EP3535431B1 - Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

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EP3535431B1
EP3535431B1 EP17798132.1A EP17798132A EP3535431B1 EP 3535431 B1 EP3535431 B1 EP 3535431B1 EP 17798132 A EP17798132 A EP 17798132A EP 3535431 B1 EP3535431 B1 EP 3535431B1
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EP
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steel
rolling
temperature
steel product
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Peter PALZER
Manuel Otto
Kai Köhler
Thomas Evertz
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Salzgitter Flachstahl GmbH
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Salzgitter Flachstahl GmbH
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the invention relates to a medium-manganese steel product for use at low temperatures and a method for its production in the form of a flat steel product or a seamless tube.
  • the invention relates to the production of a steel product from a medium-manganese steel with excellent low-temperature toughness and / or high strength, for use in temperature ranges up to at least minus 196 ° C, which optionally includes a TRIP (TR Transformation Induced Plasticity) and / or TWIP (TWinning Induced Plasticity) effect.
  • steel products are understood to mean in particular flat steel products such as steel strips (hot or cold rolled) or heavy plates, as well as welded pipes made therefrom, but also seamless pipes.
  • the steel has a notched impact strength of 70 J at -196 ° C and consists of the elements (contents in% by weight and based on the molten steel): C: 0.01 to 0.06; Mn: 2.0 to 8.0; Ni: 0.01 to 6.0; Mo: 0.02 to 0.6; Si: 0.03 up to 0.5; AI: 0.003 to 0.05; N: 0.0015 to 0.01; P: up to 0.02; S: up to 0.01; as well as the remainder iron and unavoidable impurities.
  • a method for producing a flat steel product from the above-described high-strength steel with medium manganese content comprises the following work steps: heating a steel slab to a temperature of 1000 ° C to 1250 ° C, - rolling the slab with a final rolling temperature of 950 ° C or less with a reduction rate (Degree of rolling) of 40% or less, - cooling the rolled steel to a temperature of 400 ° C or less at a cooling rate of 2 ° K / s or more, - and, following the cooling, tempering the steel for 0.5 to 4 hours at a temperature between 550 ° C and 650 ° C.
  • the structure of the steel has martensite as the main phase and 3 to 15% by volume of retained austenite.
  • a medium-manganese steel for a door reinforcement tube which, in addition to iron, contains the following elements: C: 0.15 to 0.25%; Mn: 3.4 to 6.1%; P: 0.03% or less; S: 0.03% or less; Si: 0.6% or less; Al: 0.05%; Ni, Cr, Mo: 0 to 1%; V: 0 to 0.15%.
  • a structural composition of the steel is not described.
  • the U.S. Patent 5,310,431 discloses a corrosion-resistant, martensitic steel which, in addition to iron and impurities, contains the following elements: C: 0.05 to 0.15%; Cr: 2 to 15%; Co: 0.1 to 10%; Ni: 0.1 to 4%, Mo: 0.1 to 2%; Ti: 0.1 to 0.75%; B: ⁇ 0.1%; N: ⁇ 0.02%.
  • the steel described can also contain, for example, ⁇ 5% Mn.
  • the U.S. Patent 4,257,808 discloses a low-manganese steel for low-temperature applications, the composition of which does not contain any nickel.
  • the Chinese patent application CN 103 422 017 A also describes a steel composition for steel pipes used in the low temperature range, the composition containing (in% by weight): C: 0.02-0.13; Si: 0.15-0.4; Mn: 0.2-0.9; P: ⁇ 0.012; S ⁇ 0.007; N ⁇ 0.012; Mo: 0.008-0.12; Ni: 8.5-9.6 with the balance iron including impurities.
  • the steel sheet consists of the following elements (in% by weight): C: 0.03 to 0.35; Si: 0.5 to 3; Mn: 3.5 to 10; P: ⁇ 0.1; S: ⁇ 0.01; N: ⁇ 0.08.
  • a microstructure is specified with more than 30% ferrite and more than 10% residual austenite.
  • WO 2006/011503 A1 describes a steel sheet, the chemical composition of which is given in% by weight as follows: C: 0.0005 to 0.3; Si: ⁇ 2.5; Mn: 2.7 to 5; P: ⁇ 0.15; S: ⁇ 0.015; Mo: 0.15 to 1.5; B: 0.0006 to 0.01; Al: ⁇ 0.15 as well as the remainder iron and unavoidable impurities.
  • Such a steel strip is characterized by a high modulus of elasticity of greater than 230 Gpa in the rolling direction.
  • the European published application EP 2 055 797 A1 relates to a ferromagnetic, iron-based alloy whose composition contains one or more of the following elements in% by weight: Al: 0.01 to 11; Si: 0.01 to 7; Cr: 0.01 to 26, the remainder being iron and unavoidable impurities.
  • the alloy can optionally also contain 0.01 to 5% by weight of Mn and other elements.
  • TRIP steels have already been described, which have a predominantly ferritic basic structure with embedded retained austenite, which can convert to martensite during forming (TRIP effect). Because of its strong work hardening, TRIP steel achieves high values of uniform elongation and tensile strength. TRIP steels are used, among other things, in structural, chassis and crash-relevant components of vehicles as sheet metal blanks and as welded blanks.
  • Hot strips made from TRIP / TWIP steels with manganese contents of 9 to 30% by weight are known, the melt being cast into a pre-strip between 6 and 15 mm via a horizontal strip caster and then rolled out into a hot strip.
  • the present invention is based on the object of specifying a steel product made of a manganese-containing steel, which can be manufactured inexpensively and has an advantageous combination of strength and elongation properties at low temperatures and optionally a TRIP and / or TWIP effect. Furthermore, a method for producing such a steel product is to be specified.
  • this manganese-containing steel product according to the invention with a medium manganese content based on the alloying elements C, Mn, Al, Mo and Si is cost-effective, since it relies on an increased addition of nickel of up to 9% by weight to achieve the low-temperature toughness can generally be dispensed with.
  • the steel product according to the invention has a stable austenite component even at low temperatures down to at least ⁇ 196 ° C., which converts at the earliest when deformed at low temperatures, but is otherwise metastable to stable. This austenite content of at least 2% by volume, which is present at low temperatures, improves the low-temperature toughness and thus the elongation properties.
  • the steel product according to the invention can advantageously be used as a substitute for steels with a high Ni content in low-temperature applications, such as in the areas of shipbuilding, boiler construction / container construction, construction machinery, transport vehicles, crane construction, mining, mechanical and plant engineering, power plant industry, oil field pipes, Petrochemicals, wind turbines, pressure pipelines, precision pipes, pipes in general and for the substitution of high-alloy steels, in particular Cr, CrN, CrMnN, CrNi, CrMnNi steels.
  • the optionally alloyed elements advantageously have the following contents in% by weight: Ti: 0.002 to 0.5; V: 0.006 to 0.1; Cr: 0.05 to 4; Cu: 0.05 to 2; Nb: 0.003 to 0.1; B: 0.0005 to 0.014; Co: 0.003 to 3; W: 0.03 to 2; Zr: 0.03 to 1; Ca: ⁇ 0.004 and Sn: ⁇ 0.5
  • the steel product according to the invention in particular in the form of a seamless tube, has a multiphase structure consisting of 2 to 90% by volume, preferably up to 80% by volume or up to 70% by volume of austenite, less than 40% by volume, preferably less than 20% by volume ferrite and / or bainite and the remainder martensite or tempered martensite and optionally a TRIP and / or TWIP effect.
