Die Erfindung betrifft ein nahtlos hergestelltes Rohr aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit vorteilhaften mechanischen Eigenschaften und ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Insbesondere betrifft die Erfindung ein nahtloses Rohr aus einem

mittelmanganhaltigen Stahl, welches eine gute Kombination von Festigkeit und Bruchdehnung sowie eine gute Restzähigkeit und außerdem einen TRIP

(TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP (TWinning Induced Plasticity)- Effekt aufweist.

Die grundsätzlichen Verfahrensschritte zur Herstellung nahtloser Stahlrohre werden beispielsweise in der Offenlegungsschrift DE 10 2005 052 178 A1 beschrieben. Danach wird ausgehend von einem auf Umformtemperatur befindlichen massiven Block in einem ersten Umformschritt durch Lochen ein dickwandiger Hohlblock erzeugt, der anschließend in einem zweiten Umformschritt durch Walzen unter Veränderung des Durchmessers und der Wanddicke zu einem Vorrohr (Luppe) gestreckt und woraus in einem anschließenden dritten Umformschritt durch

Reduzierwalzen (Fertigwalzen) ein Fertigrohr erzeugt wird.

Nahtlos hergestellte Rohre aus einem manganhaltigen Stahl für Airbags sind zum Beispiel aus der Offenlegungsschrift DE 100 22 462 A1 bekannt. Der Stahl weist eine hohe Festigkeit mit folgender Legierungszusammensetzung in Gewichts-% auf: ungefähr 0,07 bis ungefähr 0,15 C, ungefähr 1 bis ungefähr 2 Mn, weniger als ungefähr 0,02 P, weniger als ungefähr 0,015 S, ungefähr 0,5 bis ungefähr 2,10 Cr, ungefähr 0,2 bis ungefähr 1 ,0 Ni, ungefähr 0,2 bis ungefähr 0,7 Mo, weniger als ungefähr 0,65 Cu, weniger als ungefähr 0,25 Restelemente und das Restgewicht der Zusammensetzung Fe. Über einen TRIP- und/oder TRIP-Effekt wird nichts offenbart.

Auch ist aus dem deutschen Patent DE 39 35 965 C1 die Verwendung eines Stahls als Werkstoff zur Herstellung von Rohren zur Verstärkung von Kraftfahrzeugtüren bekannt. Der verwendete Stahl weist neben Eisen und üblichen Verunreinigungen folgende Zusammensetzung in Gewichts% auf: C: 0,15 bis 0,25; Mn: 3,4 bis 6,1 ; Ni: 0 bis 1 ,0; Cr: 0 bis 1 ,0; Mo: 0 bis 1 ,0; V: 0 bis 0,15; P: max. 0,03; S: max. 0,03; Si: max. 0,6; AI: max. 0,05. Auch muss folgende Beziehung für die Summe einiger der Legierungsanteile erfüllt sein: Mn + Ni + Cr + Mo + 10 x V > 4,5 Gewichts%. Die Offenlegungsschrift WO 99/01585 offenbart einen austenitischen Leichtbaustahl mit TRIP- und TWIP-Eigenschaften, welcher neben Eisen und üblichen

Stahlbegleitelementen in Masse-% enthält: Si: 1 bis 6, AI: 1 bis 8, wobei AI + Si < 12 und Mn: 10 bis 30. Ein Stahl mit dieser Zusammensetzung ist insbesondere gut kaltumformbar und gut tiefziehfähig und kann für Bleche für Cryogen-Behälter oder Rohrleitungen verwendet werden.

Die Offenlegungsschrift JP H 052 631 94 A beschreibt ein verschleißbeständiges, doppelwandiges Stahlrohr aus einem hochmanganhaltigen Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen die folgenden Elemente enthält: C: 0,5 bis 1 ,2%; Si: < 1 %; Mn: 10 bis 25%, N: < 0,3%; gelöstes AI: < 1 %.

Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 1 13 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. Aus der Offenlegungsschrift DE 10 2008 020 757 A1 sind neben TRIP-Stählen auch austenitische TWIP-Stähle (Twinning Induced Plasticity) bekannt, bei denen bei plastischer Kaltverformung eine intensive Zwillingsbildung stattfindet. Dieser Vorgang verfestigt den Stahl, wobei die Verfestigung schon bei geringer Belastung (ab 300 MPa) stattfindet und die Bruchdehnung über 60 % liegt. Der TWIP-Stahl besitzt einen Kohlenstoffgehalt von etwa 0,6 Gewichts-%. Als Legierungselemente kommen Mn (25 bis 30%), AI und Si (bis 2%) zum Einsatz.

Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein nahtloses Rohr anzugeben, welches kostengünstig herstellbar ist und eine gute Eigenschaftskombination aus Festigkeit und Bruchdehnung sowie eine gute Restzähigkeit sowie einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt aufweist. Des Weiteren soll ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Rohres angegeben werden.

Diese Aufgabe wird durch ein erfindungsgemäßes nahtloses Rohr mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben. Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines solchen Rohres wird mit den Merkmalen des Anspruchs 25 angegeben.

Erfindungsgemäß bietet ein nahtlos hergestelltes Rohr aus einem

mittelmanganhaltigen Stahl, aufweisend einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt bei

Verformung, mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,0005 bis 0,9; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,01 bis 10, vorzugsweise 0,01 - 5 Gewichts-%, insbesondere bevorzugt > 0,5 - 3; P: < 0,1 ; S: <0,1 ; N: <0,1 ; wobei AI + Mn > 6,15, vorzugsweise > 6,50, ist, Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden

Elemente: Si, Cr, Ni, Nb, V, Ti, Mo, Sn, Cu, W, Co, Zr, Ta, Te, Sb, B, aufweisend ein Gefüge bestehend aus 10 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit, eine hervorragende Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften.

Durch die Gleichung AI + Mn > 6,15, bevorzugt > 6,50 wird sichergestellt, dass einerseits ein genügend hoher Austenitgehalt im Werkstoff erreicht wird und andererseits die Stapelfehlerenergie ausreichend hoch ist, um bei jeglicher

Umformung, insbesondere unter Druckbeanspruchung, die Bildung von hexagonalem Martensit zu vermeiden, welcher sehr spröde und damit schlecht oder gar nicht umformbar ist.

Außerdem ist die Herstellung dieses erfindungsgemäßen nahtlosen Rohres aus manganhaltigem Stahl mit mittlerem Mangangehalt (medium manganese steel oder MMnS) auf der Basis der Legierungselemente C und Mn sehr kostengünstig. Der Stahl weist vorteilhaft einen TRI P/TW IP-Effekt bei Verformung bzw. Umformung auf, wodurch sich in Kombination mit den optional zulegierten Elementen ein sehr breites Feld von Eigenschaftskombinationen der mechanischen Eigenschaften ergibt:

0,2 % Dehngrenze Rp0,2: 450 - 1 150 MPa

- Zugfestigkeit Rm: 500 - 2100 MPa Bruchdehnung A80: > 4 bis 45 %, wobei höheren Zugfestigkeiten tendenziell geringere Bruchdehnungen und umgekehrt zuzurechnen sind.

Für das Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A80 ergeben sich dabei folgende Werte:

Rm von 500 bis 800 MPa: Rm x A80 > 15400 bis 50000 MPa%

Rm von über 800 bis 900 MPa: Rm x A80 > 14400 bis 50000 MPa%

Rm von über 900 bis 1200 MPa: Rm x A80 > 13200 bis 45000 MPa%

Rm von über 1200 bis 1400 MPa: Rm x A80 > 1 1200 bis 42000 MPa% Rm von über 1400 bis 1800 MPa: Rm x A80 > 10000 bis 40000 MPa%

Rm von über 1800 MPa: Rm x A80 > 7200 bis 24000 MPa%

Erfindungsgemäße nahtlose Rohre können vorteilhaft mit folgenden

Verfahrensschritten erzeugt werden:

- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend in Gewichts-%: C: 0,0005 bis 0,9; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,01 bis 10, vorzugsweise 0,01 - 5 Gewichts-%, insbesondere bevorzugt > 0,5 - 3; P: < 0,1 ; S: <0,1 ; N: <0,1 ; wobei AI + Mn > 6,15, vorzugsweise > 6,50 ist, Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Si, Cr, Ni, Nb, V, Ti, Mo, Sn, Cu, W, Co, Zr, Ta, Te, Sb, B, Ca,

