegensatz zu diesem Verfahren erreicht der Effekt der Kornverfeinerung durch Rekristallisation das Maximum im Verfahren nach dieser Erfindung, indem das komplementäre Erwärmen unmittelbar vor dem Abschrecken angewandt wird. Außerdem macht das komplementäre Erwärmen es leichter, die Abschrecktemperatur genau zu steuern und die Anisotropie von mechanischen Eigenschaften des Rohres zu senken.
Die Rekristallisation und Verfeinerung der Körner wird erzielt durch die Kombination von komplementärem Erwärmen und dem hohen Einschnürungsverhältnis des Warmwalzens. Im Gegensatz zu dem normalen Verfahren, das den Nachwärmschritt während des Warmwalzens aufweist, wird der Stahl nach dem komplementären Erwärmen im Verfahren nach dieser Erfindung nicht umgeformt. Folglich kann die Temperatur der komplementären Erwärmung im niedrigsten Temperaturbereich der Rekristallisation ausgewählt werden.
Selbst wenn das Stahlrohr vollkommen bei der Temperatur eine lange Zeit lang gleichmäßig erwärmt wurde, gibt es keine Möglichkeit von unerwünschtem Kornwachstum. Das feine rekristallisierte Korngefüge kann nur durch eine komplementäre Erwärmung erzielt werden.
Die Temperatur T (ºC) und die Zeit t (h) der komplementären Erwärmung sollten die vorhergehende Formel (a) erfüllen, d. h. der Wert von (T + 273)·(21 + log t) sollte im Bereich von 23 500 bis 26 000 liegen. Wenn der Wert geringer als 23 500 ist, wird die Rekristallisation nicht vollständig beendet. Andererseits kann, wenn der Wert 26 000 überschreitet, der Effekt einer Erhöhung der Beständigkeit gegen Entfestigung durch Anlassen im nächsten Temperschritt nach dem Abschrecken nicht erreicht werden, weil Carbonitrid von Nb und Ti zu großen Partikeln erstarrt oder sich das Meiste der Beimengung Ti und Nb im Stahl als Carbonitrid abscheidet. In diesem Fall kann ein allerfeinstes und gleichmäßiges Korngefüge nicht erzielt werden, und folglich wird die Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit (Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss) schlecht.
Weder die Temperatur (T) noch die Zeit (t) muss während des komplementären Erwärmens ein konstanter Wert werden. Insoweit wie die Bedingung der Formel (a) erfüllt wird, ist es erlaubt, dass T schrittweise oder ständig verändert wird, und t gemäß der so veränderten Temperatur gesteuert werden kann. Genauer, es ist erlaubt, dass die komplementäre Erwärmung mit einer Temperatur T (ºC) eine Zeit (Std.) lang durchgeführt wird, so dass der Wert von fn2 innerhalb des Bereiches von 23 500 bis 26 000 gesteuert werden kann, wobei fn2 = (T + 273)·(21 + log t) ist. Ausführungsbeispiele der Erwärmung sind folgende:
(1) Der Wert von fn2 wird innerhalb von 23 500 bis 26 000 mit einer nicht vorgeschriebenen konstanten Temperatur T (ºC) für die Zeit t (Std.) gesteuert.
(2) Vorausgesetzt, dass bei einer komplementären Erwärmung die Wärmeausgleichszeiten t&sub1;, t&sub2;, t&sub3;, .... und tn bei jeder Temperatur T&sub1;, T&sub2;, T&sub3;.... und Tn sind, werden die Wärmeausgleichszeiten t&sub2;, t&sub3;, ... und tn bei einer Temperatur T&sub2;, T&sub3;, .... und Tn zu t&sub2;&sub1;, t&sub3;&sub1; ... und tn1 mit der Temperatur T&sub1; umgewandelt. Danach wird der Wert von fn2 innerhalb von 23 500 bis 26 000 gesteuert, vorausgesetzt, dass das Rohr mit der Temperatur T&sub1; eine Zeit "t&sub1; + t&sub2;&sub1; + t&sub3;&sub1; + .... tn1" lang erwärmt wird.
Wie oben erwähnt, ist die Temperatur und die Zeit der komplementären Erwärmung durch die Gleichung (a) festgelegt, wobei die Temperatur (T) jedoch so ausgewählt werden sollte, dass sie nicht niedriger als 850ºC ist. Wenn die Temperatur niedriger als 850ºC ist, tritt eine Umwandlung zu Ferrit auf. Da die Körner zu grob wachsen, wenn die Temperatur 1100ºC überschreitet, ist es wünschenswert, dass sie nicht höher als 1100ºC ist. Ein geeigneter Zeitbereich der komplementären Erwärmung beträgt etwa 10 Sekunden bis 30 Minuten.
Wenn die komplementäre Erwärmung zwischen Fertigwalzen und Abschreckbehandlung eingeleitet wird, können günstige sekundäre Effekte wie folgt erzielt werden. Einer dieser Effekte ist, dass die Abschrecktemperatur genau gesteuert werden kann. Eine weiterer Effekt ist, dass Temperaturunterschiede zwischen Positionen in Längsrichtung und Umfangsrichtung in einem Rohr und zwischen Rohren stark minimiert werden können. Durch diese homogene Erwärmung nimmt die Änderung von Eigenschaften durch Positionen in einem Stahlrohr und die Streuung von Eigenschaften in den Stahlrohren stark ab, und die Zuverlässigkeit der Produkte ist erhöht.