  • Some of the martensite is in the form of tempered martensite and some of the austenite of up to 90% can be in the form of annealing or deformation twins.
  • the steel can optionally have both a TRIP and a TWIP effect, with part of the austenite being able to convert into martensite during a subsequent deformation / forming / processing of the steel strip, whereby at least 20% of the original austenite must be retained in order to maintain the low-temperature properties to guarantee.
  • the steel product according to the invention is also characterized by an increased resistance to delayed crack formation (delayed fracture) and to hydrogen embrittlement. This is mainly achieved by precipitating molybdenum carbide, which acts as a hydrogen trap.
  • the steel has a high resistance to liquid metal embrittlement (LME) during welding.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the steel according to the invention is particularly suitable for producing heavy plate or hot and cold strip as well as welded and seamless tubes which can be provided with metallic or non-metallic, organic or other inorganic coatings.
  • the steel product advantageously has a yield strength Rp0.2 of 450 to 1150 MPa, a tensile strength Rm of 500 to 2100 MPa and an elongation at break A50 of more than 6% to 45% at room temperature, with higher tensile strengths tending to be associated with lower elongation at break and vice versa are.
  • a flat specimen with an initial measurement length of A50 was used in accordance with DIN 50 125.
  • Alloy elements are usually added to steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloy element can influence different properties in different steels. The effect and interaction generally depends considerably on the amount, the presence of other alloying elements and the state of solution in the material. The relationships are varied and complex. In the following, the effect of the alloying elements in the alloy according to the invention will be discussed in more detail.
  • the positive effects of the alloying elements used according to the invention are described below:
  • Carbon C C is required for the formation of carbides, stabilizes the austenite and increases the strength. Higher contents of C worsen the welding properties and lead to a deterioration in the elongation and toughness properties, which is why a maximum content of less than 0.3% by weight is specified. In order to achieve a fine precipitation of carbides, a minimum addition of 0.01% by weight is required.
  • the C content is advantageously set at 0.03 to 0.15% by weight.
  • Mn stabilizes the austenite, increases the strength and the toughness and optionally enables a deformation-induced martensite and / or twin formation in the alloy according to the invention. Contents of less than 4% by weight are not sufficient to stabilize the austenite and thus worsen the elongation properties, while contents of 10% by weight and more, the austenite is stabilized too strongly, so that the deformation-induced mechanisms TRIP and TWIP effect are not sufficiently effective and thereby the strength properties, in particular the 0.2% yield strength, are reduced. For the manganese steel according to the invention with medium manganese contents, a range of 4 to ⁇ 8% by weight is preferred.
  • Aluminum Al is used to deoxidize the melt. An Al content of 0.003% by weight and more is used to deoxidize the melt. This results in a higher effort when potting. Al contents of more than 0.03% by weight completely deoxidize the melt, influence the transformation behavior and improve the strength and elongation properties. Al contents of more than 2.9% by weight deteriorate the elongation properties. Higher Al contents also significantly worsen the casting behavior in continuous casting. Therefore, a maximum content of 2.9% by weight and a minimum content of more than 0.003% by weight are specified. However, the steel preferably has an Al content of 0.03 to 0.4% by weight.
  • Silicon Si The addition of Si in contents of more than 0.02% by weight hinders the carbon diffusion, reduces the specific density and increases the strength and the elongation and toughness properties. Furthermore, an improvement in cold rollability could be observed through the addition of Si. Contents of more than 0.8% by weight lead to embrittlement of the material and have a negative impact on hot and cold rollability and coatability, for example by galvanizing. Therefore, a maximum content of 0.8% by weight and a minimum content of 0.02% by weight are specified. Contents of 0.08 to 0.3% by weight have proven to be optimal.
  • Mo acts as a carbide former, increases strength and increases resistance to hydrogen-induced delayed cracking and hydrogen embrittlement. Contents of Mo of more than 0.8% by weight deteriorate the elongation properties, which is why a maximum content of 0.8% by weight and a minimum content of 0.01% by weight, which is necessary for sufficient effectiveness, are specified. A Mo content of 0.1 to 0.5% by weight has proven to be advantageous in terms of increasing strength in combination with the lowest possible cost.
  • Phosphorus P is a trace or accompanying element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness through solid solution strengthening and improves hardenability. As a rule, however, attempts are made to lower the phosphorus content as much as possible, since it is, among other things, highly susceptible to segregation due to its low diffusion rate and to a great extent reduces the toughness. The accumulation of phosphorus at the grain boundaries can cause cracks to appear along the grain boundaries during hot rolling. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior by up to 300 ° C. For the reasons mentioned above, the phosphorus content is limited to values less than 0.04% by weight.
  • sulfur S is bound as a trace or accompanying element in iron ore or is introduced through coke during production via the blast furnace route. It is generally undesirable in steel because it tends to segregate strongly and has a strong embrittling effect, as a result of which the elongation and toughness properties are impaired. Attempts are therefore made to achieve the lowest possible amounts of sulfur in the melt (e.g. through deep desulphurisation). For the reasons mentioned above, the sulfur content is limited to values less than 0.02% by weight.
  • N is also an accompanying element in steel production. He improves in the dissolved state for steels with a higher manganese content with greater than or equal to 4% weight% Mn, the strength and toughness properties. Lower Mn-alloyed steels with less than 4% by weight tend to have a strong aging effect in the presence of free nitrogen. The nitrogen diffuses at dislocations even at low temperatures and blocks them. It thus causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness.
  • a setting of the nitrogen in the form of nitrides is possible, for example, by adding aluminum and / or titanium as well as Nb, V, B, aluminum nitrides in particular having a negative effect on the forming properties of the alloy according to the invention. For the reasons mentioned above, the nitrogen content is limited to less than 0.02% by weight.
  • Titanium Ti When optionally added, Ti acts as a carbide former to refine the grain, which at the same time improves strength, toughness and elongation properties. Furthermore, Ti reduces intergranular corrosion. Contents of Ti of more than 0.5% by weight deteriorate the elongation properties, which is why a maximum Ti content of 0.5% by weight is specified. A minimum content of 0.002 is optionally specified in order to advantageously eliminate nitrogen with Ti.
  • Vanadium V When optionally added, V acts as a carbide former to refine the grain, which at the same time improves strength, toughness and elongation properties. Contents of V of more than 0.1% by weight give no further advantages, which is why a maximum content of 0.1% by weight is specified. A minimum content of 0.006% by weight is optionally specified, which is necessary for the separation of the finest carbides.
  • Chromium Cr With the optional addition, Cr increases the strength and reduces the corrosion rate, delays the formation of ferrite and pearlite and forms carbides.
  • the maximum content is set at 4% by weight, since higher contents result in a deterioration in the elongation properties.
  • a minimum Cr content for effectiveness is set at 0.05% by weight.
  • Nickel Ni The addition of at least 0.01% by weight of nickel stabilizes the austenite, especially at lower temperatures, and improves the strength and toughness properties and reduces carbide formation. The For reasons of cost, the maximum content is set at 3% by weight. A maximum Ni content of 1% by weight has proven to be particularly economical.
  • a particularly cost-effective alloy system can be achieved if the following condition is met in combination with manganese: 6 ⁇ 1.5 Mn + Ni ⁇ 8.