über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;

- Vergießen des Stahls im Rundstranggießverfahren zu einem Strang und Teilen des Strangs in einen Stranggießabschnitt, insbesondere einen massiven Block,

- Erwärmen des Blocks auf eine Umformtemperatur von 700 °C bis 1250 °C,

- Lochen des auf Umformtemperatur befindlichen massiven Blocks zu einem

Hohlblock

- Optional-Wieder-Erwärmen des Hohlblocks vor einem Warmwalzen auf 700 °C bis 1250 °C,

- Warmwalzen zu einem nahtlosen Vorrohr (Luppe), beispielsweise in einem

Stopfenwalzwerk, Schrägwalzwerk, Lösewalzwerk, Diescherwalzwerk,

Asselwalzwerk, Kontiwalzwerk, Pilgerwalzwerk oder einer Stoßbankanlage, wobei optional mindestens ein oder mehrere Walzschritte bei einer Temperatur von 60 °C bis unterhalb der Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C, besonders bevorzugt von 100 °C bis 350 °C unter bevorzugter Ausnutzung des TWIP-Effekts erfolgen, - Optional Zwischenerwärmen zwischen den Walzschritten auf eine Temperatur von 60 °C bis 1250 °C

- Optionales Beizen des Rohres,

- Optional Nachwalzen oder Kalibrierwalzen oder sonstige anschließende Umformung des Rohres beispielsweise Ziehen mittels Reduzierring, Aufweiten oder

Innenhochdruckumformen bei Raumtemperatur oder bei einer Temperatur zwischen Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt bei einer Temperatur von 60 °C bis unterhalb Ac3-Temperatur, weiterhin bevorzugt 60 °C bis 450 °C und insbesondere bevorzugt bei einer Temperatur von 100 bis 350 °C,

- Optional Ausnutzen des TRIP-Effektes beim Umformen von Raumtemperatur bis unter 60 °C zur Erzielung einer höheren Festigkeit,

- Optional Ausnutzen des TWIP-Effektes durch ein abschließendes Umformen in einem Temperaturbereich von 60 °C bis 450 °C, insbesondere bevorzugt bei einer Temperatur von 100 bis 350 °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 diskontinuierlichen 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.

Im Zusammenhang mit dem 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.

Durch die Gleichung AI + Mn > 6,15, bevorzugt > 6,50 wird sichergestellt, dass einerseits ein genügend hoher Austenitgehalt im Werkstoff erreicht wird und andererseits die Stapelfehlerenergie ausreichend hoch ist, um bei jeglicher

Umformung, insbesondere unter Druckbeanspruchung, die Bildung von hexagonalem Martensit zu vermeiden, welcher sehr spröde und damit schlecht oder gar nicht umformbar ist. Das nahtlose Rohr kann beispielsweise mit folgendem Ablauf gefertigt werden: Fertigung eines Hohlblocks aus einem massiven Block, anschließendes Elongieren (Strecken) des Hohlblocks zu einem dickwandigen Vorrohr (Luppe) und anschließend Fertigwalzen der Luppe zum einem Rohr mit den geforderten Endabmessungen. Unter einem massiven Block (round cast bar) wird im Wesentlichen ein durch Rundstrangguss hergestellter Stranggussabschnitt verstanden, der bereits eine gewünschte Länge aufweist.

Durch das optionale Umformen des Rohres bei einer Temperatur von 60 °C bis unterhalb Ac3, bevorzugt 60 °C bis 450 °C und insbesondere bevorzugt bei einer Temperatur von 100 bis 350 °C (Halbwarmumformung, Halbwarm- Innenhochdruckumformung) können vorteilhaft Verformungszwillinge in das Material eingebracht werden, wodurch die Festigkeit, insbesondere die Streckgrenze, erhöht und das Restumformvermögen größtenteils erhalten bleibt. Eine abschließende Umformung unterhalb 60 °C bewirkt eine Verfestigung des Rohres durch den TRIP- Effekt, wobei das Restumformvermögen abnimmt. Vorteilhaft ist eine Kombination beider Umformungen in der vorgenannten Reihenfolge, da dadurch das

Gesamtumformvermögen im Vergleich zu niedrig legierten Werkstoffen erhöht, bzw. im Vergleich zu sonstigen hochlegierten Werkstoffen, insbesondere Cr, CrNi, CrMn, CrMnNi, CrN, hoch Mn-haltige Stähle (TRIP/TWIP-Stähle) bei geringeren

Legierungskosten erhöht wird.