(E) Prozessgekoppeltes Abschrecken:

Es ist auch eine hauptsächliche Eigenschaft des Verfahrens nach dieser Erfindung, dass die oben erwähnte komplementäre Erwärmung und das anschließende Abschrecken zusammen in einer Rohrfertigungslinie durchgeführt werden. Wie zuvor erwähnt ist, wird in dieser Beschreibung diese Behandlung "prozessgekoppeltes Abschrecken" genannt, da es ganz anders als das "direkte Abschrecken" ist, bei dem das Rohr sofort nach dem Fertigwalzen abgeschreckt wird.
Für das prozessgekoppelte Abschrecken ist es erforderlich, dass die Abschrecktemperatur nicht niedriger als der Ar&sub3;-Umwandlungspunkt ist, weil der Stahl aus dem austenitischen Zustand schnell abgekühlt werden sollte. Im Verfahren dieser Erfindung wird das Rohr durch die komplementäre Erwärmung mit einer Temperatur erwärmt, die nicht niedriger als 850ºC ist. Da der Ar&sub3;-Umwandlungspunkt des Stahls, der die zuvor erwähnte Zusammensetzung aufweist, für das Verfahren nicht höher als 850ºC ist, wird die Abschrecktemperatur oberhalb des Ar&sub3;-Umwandlungspunktes gewährleistet, wenn das Stahlrohr unmittelbar nach dem Entnehmen aus der komplementären Ausrüstung abgeschreckt wird. Das Abschrecken wird unter Verwendung einer Kühlausrüstung 6 durchgeführt, die direkt nach der komplementären Heizausrüstung gemäß Fig. 1 angeordnet ist.
Die Abkühlgeschwindigkeit des Abschreckens im prozessgekoppelten Abschrecken ist nicht besonders begrenzt. Die Abkühlgeschwindigkeit kann entsprechend den chemischen Zusammensetzungen der Stähle geeignet ausgewählt werden, so dass über die gesamte Wanddicke des Stahlrohres ein Niedrigtemperatur-Umwandlungsgefüge erzielt werden kann. Jedoch wird das Abschrecken durch Wasser bevorzugt, da die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss der Produkte mehr verbessert wird, je größer die Abkühlgeschwindigkeit ist.