  • Copper Cu reduces the rate of corrosion and increases strength. Contents of more than 2% by weight worsen the producibility due to the formation of low-melting phases during casting and hot rolling, which is why a maximum content of 2% by weight is specified. In order to achieve a strength-increasing effect through Cu, a minimum of 0.05% by weight is specified.
  • Niobium Nb When optionally added, Nb acts as a carbide former to refine the grain, which at the same time improves strength, toughness and elongation properties. Contents of Nb of more than 0.1% by weight give no further advantages, which is why a maximum content of 0.1% by weight is specified. Optionally, a minimum content of 0.003% by weight is specified, which is necessary for the separation of the finest carbides.
  • Boron B B retards the austenite transformation, improves the hot forming properties of steels and increases the strength at room temperature. It develops its effect even with very low alloy contents. Contents above 0.008% by weight increasingly deteriorate the elongation and toughness properties, which is why the maximum content is set at 0.014% by weight. A minimum content of 0.0005% by weight is optionally specified in order to take advantage of the strength-increasing effect of boron.
  • Co increases the strength of the steel and stabilizes the austenite. Contents of more than 3% by weight worsen the elongation properties, which is why a maximum content of 3% by weight is optionally specified. An optional minimum content of 0.003% by weight is preferably provided, which, in addition to the strength properties, particularly advantageously influences the austenite stability.
  • Tungsten W acts as a carbide former and increases strength. W contents of more than 2% by weight deteriorate the elongation properties, which is why a maximum W content of 2% by weight is specified. An optional minimum content of 0.03% by weight is specified for the effective elimination of carbides.
  • Zirconium Zr acts as a carbide former and improves strength. Contents of Zr of more than 1% by weight deteriorate the elongation properties, which is why a maximum content of 1% by weight is specified. In order to enable the precipitation of carbides, an optional minimum content of 0.03% by weight is specified.
  • Ca is used to modify non-metallic oxidic inclusions, which otherwise could lead to undesired failure of the alloy due to inclusions in the structure, which act as stress concentration points and weaken the metal bond. Furthermore, Ca improves the homogeneity of the alloy according to the invention. Contents above 0.004% by weight Ca do not result in any further advantage in the inclusion modification, impair the producibility and are to be avoided due to the high vapor pressure of Ca in steel melts. Therefore, an optional maximum content of 0.004% by weight is provided.
  • Tin Sn increases the strength, but, like copper, accumulates under the scale and at the grain boundaries at higher temperatures. By penetrating into the grain boundaries, it leads to the formation of low-melting phases and the associated cracks in the structure and to solder brittleness, which is why a maximum content of less than 0.5% by weight is optionally provided.
  • the annealing required to achieve the required low-temperature toughness and thus the setting of the final structure can not be carried out on the hot or cold strip, but optionally only after the Tube production take place, the annealing of the tube in an annealing plant with an annealing time of 0.3 to 24 h and temperatures of 500 ° C to 840 ° C, preferably 520 ° C to 600 ° C with an annealing time of 0.5 to 6 h he follows. If necessary, the tube can be given an organic or inorganic coating on one or both sides after annealing.
  • the usual thickness ranges for pre-strip are 1 mm to 35 mm and for slabs and thin slabs 35 mm to 450 mm. It is preferably provided that the slab or thin slab is hot-rolled into a heavy plate with a thickness of more than 3 mm to 200 mm or a hot strip with a thickness of 0.8 mm to 28 mm, or the pre-strip, cast close to its final dimensions, is hot-rolled into a hot strip with a thickness of 0.8 mm to 3 mm is hot rolled.
  • the cold strip according to the invention has a thickness of at most 3 mm, preferably 0.1 mm to 1.4 mm.
  • a pre-strip produced near net dimensions using the two-roll casting method with a thickness of less than or equal to 3 mm, preferably 1 mm to 3 mm, is already understood as hot strip.
  • the pre-strip produced in this way as hot strip does not have an original cast structure due to the reshaping of the two counter-rotating rolls. Hot rolling thus already takes place inline during the two-roller casting process, so that separate hot rolling can optionally be omitted.
  • the cold rolling of the hot strip can take place at room temperature or advantageously at an elevated temperature before the first rolling pass, in one or more rolling passes.
  • Cold rolling at elevated temperatures is advantageous in order to reduce the rolling forces and to promote the formation of deformation twins (TWIP effect).
  • Advantageous temperatures of the rolling stock before the first rolling pass are 60 ° C to 450 ° C.
  • the steel strip can be skin-pass after cold rolling, whereby the surface structure (topography) required for the end application is set. Passing can be done using the Pretex® process, for example.
  • the flat steel product produced in this way receives a surface refinement, for example by electrolytic galvanizing or hot-dip galvanizing and, instead of galvanizing or in addition, a coating on an organic or inorganic basis.
  • the coating systems can be, for example, organic coatings, plastic coatings or lacquers or other inorganic coatings such as iron oxide layers.
  • the flat steel product produced according to the invention can be used both as sheet metal, sheet metal section or blank or further processed into a pipe that is welded longitudinally or helically.
  • a solid block (round cast bar) is essentially understood to mean a continuously cast section produced by round casting, which section already has a desired length.
  • Warm forming or warm internal high pressure forming is the term used here for forming and internal high pressure forming processes in which at least the first forming step takes place at a temperature above room temperature to below the Ac3 temperature, preferably at 60 ° C to 450 ° C.
  • alloys 1 and 2 not according to the invention with regard to the Ni content and with a standard alloy.
  • the standard alloy and alloys 1 and 2 contain the following elements in the listed contents in% by weight: alloy C. Ni Mn Si P. S. Mon V. B. X8Ni9 / 1.5662 (standard) Max 0.1 8.5-10.0 0.3-0.8 Max. 0.35 Max. 0.02 Max. 0.01 Max 0.1 0.05 max - Leg. 1 0.03 0.004 6.4 0.12 0.023 0.006 0.43 - 0.001 Leg. 2 0.06 0.004 6.3 0.12 0.022 0.006 0.43 - -
  • the elongation at break A50 of the X8Ni9 was converted in accordance with DIN ISO 2566/1 from the elongation at break A5.65 in accordance with the standard to a sample cross-section of 20 mm.
  • the elongation parameters represent the elongation in the rolling direction.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein mittelmanganhaltiges Stahlprodukt zum Einsatz bei tiefen Temperaturen und ein Verfahren zu seiner Herstellung in Form eines Stahlflachproduktes oder eines nahtlosen Rohres.
  • Insbesondere betrifft die Erfindung die Herstellung eines Stahlproduktes aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit hervorragender Tieftemperaturzähigkeit und/oder hoher Festigkeit, für den Einsatz in Temperaturbereichen bis mindestens minus 196 °C, welcher optional einen TRIP (TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP (TWinning Induced Plasticity)-Effekt aufweist. Als Stahlprodukte werden im Folgenden insbesondere Stahlflachprodukte wie Stahlbänder (warm- oder kaltgewalzt) oder Grobbleche sowie daraus hergestellte, geschweißte Rohre aber auch nahtlose Rohre verstanden.