(F) Letztes Vergüten

Wenn das abgeschreckte Stahlrohr mit dem Niedrigtemperatur-Umwandlungsgefüge aus feinem, gleichmäßigen Korn bei einer Temperatur vergütet wird, die nicht höher ist als der Ac&sub1;-Umwandlungspunkt, werden dem Stahlrohr die erforderlichen Eigenschaften (Festigkeit, Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit) verliehen. Das heißt, nach dieser Anlassbehandlung kann ein hochfestes, nahtloses Stahlrohr, das die gewünschte ausgezeichnete Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss aufweist, erzielt werden. Die letzte Behandlung im Verfahren nach diese Erfindung ist das Vergüten ohne Rücksicht auf eine später beschriebene zwischengeschaltete Wärmebehandlung.
Das Vergüten sollte bei einem geeigneten Wärmeausgleich durchgeführt werden, weil es eine wichtige Behandlung ist, die die Eigenschaften des Erzeugnisses beherrscht. Wenn die Temperaturstreuung beim Vergüten innerhalb von ±10ºC, vorzugsweise ±5ºC, liegt, kann die Streuung der Festigkeit (Zugfestigkeit und Streckgrenze) des Rohres innerhalb von ±5 kgf/mm² gesenkt werden. Eine untere Grenze der Anlasstemperatur muß nicht speziell bestimmt werden; wenn aber das Vergüten mit einer höheren Temperatur durchgeführt wird, sind die Eigenschaften des nahtlosen Stahlrohres, speziell die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss, weiter verbessert, weil die durch Abschrecken erzeugten innere Spannung und Spannungen im Niedrigtemperatur-Umwandlungsgefüge freigegeben oder ausgeschaltet sind und Carbid kugelig geglüht ist. Folglich ist die empfehlenswerte Anlasstemperatur nicht niedriger als 550ºC, für eine Qualität C 140 vorzugsweise nicht niedriger als 650ºC.

(G) Zwischengeschaltete Abschreckung zwischen dem prozessgekoppelten Abschrecken und dem letzten Vergüten:

Da das Korngefüge des Stahlrohres direkt vor dem Abschrecken durch Rekristallisation beim komplementären Erwärmen nach dem Fertigwalzen verfeinert wird, können im Verfahren nach dieser Erfindung nahtlose Stahlrohre mit ausreichenden Eigenschaften zur praktischen Verwendung erzielt werden, indem nur das Vergüten (das letzte Vergüten) nach dem direkt prozessgekoppelten Abschrecken übernommen wird. Mit anderen Worten, da das Stahlrohr, welches dem prozessgekoppelten Abschrecken und nur einmaligem Vergüten unterzogen worden ist, eine hohe Festigkeit, hohe Zähigkeit und ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit aufweist, kann es ohne andere Wärmebehandlung zufriedenstellend in einer harten korrodierenden Umgebung genutzt werden.
In Abhängigkeit von den Umständen wird manchmal ein weiterer hoher Grad der Zähigkeit und der Korrosionsbeständigkeit gefordert. In diesem Falle ist es erforderlich, dass das Korngefüge ein viel feineres, gleichmäßiges ist. Dieses ultrafeine, gleichmäßige Korngefüge kann erzielt werden, indem eine "zwischengeschaltete Wärmebehandlung" zwischen dem prozessgekoppelten Abschrecken und dem letzten Vergüten einmal oder mehrere Male angewandt wird. Die zwischengeschaltete Wärmebehandlung besteht aus Abschrecken (zwischengeschaltetes Abschrecken) oder einer Kombination von Abschrecken und Vergüten (zwischengeschaltetes Vergüten). Folglich umfasst die zwischengeschaltete Wärmebehandlung verschiedene Ausführungsbeispiele. Die Verfahren der Wärmebehandlung vom prozessgekoppelten Abschrecken bis zum letzten Vergüten sind als Beispiele wie folgt veranschaulicht. Mit dem prozessgekoppelten Abschrecken, dem zwischengeschalteten Abschrecken, dem letzten Vergüten und dem zwischengeschalteten Vergüten, die jeweils als IQ, MQ, FT und MT angegeben wurden, gibt es die folgenden 7 typischen Verfahren der Wärmebehandlung.
1 IQ → FT
2 IQ → MQ → FT
3 IQ → MT → MQ → FT
4 IQ → MQ → MQ → FT
5 IQ → MQ → MT → MQ → FT
6 IQ → MT → MQ → MQ → FT
7 IQ → MT → MQ → MT → MQ → FT
Wenn im komplementären Erwärmungsschritt die Bedingung der Formel (a) erfüllt ist, wird eine ausgezeichnete Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit des Stahls erzielt, weil das Carbonitrid von Nb und Ti durch das Vergüten nicht zu groben Partikeln erstarrt, wobei eine Vergröberung und ein abnormes Kornwachstum des Stahls unterdrückt werden und darüber hinaus der Effekt der erhöhten Beständigkeit des Entfestigens durch Anlassen beibehalten wird.
In dem zwischengeschalteten Abschreckschritt ist es besser, dass das prozessgekoppelte, abgeschreckte Stahlrohr nach dem Nacherwärmen im Temperaturbereich von dem Ac&sub3;- Umwandlungspunkt zu dem "Ac&sub3;-Umwandlungspunkt + 100ºC" abgeschreckt wird.
In dem nahtlosen Stahlrohr, welches nach dieser Erfindung prozessgekoppelt abgeschreckt ist, scheiden sich viele feine Carbonitridpartikel aus Nb und Ti ab, wobei eine genaue Menge von aufgelöstem Nb und Ti enthalten ist. Wenn das Rohr nachgewärmt und dazwischen abgeschreckt wird, wird das abnorme Kornwachstum unterdrückt und das äußerst feine, gleichmäßige Korngefüge erzielt, weil eine Korngrenzenbewegung gehemmt wird. Das Korngefüge wird durch Wiederholung dieser zwischengeschalteten Abschreckbehandlung feiner, wobei sich unter dieser Bedingung die Zähigkeit und die Korrosionsbeständigkeit des Stahls verbessern. Wenn die Erwärmungstemperatur für das zwischengeschaltete Abschrecken niedriger ist als der Ac&sub3;-Umwandlungspunkt, wird das Abschrecken uneffektiv, weil der Stahl keinen völlig austenitischen Zustand erreicht. Andererseits hat das nahtlose Stahlrohr wegen des vergröberten Korngefüges nicht die erforderlichen Eigenschaften, wenn die Erwärmungstemperatur den "Ac&sub3;-Umwandlungspunkt + 100ºC" überschreitet.
Günstig ist es, wenn die Heizgeschwindigeit des Nachwärmens für das zwischengeschaltete Abschrecken groß ist, wobei es deshalb wünschenswert ist, eine Nachwärmausrüstung wie die elektromagnetische Induktionsheizeinrichtung zu nutzen. Es ist wünschenswert, dass die Abkühlgeschwindigkeit des zwischengeschalteten Abschreckens genau so groß ist wie die des prozessgekoppelten Abschreckens. Wenn zweimaliges oder mehrmaliges zwischengeschaltetes Abschrecken angewandt wird, ist es zur Verbesserung von Zähigkeit und Korrosionsbeständigkeit wünschenswert, dass die Temperatur der Nacherwärmung der nachfolgenden niedriger ist als die der vorhergehenden.
Das zwischengeschaltete Vergüten wird hauptsächlich angewandt, um einen verzögerten Bruch, der "Aufreissen" genannt wird, zu verhindern. Die Freigabe von im Stahl gelöstem Wasserstoff wird durch dieses Vergüten unterstützt, und der verzögerte Bruch kann verhindert werden. Folglich ist es wünschenswert, das zwischengeschaltete Vergüten anzuwenden, um den verzögerten Bruch nach dem Abschrecken insbesondere dann zu verhindern, wenn erwartet wird, dass die Wartezeit für den nächsten Abschreckschritt 5 Stunden überschreitet.
Die obere Grenze der Temperatur des zwischengeschalteten Vergütens sollte für die erforderlichen Eigenschaften des nahtlosen Stahlrohres nicht höher sein als der Ac&sub1;-Umwandlungspunkt. Um endgültig das allerfeinste gleichmäßige Korngefüge mit der anschließenden Nachwärm- und Abschreckbehandlung zu erreichen, ist es wünschenswert, dass die Temperatur des zwischengeschalteten Vergütens nicht höher als 700ºC ist. Die untere Grenze der Temperatur des zwischengeschalteten Vergütens kann zum Beispiel 500ºC betragen, was ausreichend ist, um den verzögerten Bruch zu verhindern.
Die Wirkung dieser Erfindung wird im folgenden Beispiel konkreter beschrieben.