  • Aus der europäischen Offenlegungsschrift EP 2 641 987 A2 sind ein mittelmanganhaltiger hochfester Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahls bekannt. Der Stahl weist eine Kerbschlagzähigkeit von 70 J bei -196 °C auf und besteht aus den Elementen (Gehalte in Gewichts-% und bezogen auf die Stahlschmelze): C: 0,01 bis 0,06; Mn: 2,0 bis 8,0; Ni: 0,01 bis 6,0; Mo: 0,02 bis 0,6; Si: 0,03 bis zu 0,5; AI: 0,003 bis 0,05; N: 0,0015 bis 0,01; P: bis zu 0,02; S: bis zu 0,01; sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Dieser Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als die bislang für diesen Einsatzzweck verwendeten bis zu 9 Gewichts-% Nickel enthaltenden Stähle. Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus dem vorbeschriebenen höherfesten mittelmanganhaltigen Stahl, umfasst die folgenden Arbeitsschritte: - Aufheizen einer Stahlbramme auf eine Temperatur von 1000 °C bis 1250 °C, - Walzen der Bramme mit einer Walzendtemperatur von 950°C oder weniger mit einer Reduktionsrate (Walzgrad) von 40 % oder weniger, - Kühlen des gewalzten Stahls auf eine Temperatur von 400°C oder weniger mit einer Kühlrate von 2 °K/s oder mehr, - und im Anschluss an das Kühlen Anlassen des Stahls für 0,5 bis 4 Stunden bei einer Temperatur zwischen 550 °C und 650 °C. Das Gefüge des Stahls weist als Hauptphase Martensit und 3 bis 15 Vol.-% Restaustenit auf.
  • In der US-Patentschrift 5,256,219 wird ein mittelmanganhaltiger Stahl für ein Türverstärkerrohr offenbart, der neben Eisen die folgenden Elemente enthält: C: 0,15 bis 0,25%; Mn: 3,4 bis 6,1%; P: max. 0,03%; S: max. 0,03%; Si: max. 0,6 %; Al: 0,05%; Ni, Cr, Mo: 0 bis 1%; V: 0 bis 0,15%. Eine Gefügezusammensetzung des Stahls wird nicht beschrieben.
  • Die US-Patentschrift 5,310,431 offenbart einen korrosionsfesten, martensitischen Stahl, der neben Eisen und Verunreinigungen die folgenden Elemente enthält: C: 0,05 bis 0,15%; Cr: 2 bis 15%; Co: 0,1 bis 10%; Ni: 0,1 bis 4%, Mo: 0,1 bis 2%; Ti: 0,1 bis 0,75%; B: < 0,1%; N: < 0,02%. Daneben kann der beschriebene Stahl auch beispielsweise < 5% Mn enthalten.
  • Die US-Patentschrift 4,257,808 offenbart einen niedrigmanganhaltigen Stahl für die Tieftemperaturanwendung, in dessen Zusammensetzung auf Nickel gänzlich verzichtet wird.
  • Die chinesische Patentanmeldung CN 103 422 017 A beschreibt ebenfalls eine Stahlzusammensetzung für Stahlrohre mit Einsatz im Tieftemperaturbereich, wobei die Zusammensetzung enthält (in Gew.-%): C: 0,02-0,13; Si: 0,15-0,4; Mn: 0,2-0,9; P: ≤ 0,012; S≤0,007; N≤0,012; Mo: 0,008-0,12; Ni: 8,5-9,6 mit Rest Eisen einschließlich Verunreinigungen.
  • Aus der Offenlegungsschrift US 2014/0230971 A1 ist ein hochfestes Stahlblech mit exzellenten Verformungseigenschaften sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung bekannt. Neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht das Stahlblech aus den folgenden Elementen (in Gew.-%): C: 0,03 bis 0,35; Si: 0,5 bis 3; Mn: 3,5 bis 10; P: < 0,1; S: < 0,01; N: < 0,08. Eine Mikrostruktur wird mit mehr als 30% Ferrit und mehr als 10% Rest-Austenit angegeben.
  • Auch die Offenlegungsschrift WO 2006/011503 A1 beschreibt ein Stahlblech, dessen chemische Zusammensetzung in Gew.-% wie folgt angegeben ist: C: 0,0005 bis 0,3; Si: < 2,5; Mn: 2,7 bis 5; P: < 0,15; S: < 0,015; Mo: 0,15 bis 1,5; B: 0,0006 bis 0,01; Al: < 0,15 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Kennzeichnend für ein derartiges Stahlband ist ein hoher Elastizitätsmodul von größer 230 Gpa in Walzrichtung.
  • Die europäische Offenlegungsschrift EP 2 055 797 A1 betrifft eine ferromagnetische, Eisen-basierte Legierung dessen Zusammensetzung eines oder mehrere der folgenden Elemente in Gew.-% enthält: AI: 0,01 bis 11; Si: 0,01 bis 7; Cr: 0,01 bis 26 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Optional kann die Legierung auch 0,01 bis 5 Gew.-% Mn sowie weitere Elemente enthalten.
  • Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 113 A1 bereits sogenannte TRIP-Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen, der während einer Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP-Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. Zum Einsatz kommen TRIP-Stähle u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen von Fahrzeugen als Blechplatinen sowie als geschweißte Platinen.
  • Des Weiteren sind aus der Offenlegungsschrift WO 2005/061152 A1 Warmbänder aus TRIP/TWIP-Stählen mit Mangan-Gehalten von 9 bis 30 Gewichts-% bekannt, wobei die Schmelze über eine horizontale Bandgießanlage zu einem Vorband zwischen 6 und 15 mm vergossen und anschließend zu einem Warmband ausgewalzt wird.
  • Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Stahlprodukt aus einem manganhaltigen Stahl anzugeben, welches kostengünstig herstellbar ist und eine vorteilhafte Kombination von Festigkeits- und Dehnungseigenschaften bei tiefen Temperaturen sowie optional einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt aufweist. Des Weiteren soll ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlproduktes angegeben werden.
  • Diese Aufgabe wird durch ein erfindungsgemäßes Stahlprodukt mit den Merkmalen der Ansprüche 1 bis 3 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben. Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlproduktes wird mit den Merkmalen des Anspruchs 9 oder 13 und dessen Unteransprüchen angegeben.
  • Außerdem ist die Herstellung dieses erfindungsgemäßen manganhaltigen Stahlproduktes mit mittlerem Mangangehalt (medium manganese steel) auf der Basis der Legierungselemente C, Mn, Al, Mo und Si kostengünstig, da auf eine erhöhte Zugabe von Nickel von bis zu 9 Gewichts-% zur Erreichung der Tieftemperaturzähigkeit im Allgemeinen verzichtet werden kann. Das erfindungsgemäße Stahlprodukt weist auch bei tiefen Temperaturen bis mindestens - 196 °C einen stabilen Austenitanteil auf, welcher frühestens bei einer Verformung bei tiefen Temperaturen umwandelt, sonst jedoch metastabil bis stabil vorliegt. Dieser bei den tiefen Temperaturen vorliegende Austenitanteil von mindestens 2 Vol-% verbessert die Tieftemperaturzähigkeit und damit die Dehnungseigenschaften.
  • Vorteilhaft kann das erfindungsgemäße Stahlprodukt als Substitut für hoch-Ni-haltige Stähle bei Tieftemperaturanwendungen eingesetzt werden, wie zum Beispiel in den Bereichen Schiffsbau, Kesselbau/Behälterbau, Baumaschinen, Transportfahrzeuge, Kranbau, Bergbau, Maschinen- und Anlagenbau, Kraftwerksindustrie, Ölfeld-Rohre, Petrochemie, Windkraftanlagen, Druckrohrleitungen, Präzisionsrohre, Rohre allgemein und zur Substitution hochlegierter Stähle, insbesondere Cr-, CrN, CrMnN-, CrNi-, CrMnNi-Stähle.