BEISPIEL

Stähle "a" bis "s" mit in Fig. 3 dargestellten Zusammensetzungen wurden in einem Vakuum-Induktionsofen geschmolzen und zu Rohblöcken von jeweils 150 kg gegossen. Die Stähle "a" bis "o" in Fig. 3 sind diejenigen Stähle, die als Ausgangswerkstoff für das Verfahren nach dieser Erfindung (nachfolgend als "die Stähle dieser Erfindung" bezeichnet) geeignet sind, wobei die Stähle "p" bis "s" Vergleichsstähle sind, in denen Anteile von Legierungselementen ausserhalb der in dieser Erfindung definierten Bereiche liegen.
Aus diesen Stahlblöcken wurden durch Warmumformen 12 mm dicke, 80 mm breite und 600 mm lange Grobbleche hergestellt. Das Warmumformen war ein die Lochbildung simulierendes Warmschmieden im Verfahren zur Herstellung von nahtlosen Stahlrohren. Sowohl das Reckwalzen durch eine Walze mit Aufweitdorn als auch das Fertigwalzen durch ein Nachwalzwerk wurden durch Walzen in einer Plattenwalzstrasse simuliert.
Das Einschnürungsverhältnis des Rohrquerschnittes, das normalerweise als Verformungsverhältnis für Stahlrohre verwendet wird, ist fast das gleiche wie das Verformungsverhältnis, das durch die Verringerung der Dicke beim Walzen von Grobblech repräsentiert wird. Deshalb können die in diesem Beispiel bestimmten Eigenschaften der Grobblech-Proben als Eigenschaften des Rohres angesehen werden, das in der praktischen Fertigungslinie produziert wird.
Fig. 4 zeigt Unterschiede der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss in Abhängigkeit von chemischen Zusammensetzungen der Stähle. Das Warmumformen und der Prozess der Wärmebehandlung waren die Verfahren dieser Erfindung einschließlich des "komplementären Erwärmens" und des "prozessgekoppelten Abschreckens" Die Bedingungen waren folgende:
1. Erwärmungstemperatur vor dem Schmieden (das die Lochbildung simuliert) 1 200ºC
2. Einschnürungsverhältnis des Schmiedens (das die Lochbildung simuliert) 40%
3. Einschnürungsverhältnis des Warmwalzens (welches das Reckwalzen und Fertigwalzen simuliert) 80%
4. Endbearbeitungstemperatur des Fertigwalzens 860ºC
5. Temperatur des komplementären Erwärmens 900ºC
6. Zeit des komplementären Erwärmens 5 Minuten
7. Temperatur des prozessgekoppelten Abschreckens (ohne die zwischengeschaltete Wärmebehandlung) 870ºC
Zur Bewertung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss wurden Grobbleche aus Stahl mit verschiedener Festigkeit hergestellt, indem die Vergütungstemperatur verändert wurde, wobei die Grobbleche nach dem Vergüten durch das Verfahren mit konstanter Belastung, dem NACE TM0177 A-Verfahren, bewertet wurden. Die angenommene Belastung betrug 80% der wahren Streckgrenze, und die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss wurde mit der maximalen technischen Streckgrenze ohne Zerbrechen bewertet.
Aus Fig. 4 wird ersichtlich, dass der Festigkeits-Schwellwert der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss einer beliebigen Probe von Versuch Nr. 1 bis 15 unter Verwendung der Stähle dieser Erfindung höher war als der einer beliebigen Probe von Versuch Nr. 16 bis 19 unter Verwendung der Vergleichsstähle, d. h., dass die Beständigkeit gegen Sulfid- Spannungsriss verbessert worden ist. Insbesondere ist eine Verbesserung der Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss der Wolfram oder Vanadium enthaltenden Stähle (Stahl "e", "n", "f" und "o") groß im Vergleich zu der des Stahls (Stahl "a") ohne diese Elemente. Die Wirkung von Wolfram oder Vanadium ist offensichtlich. Die aus den Stählen "g" bis "m" mit niedrigem Gehalt an Si, Mn, P und S (Versuch Nr. 7 bis 13) hergestellten Proben zeigten eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. Darunter hat die Probe von Versuch Nr. 13, die aus Stahl "m" hergestellt ist, bei dem alle Anteile von Si, Mn, P und S auf eine extrem niedrige Höhe eingeschränkt waren, die hervorragendste Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. Aus diesen Versuchsergebnissen wird deutlich, dass die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss bedeutend verbessert werden kann, indem die Gehalte an Si, Mn, P und S auf niedrigem Niveau gesteuert werden.