  • Die optional zulegierten Elemente weisen vorteilhaft folgende Gehalte in Gewichts-% auf: Ti: 0,002 bis 0,5; V: 0,006 bis 0,1; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1; Ca: < 0,004 und Sn: < 0,5
  • Das erfindungsgemäße Stahlprodukt, insbesondere in Form eines nahtlosen Rohres, weist ein mehrphasiges Gefüge, bestehend aus 2 bis 90 Vol.-%, vorzugsweise bis 80 Vol.-% beziehungsweise bis 70 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-%, vorzugsweise weniger als 20 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit beziehungsweise angelassenen Martensit und optional einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt auf. Ein Teil des Martensits liegt als angelassener Martensit vor und ein Teil des Austenits von bis zu 90 % kann in Form von Glüh- oder Verformungszwillingen vorliegen. Der Stahl kann optional sowohl einen TRIP- als auch einen TWIP-Effekt aufweisen, wobei ein Teil des Austenits während einer nachfolgenden Verformung/ Einformung/ Verarbeitung des Stahlbandes in Martensit umwandeln kann, wobei mindestens 20 % des ursprünglichen Austenits erhalten bleiben müssen, um die Tieftemperatureigenschaften zu gewährleisten.
  • Das erfindungsgemäße Stahlprodukt zeichnet sich außerdem durch einen erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung (delayed fracture) und gegenüber Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) aus. Dies wird vorwiegend durch eine Ausscheidung von Molybdänkarbid erreicht, welches als Wasserstofffalle (trap) fungiert. Zudem weist der Stahl einen hohen Widerstand gegenüber Flüssigmetallversprödung (LME) beim Schweißen auf.
  • Die Verwendung des Begriffs "bis" in der Definition der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gewichts-%, bedeutet, dass die Eckwerte - im Beispiel 0,01 und 1 - mit eingeschlossen sind.
  • Der erfindungsgemäße Stahl eignet sich insbesondere zur Erzeugung von Grobblech oder von Warm- und Kaltband sowie geschweißten und nahtlosen Rohren, welche mit metallischen oder nichtmetallischen, organischen oder sonstigen anorganischen Überzügen versehen werden können.
  • In vorteilhafter Weise weist das Stahlprodukt bei Raumtemperatur eine Dehngrenze Rp0,2 von 450 bis 1150 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 500 bis 2100 MPa und eine Bruchdehnung A50 von mehr als 6 % bis 45 % auf, wobei höheren Zugfestigkeiten tendenziell geringere Bruchdehnungen und umgekehrt zuzuordnen sind. Für die Bruchdehnungsuntersuchungen mit Zugversuch wurde gemäß DIN 50 125 eine Flachprobe mit einer Anfangsmeßlänge A50 verwendet.
  • Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen erheblich von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben:
    Kohlenstoff C: C wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von weniger als 0,3 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine feine Ausscheidung von Karbiden zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,01 Gewichts-% erforderlich. Für eine optimale Kombination aus mechanischen Eigenschaften und der Schweißbarkeit wird der C-Gehalt vorteilhaft auf 0,03 bis 0,15 Gewichts-% festgelegt.
  • Mangan Mn: Mn stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht optional eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte kleiner 4 Gewichts-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von 10 Gewichts-% und mehr der Austenit zu stark stabilisiert wird, somit die verformungsinduzierten Mechanismen TRIP- und TWIP- Effekt nicht ausreichend wirksam werden und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die 0,2 % Dehngrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von 4 bis < 8 Gewichts-% bevorzugt.
  • Aluminium Al: Al dient zur Desoxidation der Schmelze. Ein Al-Gehalt von 0,003 Gewichts-% und mehr dient zur Desoxidation der Schmelze. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. Al-Gehalte von mehr als 0,03 Gewichts-% desoxidieren die Schmelze vollständig, beeinflussen das Umwandlungsverhalten und verbessern die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften. Gehalte an Al von mehr als 2,9 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere Al-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Daher wird ein maximaler Gehalt von 2,9 Gewichts-% und ein minimaler Gehalt von mehr als 0,003 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt aber weist der Stahl einen Al-Gehalt von 0,03 bis 0,4 Gewichts-% auf.
  • Des Weiteren sollte optional bei Gehalten an Ni > 0,01 Gewichts-% für die Summe aus C und Al ein Mindestgehalt (in Gewichts-%) von mehr als 0,11 und weniger als 3 eingehalten werden, wodurch die Festigkeit des Austenits insbesondere durch C erhöht, jedoch die Ausscheidung unerwünscht grober Karbide durch Al unterdrückt wird. Ein Gehalt an C + Al von 3 Gewichts-% und mehr verschlechtert die Festigkeitseigenschaften und erschwert die Herstellung. Bei Summengehalten von C + Al von 0,11 Gewichts-% oder weniger können Zugfestigkeiten von > 1200 MPa nach der abschließenden Wärmebehandlung mit der angegebenen Legierung nicht erreicht werden.
  • Silizium Si: Die Zugabe von Si in Gehalten von mehr als 0,02 Gewichts-% behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Des Weiteren konnte eine Verbesserung der Kaltwalzbarkeit durch Zulegieren von Si beobachtet werden. Gehalte von mehr als 0,8 Gewichts-% führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die Beschichtbarkeit, beispielsweise durch Verzinken, negativ. Daher wird ein maximaler Gehalt von 0,8 Gewichts-% und ein minimaler Gehalt von 0,02 Gewichts-% festgelegt. Als optimal haben sich Gehalte von 0,08 bis 0,3 Gewichts-% herausgestellt.
  • Molybdän Mo: Mo wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber wasserstoffinduzierter verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 0,8 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,8 Gewichts-% und ein für eine ausreichende Wirksamkeit erforderliche Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt wird. Als vorteilhaft in Bezug auf eine Festigkeitssteigerung in Kombination mit möglichst geringen Kosten hat sich ein Gehalt an Mo von 0,1 bis 0,5 Gewichts-% erwiesen.
  • Phosphor P: P ist ein Spuren- oder Begleitelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300 °C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf Werte kleiner 0,04 Gewichts-% begrenzt.
  • Schwefel S: S ist wie Phosphor als Spuren- oder Begleitelement im Eisenerz gebunden oder wird bei der Erzeugung über die Hochofenroute durch Koks eingetragen. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefentschwefelung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf Werte kleiner 0,02 Gewichts-% begrenzt.
  • Stickstoff N: N ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer oder gleich 4% Gewichts-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-legierte Stähle mit weniger als 4 Gewichts-% neigen in Gegenwart von freiem Stickstoff zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium und/oder Titan sowie Nb, V, B möglich, wobei sich insbesondere Aluminiumnitride negativ auf die Umformeigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auswirken. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf weniger als 0,02 Gewichts-% begrenzt.
  • Titan Ti: Bei optionaler Zugabe wirkt Ti als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Des Weiteren vermindert Ti die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt an Ti von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,002 festgelegt, um Stickstoff mit Ti vorteilhaft auszuscheiden.
  • Vanadium V: Bei optionaler Zugabe wirkt V als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an V von über 0,1 Gewichts-% ergeben keine weiteren Vorteile, weshalb ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,006 Gewichts-% festgelegt, welcher für eine Ausscheidung feinster Karbide notwendig ist.
  • Chrom Cr: Bei optionaler Zugabe steigert Cr die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 4 Gewichts-% festgelegt, da höhere Gehalte eine Verschlechterung der Dehnungseigenschaften zur Folge haben. Ein für die Wirksamkeit minimaler Cr-Gehalt wird mit 0,05 Gewichts-% festgelegt.
  • Nickel Ni: Die Zugabe von mindestens 0,01 Gewichts-% Nickel bewirkt eine Stabilisierung des Austenits insbesondere bei tieferen Temperaturen und verbessert die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften und vermindert die Karbidbildung. Der maximale Gehalt wird hierbei aus Kostengründen auf 3 Gewichts-% festgelegt. Als besonders wirtschaftlich hat sich ein Maximalgehalt an Ni von 1 Gewichts-% herausgestellt.
  • Ein besonders kostengünstiges Legierungssystem kann erreicht werden, wenn in Kombination mit Mangan folgende Bedingung erfüllt ist: 6 <1,5 Mn + Ni < 8.
  • Kupfer Cu: Cu verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte von größer 2 Gewichts-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb ein Maximalgehalt von 2 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine festigkeitssteigernde Wirkung durch Cu zu erreichen, wird ein Minimum von 0,05 Gewichts-% festgelegt.
  • Niob Nb: Bei optionaler Zugabe wirkt Nb als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an Nb von über 0,1 Gewichts-% ergeben keine weiteren Vorteile, weshalb ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,003 Gewichts-% festgelegt, welcher für eine Ausscheidung feinster Karbide notwendig ist.
  • Bor B: B verzögert die Austenitumwandlung, verbessert die Warmumformeigenschaften von Stählen und erhöht die Festigkeit bei Raumtemperatur. Es entfaltet seine Wirkung bereits bei sehr geringen Legierungsgehalten. Gehalte oberhalb 0,008 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften zunehmend, weshalb der Maximalgehalt auf 0,014 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,0005 Gewichts-% festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen.
  • Kobalt Co: Co erhöht die Festigkeit des Stahls und stabilisiert den Austenit. Gehalte von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Bevorzugt wird ein optionaler Mindestgehalt von 0,003 Gewichts-% vorgesehen, welcher neben den Festigkeitseigenschaften insbesondere die Austenitstabilität vorteilhaft beeinflusst.
  • Wolfram W: W wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit. Gehalte an W von über 2 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 2 Gewichts-% W festgelegt wird. Zur wirksamen Ausscheidung von Karbiden wird ein optionaler Minimalgehalt von 0,03 Gewichts-% festgelegt.
  • Zirkonium Zr: Zr wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 1 Gew-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 1 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine Ausscheidung von Karbiden zu ermöglichen, wird ein optionaler Minimalgehalt von 0,03 Gewichts-% festgelegt.
  • Kalzium Ca: Ca wird zur Modifikation nichtmetallischer oxidischer Einschlüsse genutzt, welche sonst zu einem unerwünschten Versagen der Legierung durch Einschlüsse im Gefüge, welche als Spannungskonzentrationsstellen wirken und den Metallverbund schwächen, führen könnten. Des Weiteren verbessert Ca die Homogenität der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte oberhalb von 0,004 Gewichts-% Ca ergeben keinen weiteren Vorteil bei der Einschlussmodifikation, verschlechtern die Herstellbarkeit und sind aufgrund des hohen Dampfdrucks von Ca in Stahlschmelzen zu vermeiden. Daher ist ein optionaler Maximalgehalt von 0,004 Gewichts-% vorgesehen.
  • Zinn Sn: Sn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch, ähnlich Kupfer, bei höheren Temperaturen unter der Zunderschicht und an den Korngrenzen an. Es führt durch Eindringen in die Korngrenzen zur Bildung niedrig schmelzender Phasen und damit verbunden zu Rissen im Gefüge und zu Lotbrüchigkeit, weshalb optional ein Maximalgehalt von kleiner 0,5 Gewichts-% vorgesehen wird.
  • Ein Stahlprodukt in Form eines Stahlflachprodukts, wie zum Beispiel Warmband, Kaltband oder Grobblech, wird erfindungsgemäß geliefert durch ein Verfahren, umfassend die Schritte:
    • Erschmelzen einer Stahlschmelze nach einem der Ansprüche 1 bis 3 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;
    • Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
    • Erwärmen auf eine Walztemperatur von 1050 °C bis 1250 °C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus,
    • Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Grobblech mit einer Dicke von über 3 bis 200 mm oder einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 bis 28 mm, mit einer Walzendtemperatur von 650 °C bis 1050 °C,
    • Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 100 °C bis 600 °C,
    • optional Beizen des Warmbandes,
    • optional Glühen des Grobbleches oder des Warmbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,
    • optional Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur von 60 °C bis 450 °C vor dem ersten Walzstich in einem oder mehreren Walzstichen auf eine Dicke von ≤ 3 mm mit einem Abwalzgrad von 10 bis 90%, vorzugsweise 30 bis 60%,
    • optional Glühen des Kaltbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,
    • optional Dressieren des Warm- oder Kaltbandes,
    • optional elektrolytisches Verzinken, Feuerverzinken oder Beschichten mit einer organischen oder anorganischen Beschichtung, wobei das Stahlflachprodukt eine hervorragende Tieftemperaturzähigkeit bei Temperaturen von unter -196 °C und eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften aufweist.
  • Im Falle einer Weiterverarbeitung des Stahlflachproduktes zu einem längsnaht- oder spiralnahtgeschweißten Rohr, kann das zur Erzielung der geforderten Tieftemperaturzähigkeit erforderliche Glühen und damit die Einstellung des Endgefüges nicht schon am Warm- oder Kaltband sondern optional erst nach der Rohrherstellung erfolgen, wobei das Glühen des Rohres in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h erfolgt. Falls erforderlich, kann das Rohr nach dem Glühen eine ein- oder beidseitige organische oder anorganische Beschichtung erhalten.
  • In Bezug auf weitere Vorteile wird auf die vorstehenden Ausführungen zu dem erfindungsgemäßen Stahl verwiesen.
  • Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Grobblech mit einer Dicke von über 3 mm bis 200 mm oder einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 mm bis 28 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 mm bis 3 mm warmgewalzt wird. Das erfindungsgemäße Kaltband hat eine Dicke von höchstens 3 mm, vorzugsweise 0,1 mm bis 1,4 mm.
  • Im Zusammenhang mit dem vorstehenden erfindungsgemäßen Verfahren wird ein endabmessungsnah mit dem Zwei-Rollen Gießverfahren erzeugtes Vorband mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm, vorzugsweise 1 mm bis 3 mm, bereits als Warmband verstanden. Das so als Warmband produzierte Vorband weist, bedingt durch die eingebrachte Umformung der beiden gegenläufig drehenden Walzen, keine originäre Gussstruktur auf. Ein Warmwalzen findet somit bereits inline während des Zwei-Rollen-Gießverfahrens statt, so dass ein separates Warmwalzen optional entfallen kann.
  • Das Kaltwalzen des Warmbandes kann bei Raumtemperatur oder vorteilhaft bei erhöhter Temperatur vor dem ersten Walzstich, in einem oder mehreren Walzstichen stattfinden.