Die Fig. 7 und Fig. 8 zeigen Eigenschaften der Proben, die aus den in Fig. 3 gezeigten Stählen unter verschiedenen Bedingungen der Umformung und Wärmebehandlung gemäß Fig. 5 und Fig. 6 gezeigt wird, hergestellt wurden. Die Proben der Versuche Nr. 1 bis 6, 25 bis 29, 35 und 36, welche die Stähle "a" und "b" verwenden, wurden auf die Qualität C 125 eingestellt, und andere Proben, die andere Stähle verwenden, wurden auf die Qualität C 140 eingestellt. Die Sc-Werte wurden durch das NACE TM0177 B-Verfahren bestimmt (Dreipunkt-Biegeverfahren), und die Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss wurde durch Überprüfung einer Rissbildung im Versuch nach dem A-Verfahren (Versuch mit konstanter Belastung) bewertet, bei dem die Probe mit einer Belastung von 80% der spezifizierten, minimalen technischen Streckgrenze belastet wurde.
Das abnorme Kornwachstum wurde wie folgt erfasst: Es wurde ein Querschnitt der Probe entlang von 1000 um Länge unter Verwendung eines normalen Längenprüfgeräts gescannt und die durchschnittliche Schnittlänge von Körnern durch Zählen von Schnittpunkten der linearen Abtastlinie und Korngrenzen gemessen. Andererseits wurde eine Schnittlänge des größten Korns in fünf Blickfeldern in einem Mikrostrukturfoto des 200-fachen (7 cm·10 cm) an einer zufälligen Position auf der gleichen Probe gemessen. Die Proben, bei denen das Verhältnis der geschnittenen Länge des größten Korns zur durchschnittlichen Schnittlänge 3 oder mehr ist, wurden in die Gruppe mit abnormem Kornwachstum klassifiziert, während die Proben mit dem genannten Verhältnis von nicht mehr als 3 in die Gruppe klassifiziert wurden, die kein abnormes Kornwachstum aufweist.
Im Falle der Qualität C 125 bei Verwendung von Stahl "a" und Stahl "b" besitzen die Proben des Versuches Nr. 35 und 36, die in einem dem normalen Verfahren zum Nachwärmen und Abschrecken nach dem Walzen entsprechenden Verfahren hergestellt wurden, keine zufriedenstellende Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. Im Gegensatz dazu, weisen die Proben der Versuchs-Nr. 1 bis 6, die in einem dem Verfahren nach dieser Erfindung entsprechenden Verfahren hergestellt wurden, eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss und eine Zähigkeit auf, die bei dem normalen Verfahren nicht erreicht worden waren.
Im Falle der Vergleichsbeispiele, Versuchs-Nr. 25 bis 29, waren die Umform- und/oder Wärmebehandlungsbedingungen ausserhalb derjenigen von dieser Erfindung. Jede Probe dieser Versuchnummern besitzt keine ausreichende Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss. In einigen Proben wurde ungewöhnliches Kornwachstum herausgefunden, wobei die Werte von Zähigkeit und Sc niedrig waren. Darüber hinaus gab es einige Proben mit sehr niedriger Festigkeit wie die Probe von Versuch-Nr. 29.
Als nächstes waren die Eigenschaften von Proben der Stähle "e", "n", "f", "l" und "o", die auf die Qualität C 140 eingestellt waren, wie folgt:
Die Versuche Nr. 37 bis 42 sind im normalen Verfahren hergestellte Beispiele, das nach dem Walzen die Schritte Nachwärmen und Abschrecken umfasst. Diese Proben weisen gute Eigenschaften bei Sc-Wert und Zähigkeit auf, wobei jedoch alle diese im Versuch mit konstanter Belastung nach dem B-Verfahren gebrochen wurden.
Proben der Versuche Nr. 30 bis 34 waren Vergleichsbeispiele, die unter Bedingungen der Umformung und Wärmebehandlung hergestellt wurden, die außerhalb der in dieser Erfindung definierten liegen. Alle diese Proben weisen keine zufriedenstellende Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss auf. In manchen Proben wurde abnormes Kornwachstum herausgefunden, wobei Zähigkeit und Sc-Wert schlecht waren. Es gab ein Beispiel mit sehr niedriger Festigkeit wie die Probe von Versuch Nr. 34. Die ausgezeichnete Beständigkeit gegen Spannungsriss, die im normalen Verfahren nicht erreicht worden ist, wurde jedoch in den Proben erzielt, die im Verfahren nach dieser Erfindung hergestellt wurden, was als Versuch Nr. 7 bis 24 gezeigt ist.
In den Beispielen, die nach dem prozessgekoppelten Abschrecken der zwischengeschalteten Wärmebehandlung unter Bedingungen dieser Erfindung unterzogen wurden, wurde herausgefunden, dass der Sc-Wert und die Zähigkeit durch die Verfeinerung des Korngefüges verbessert waren, obwohl dort kein so großer Unterschied in den Versuchsergebnissen des A-Verfahrens der Proben mit C 125 Qualität (Versuch-Nr. 2, 3, 5 und 6) oder den Proben mit C 140 Qualität (Versuch Nr. 8, 9, 11, 12, 14, 15, 17, 18, 20, 21, 23 und 24) gefunden werden konnte.

INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT

Das Verfahren zur Herstellung eines nahtlosen Stahlrohres nach dieser Erfindung ist das Verfahren, bei dem die Herstellung des Rohres und dessen Wärmebehandlung in einer Produktionslinie durchgeführt werden. Folglich ist der Effekt einer Verkürzung des Verfahrens und der Energieeinsparung viel größer im Vergleich zu dem herkömmlichen Verfahren, welches die Schritte des indirekt prozessgekoppelten Nachwärmens und Abschreckens umfasst.
Darüber hinaus entsprechen die Eigenschaften des in diesem Verfahren hergestellten nahtlosen Stahlrohres denen des Rohres, oder sind besser als diese, welches im normalen Verfahren mit Nachwärmen, Abschrecken und Vergüten hergestellt wird. An diesem. Punkt ist das Verfahren nach dieser Erfindung besser als das normale direkte Abschreckverfahren.
Gemäß dieser Erfindung ist es möglich, nahtlose Stahlrohre zu produzieren, die nicht nur der Qualität C 110 sondern auch der Qualität C 125 oder darüber entsprechen, die eine hohe Festigkeit und eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Sulfid-Spannungsriss bei niedrigen Kosten aufweisen. Diese Erfindung trägt zu einer stabilen Energieversorgung bei, indem die Kosten der Entwicklung einer Erdölbohrung gesenkt werden, besonders durch Unterstützung der Entwicklung von sehr tiefen Erdölbohrungen, die gewöhnlich schwierig zu entwickeln sind.