  • Das Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur ist vorteilhaft, um die Walzkräfte zu reduzieren und die Bildung von Verformungszwillingen (TWIP-Effekt) zu begünstigen. Vorteilhafte Temperaturen des Walzgutes vor dem ersten Walzstich betragen 60 °C bis 450 °C.
  • Falls erforderlich, kann das Stahlband nach dem Kaltwalzen dressiert werden, wodurch die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur (Topographie) eingestellt wird. Das Dressieren kann beispielsweise mittels des Pretex®-Verfahrens erfolgen.
  • In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte Stahlflachprodukt eine Oberflächenveredelung, beispielsweise durch elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken sowie anstelle der Verzinkung oder additiv eine Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis. Die Beschichtungssysteme können zum Beispiel organische Beschichtungen, Kunststoffbeschichtungen oder Lacke oder anderweitige anorganische Beschichtungen wie beispielsweise Eisenoxidschichten sein.
  • Das erfindungsgemäß hergestellte Stahlflachprodukt kann sowohl als Blech, Blechabschnitt oder Platine verwendet oder zu einem längs- oder spiralnaht geschweißtem Rohr weiterverarbeitet werden.
  • Sollen als Stahlprodukte nahtlose Rohre hergestellt werden, so können diese erfindungsgemäß vorteilhaft mit folgenden Verfahrensschritten erzeugt werden:
    • Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; Al: 0,003 bis 2,9; Mo: 0,01 bis 0,8; Si: 0,02 bis 0,8; Ni: 0.01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei
    • für die Legierungszusammensetzung die Gleichung
      6 < 1,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5,
    • oder für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,11 < C + Al < 3 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5,
    • oder die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente B, V, Nb, Co, W oder Zr enthält, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5
      über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;
    • Vergießen des Stahls in einem Stranggießverfahren zu einem Strang und Teilen des Strangs in einen Stranggussabschnitt, insbesondere einen massiven Block,
    • Erwärmen des Blocks auf eine Umformtemperatur von 700 °C bis 1250 °C,
    • Lochen des auf Umformtemperatur befindlichen Blocks zu einem Hohlblock
    • Optional Wieder-Erwärmen des Hohlblocks vor einem Warmwalzen auf 700 °C bis 1250 °C
    • Warmwalzen zu einem nahtlosen Rohr, beispielsweise in einem Stopfenwalzwerk, Schrägwalzwerk, Lösewalzwerk, Diescherwalzwerk, Asselwalzwerk, Kontiwalzwerk, Pilgerwalzwerk oder einer Stoßbankanlage mit beispielsweise folgendem Ablauf: Fertigung eines Hohlblocks aus einem Vorblock, anschließendes Elongieren (Strecken) des Hohlblocks zu einer Luppe (dickwandiges Rohr) und Fertigwalzen der Luppe zum Rohr
    • Optional Zwischenerwärmen zwischen den Walzschritten auf eine Temperatur von 60 °C bis 1250 °C
    • Optional Fertigwalzen des nahtlosen Rohres bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450°C unter bevorzugter Ausnutzung des TWIP-Effekts
    • Optionales Beizen des Rohres
    • Optional Nachwalzen oder Kalibrierwalzen oder sonstige anschließendes Umformen des Rohres beispielsweise Ziehen mittels Reduzierring, Aufweiten oder Innenhochdruckumformen, optional bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C
    • Optional Ausnutzen des TRIP-Effektes bei Umformen von Raumtemperatur bis 60 °C zur Erzielung einer höheren Festigkeit
    • Optional Ausnutzen des TWIP-Effektes bei Umformen in einem Temperaturbereich von 60 °C bis 450 °C zur Erzielung einer höheren Restbruchdehnung und höheren Streckgrenze
    • Optional abschließendes Wärmebehandeln bei 400 °C bis 900 °C für 1 min bis 24 h in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlich arbeitenden Glüheinrichtung, wobei kürzere Zeiten tendenziell höheren Temperaturen zugeordnet werden und umgekehrt
    • Optional Weiterverarbeiten des nahtlosen Rohres zu einem Bauteil mittels Innenhochdruckumformung, Halbwarmumformung oder Halbwarm-Innenhochdruckumformung.
  • Unter einem massiven Block (round cast bar) wird im Wesentlichen ein durch Rundstrangguss hergestellter Stranggussabschnitt verstanden, der bereits eine gewünschte Länge aufweist.
  • Im Zusammenhang mit den vorgenannten Verfahren wird ausdrücklich darauf hingewiesen, dass die als optional angegeben Verfahrensschritte alle oder jede Unterkombination hiervon auch zwingend in dem Verfahren vorgesehen werden können.
  • Als Halbwarmumformung bzw. Halbwarm-Innenhochdruckumformung werden hier Umform- und Innenhochdruckumformverfahren bezeichnet, bei welchen mindestens der erste Umformschritt bei einer Temperatur oberhalb Raumtemperatur bis unterhalb der Ac3-Temperatur, bevorzugt bei 60 °C bis 450 °C, stattfindet.
  • Es wurden Versuche zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften der auf den Ni-Gehalt nicht erfindungsgemäßen Legierungen 1 und 2 sowie mit einer Normlegierung durchgeführt. Die Normlegierung und Legierungen 1 und 2 enthalten die folgenden Elemente in den aufgeführten Gehalten in Gew.-%:
    Legierung C Ni Mn Si P S Mo V B
    X8Ni9/1,5662 (Norm) Max. 0,1 8,5-10,0 0,3-0,8 Max. 0,35 Max. 0,02 Max. 0,01 Max. 0,1 Max. 0,05 -
    Leg. 1 0,03 0,004 6,4 0,12 0,023 0,006 0,43 - 0,001
    Leg. 2 0,06 0,004 6,3 0,12 0,022 0,006 0,43 - -
  • Die aus den vorgenannten Legierungen hergestellten Stahlprodukte wurden unterschiedlichen Wärmebehandlungen unterzogen und die Kerbschlagarbeit entsprechend dem Charpy Kerbschlagversuch mit V-Kerb gemessen:
    Legierung Zustand Wärmebehandlung Kerbschlagarbeit bei -196 °C [J/cm2] in Querrichtung
    X8Ni9/1.5662 (Norm) vergütet Nach Norm 1.5662 ≥ 50
    Leg. 1 geglüht 600°C, 2,5 h ≥ 64
    Leg. 2 geglüht 580 °C, 4 h ≥ 58
  • Auch wurden Eigenschaften der aus den vorgenannten Legierungen hergestellten Stahlbänder bei gleichem Behandlungszustand bestimmt. Nachfolgend dargestellt sind Kennwerte für Warmband/Grobblech:
    Legierung Re (obere Streckgrenze) [MPa] Rm [MPa] Bruchdehnung (A50) [%]
    X8Ni9/1.5662 (Norm) > 585 680 - 820 > 13,7
    Leg. 1 790 820 17,6
    Leg. 2 855 867 11,5
  • Die Bruchdehnung A50 des X8Ni9 wurde gemäß DIN ISO 2566/1 aus der Bruchdehnung A5,65 gemäß Norm auf einen Probenquerschnitt von 20 mm umgerechnet. Die Dehnungskennwerte stehen für die Dehnung in Walzrichtung.

Claims (13)

  1. Stahlprodukt für Tieftemperatureinsatz mit einer Mindest-Kerbschlagarbeit entsprechend dem Charpy Kerbschlagversuch mit V-Kerb bei -196 °C in Querrichtung von ≥ 50 J/cm2 mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,01 bis < 0,3, bevorzugt 0,03 bis 0,15; Mn: 4 bis < 10, bevorzugt 4 bis < 8; Al: 0,003 bis 2,9, bevorzugt 0,03 bis 0,4; Mo: 0,01 bis 0,8, bevorzugt 0,1 bis 0,5; Si: 0,02 bis 0,8, bevorzugt 0,08 bis 0,3; Ni: 0,01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 6 < 1,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Ti: 0,002 bis 0,5; V: 0,006 bis 0,1; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1; Ca: < 0,004 und Sn: < 0,5;
    aufweisend ein Gefüge bestehend aus 2 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit.
  2. Stahlprodukt für Tieftemperatureinsatz mit einer Mindest-Kerbschlagarbeit entsprechend dem Charpy Kerbschlagversuch mit V-Kerb bei -196 °C in Querrichtung von ≥ 50 J/cm2 mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,01 bis < 0,3, bevorzugt 0,03 bis 0,15; Mn: 4 bis < 10, bevorzugt 4 bis < 8; AI: 0,003 bis 2,9, bevorzugt 0,03 bis 0,4; Mo: 0,01 bis 0,8, bevorzugt 0,1 bis 0,5; Si: 0,02 bis 0,8, bevorzugt 0,08 bis 0,3; Ni: 0,01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,11 < C + Al < 3 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Ti: 0,002 bis 0,5; V: 0,006 bis 0,1; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1; Ca: < 0,004 und Sn: < 0,5;
    aufweisend ein Gefüge bestehend aus 2 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit.
  3. Stahlprodukt für Tieftemperatureinsatz mit einer Mindest-Kerbschlagarbeit entsprechend dem Charpy Kerbschlagversuch mit V-Kerb bei -196 °C in Querrichtung von ≥ 50 J/cm2 mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,01 bis < 0,3, bevorzugt 0,03 bis 0,15; Mn: 4 bis < 10, bevorzugt 4 bis < 8; Al: 0,003 bis 2,9, bevorzugt 0,03 bis 0,4; Mo: 0,01 bis 0,8, bevorzugt 0,1 bis 0,5; Si: 0,02 bis 0,8, bevorzugt 0,08 bis 0,3; Ni: 0,01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente in Gewichts-% B: 0,0005 bis 0,014; V: 0,006 bis 0,1; Nb: 0,003 bis 0,1; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2 oder Zr: 0,03 bis 1 enthält, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Ti: 0,002 bis 0,5; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Ca: < 0,004 und Sn: < 0,5;
    aufweisend ein Gefüge bestehend aus 2 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit.
  4. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge des Stahlprodukts, insbesondere eines nahtlosen Rohres, einen Austenitanteil von 2 bis 80 Vol.-%, vorzugsweise 2 - 70 Vol.-%, einen Ferrit- bzw. Bainit-Anteil von unter 20 Vol.-% und Rest Martensit aufweist.
  5. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass ein Anteil von mindestens 20 % des Martensits als angelassener Martensit vorliegt.
  6. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass ein Anteil von bis zu 90 % des Austenits in Form von Glüh- oder Verformungszwillingen vorliegt.
  7. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl eine Dehngrenze Rp0,2 von 450 bis 1050 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 500 bis 1500 MPa und eine Bruchdehnung A50 von mehr als 6 bis 45% aufweist.
  8. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlprodukt metallisch, anorganisch oder organisch beschichtet ist und optional auf die Beschichtung eine oder mehrere weitere metallische, sonstige anorganische oder organische Beschichtungen aufgebracht sind.
  9. Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes in Form eines Stahlflachproduktes, umfassend die Schritte:
    - Erschmelzen einer Stahlschmelze nach einem der Ansprüche 1 bis 3 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder den Lichtbogenofenprozess jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;
    - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
    - Erwärmen auf eine Walztemperatur von 1050 °C bis 1250 °C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus,
    - Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Grobblech mit einer Dicke von über 3 bis 200 mm oder einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 bis 28 mm mit einer Walzendtemperatur von 650 °C bis 1050 °C,
    - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 100 °C bis 600 °C,
    - optional Beizen des Warmbandes,
    - optional Glühen des Grobbleches oder des Warmbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,
    - optional Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur vor dem ersten Walzstich in einem oder mehreren Walzstichen auf eine Dicke von ≤ 3 mm mit einem Abwalzgrad von 10 bis 90%, vorzugsweise 30 bis 60%,
    - optional Glühen des Kaltbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,
    - optional Dressieren des Warm- oder Kaltbandes,
    - optional elektrolytisches Verzinken, Feuerverzinken oder Beschichten mit einer organischen oder anorganischen Beschichtung.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass der erste Walzstich beim Kaltwalzen des Warmbandes bei einer Temperatur von 60 °C bis 450 °C erfolgt.
  11. Verfahren nach Anspruch 9 und 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt zu einem Bauteil weiterverarbeitet wird.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil ein längsnahtgeschweißtes oder spiralnahtgeschweißtes Rohr ist.
  13. Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes in Form eines nahtlosen Rohres, umfassend die Schritte:
    - Erschmelzen einer Stahlschmelze nach einem der Ansprüche 1 bis 3 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze,
    - Vergießen des Stahls in einem Stranggießverfahren zu einem Strang und Teilen des Strangs in einen massiven Block,
    - Erwärmen des Blocks auf eine Umformtemperatur von 700 °C bis 1250 °C,
    - Lochen des auf Umformtemperatur befindlichen Blocks zu einem Hohlblock,
    - Optional Wieder-Erwärmen des Hohlblocks vor einem Warmwalzen auf 700 °C bis 1250 °C,
    - Warmwalzen mittels Elongieren des Hohlblocks zu einer Luppe und Fertigwalzen der Luppe zum Rohr,
    - Optional Zwischenerwärmen zwischen den Walzschritten auf eine Temperatur von 60 °C bis 1250 °C,
    - Optional Fertigwalzen des nahtlosen Rohres bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C, unter bevorzugter Ausnutzung des TWIP-Effekts,
    - Optionales Beizen des Rohres,
    - Optional Nachwalzen oder Kalibrierwalzen,
    - Optional anschließendes Umformen oder Ziehen des Rohres,
    - Optional Aufweiten oder Innenhochdruckumformen, optional bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C,
    - Optional Ausnutzen des TRIP-Effektes beim Umformen von Raumtemperatur bis 60 °C zur Erzielung einer höheren Festigkeit,
    - Optional Ausnutzen des TWIP-Effektes beim Umformen in einem Temperaturbereich von 60 °C bis 450 °C zur Erzielung einer höheren Restbruchdehnung und höheren Streckgrenze,
    - Optional abschließendes Wärmebehandeln bei 400 °C bis 900 °C für 1 min bis 24 h in einer kontinuierlichen oder stationären Glüheinrichtung, wobei kürzere Zeiten tendenziell höheren Temperaturen zugeordnet werden und umgekehrt,
    - Optional Weiterverarbeiten des nahtlosen Rohres zu einem Bauteil mittels Innenhochdruckumformung, Halbwarmumformung oder Halbwarm-Innenhochdruckumformung.
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