Claims

1. Verfahren mit Schritten des Heißlochens und Heißwalzens zur Erzeugung eines hochbeständigen nahtlosen Stahlrohres mit hervorragender Sulfidspannungsrissbeständigkeit durch Einsatz einer Bramme aus Niedrigligierungsstahl, der, in Gewichts%, zumindest 0,15-0,50% C, 0,1-1,5% Cr, 0,1-1,5% Mo, 0,005-0,50% Al, 0,005-0,50% Ti und 0,003- 0,50% Nb enthält, mit den folgenden Schritten (1) bis (5),

(1) Heißwalzen mit 40% oder mehr Querschnittreduktionsverhältnis,

(2) Beenden des Heißwalzens in einem Temperaturbereich von 800-1100ºC,

(3) Einbringen des hergestellten Stahlrohres direkt in ein Komplementärheizgerät nach dem Beendigen des Walzens und komplementäres Heizen bei einer Temperatur und mit einer Zeit, die die folgende Formel (a) erfüllen,

23500 ≤ (T + 273) · (21 + log t) ≤ 26000 (a)

wobei T (ºC) eine Temperatur von nicht weniger als 150ºC ist und t die Zeit (Stunden) ist,

(4) Abschrecken des Stahlrohrs direkt nach dem Herausnehmen aus dem Komplementärheizgerät und

(5) Tempern des Rohres bei einer Temperatur von nicht mehr als dem Ac&sub1;-Umwandlungpunkt bei der letzten Wärmebehandlung.

2. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten nahtlosen Stahlrohres mit hervorragender Sulfidspannungsrissbeständigkeit nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch ferner eine oder einer Anzahl von zwischengeschalteten Wärmebehandlungen, die aus Abschrecken oder einer Kombination von Abschrecken und Tempern bestehen, zwischen dem oben genannten Abschrecken (4) und der letzten Wärmebehandlung (5).

3. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten nahtlosen Stahlrohres mit hervorragender Sulfidspannungsrissbeständigkeit nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Bramme in Gewichts% im wesentlichen aus 0,15-0,50% C, bis zu 1,5% Si, bis zu 1,5 % Mn, 0,1-1,5% Cr, 0,1-1,5% Mo, 0,005-0,50% Al, 0,005-0,50% Ti, 0,003-0,50% Nb, bis zu 0,010% N, bis zu 0,01% O, bis zu 0,05% P, bis zu 0,01% S, bis zu 0,1% Ni, bis zu 0,5% V, bis zu 0,5% Zr, bis zu 0,01% B, bis zu 0,01% Ca, bis zu 2,0% W und dem Rest aus Fe und unvermeidliche Verunreinigungen besteht, wobei jeder Anteil von Ti, Zr und N durch die folgende Formel (b) definiert ist

Ti(%) - (48/14) · {N(%) - (14/91) · Zr(%)} > 0 (b)

4. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten nahtlosen Stahlrohres mit hervorragender Sulfidspannungsrissbeständigkeit nach Anspruch 3, wobei der Anteil von V in der Stahlbramme im Bereich von 0,05 bis 0,5 Gewichts% liegt.

5. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten nahtlosen Stahlrohres hervorragender Sulfidspannungsrissbeständigkeit nach Anspruch 3 oder 4 unter Einsatz der Stahlbramme, in der der Si-Gehalt oder der Mn-Gehalt nicht mehr als 0,1 Gewichts% beträgt oder sowohl der Si-Gehalt als auch der Mn-Gehalt nicht mehr als 0,1 Gewichts% beträgt.

6. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten nahtlosen Stahlrohres mit hervorragender Sulfidspannungsrissbeständigkeit nach Anspruch 3, Anspruch 4 oder Anspruch 5 unter Einsatz der Stahlbramme, in der P als Verunreinigung nicht mehr als 0,005 Gewichts% oder 5 als Verunreinigung nicht mehr als 0,0007 Gewichts% oder P als Verunreinigung nicht mehr als 0,005 Gewichts% und S als Verunreinigung nicht mehr als 0,0007 Gewichts% beträgt.