Vorteilhaft kann daher der erfindungsgemäße manganhaltige Stahl für nahtlose Rohre als Substitut für hochlegierte Stähle, insbesondere Cr, CrNi, CrMn, CrMnNi, CrN, hoch Mn-haltige Stähle, insbesondere für chemische Industrie, Lebensmittelindustrie, Automobilindustrie, Luft-und Raumfahrt, Sanitäranwendungen, Maschinen- und Anlagenbau, Konsumgüterindustrie, Leitungs- und Apparatebau eingesetzt werden, wodurch die erzeugten nahtlosen Rohre kostengünstiger herstellbar sind. Die optional zulegierten Elemente weisen vorteilhaft folgende Gehalte in Gewichts-% auf:

Si: 0 - 6, vorzugsweise 0,05 - 3, insbesondere bevorzugt 0,1 - 1 ,5

Cr: 0 - 6, vorzugsweise 0,1 - 4, insbesondere bevorzugt > 0,5 - 2,5

Ni: 0 - 3, vorzugsweise 0,01 - 0,8, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,5

Nb: 0 - 1 , vorzugsweise 0,005 - 0,4, insbesondere bevorzugt 0,01 - 0,1 V: 0 - 1 ,5, vorzugsweise 0,005 - 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 - 0,3

Ti: 0 - 1 ,5, vorzugsweise 0,005 - 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 - 0,3

Mo: 0 - 3, vorzugsweise 0,005 - 1 ,5, insbesondere bevorzugt 0,01 - 0,5

Sn: 0 - 0,5, vorzugsweise < 0,2, insbesondere bevorzugt < 0,05

Cu: 0 - 3, vorzugsweise < 0,5, insbesondere bevorzugt < 0,1

W: 0 - 5, vorzugsweise 0,01 - 3, insbesondere bevorzugt 0,2 - 1 ,5

Co: 0 - 8, vorzugsweise 0,01 - 5, insbesondere bevorzugt 0,3 - 2

Zr: 0 - 0,5, vorzugsweise 0,005 - 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 - 0,2

Ta: 0 - 0,5, vorzugsweise 0,005 - 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 - 0,1

Te: 0 - 0,5, vorzugsweise 0,005 - 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 - 0,1

Sb: 0 - 0,5, vorzugsweise 0,005 - 0,06, insbesondere bevorzugt 0,01 - 0,03

B: 0 - 0,15, vorzugsweise 0,001 - 0,08, insbesondere bevorzugt 0,002 - 0,01

Ca: 0 - 0,004 Das erfindungsgemäße nahtlose Rohr weist ein mehrphasiges Gefüge, bestehend aus 5 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit 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/EinformungA erarbeitung des nahtlosen Rohres in Martensit umwandeln kann.

Die Verwendung des Begriffs„bis" in den Definitionen der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gewichts-%, bedeutet, dass die Eckwerte - im Beispiel 0,01 und 1 - mit eingeschlossen sind. 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 0,9 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine feine Ausscheidung von Karbiden zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,0005 Gewichts-% erforderlich.

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 5 bis 8 Gewichts-% bevorzugt.

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 0,1 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 0,1 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-Iegierte Stähle mit weniger als 4 Gewichts-% Mn 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 0,1 Gewichts-% begrenzt.

Aluminium AI: AI verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das Umwandlungsverhalten der

erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte an AI von mehr als 10 Gewichts-%

verschlechtern die Dehnungseigenschaften und bewirken ein überwiegend sprödes Bruchverhalten. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren

Mangangehalten wird ein AI-Gehalt von 0,01 bis 5 Gewicht-% bevorzugt, um die Festigkeit bei gleichzeitig guter Dehnung zu erhöhen. Insbesondere Gehalte von > 0,5 bis 3 Gewichts-% ermöglichen ein besonders großes Produkt von Festigkeit und Bruchdehnung.

Silizium Si: Si behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Gehalte von mehr als 6 Gewichts-% verhindern eine Weiterverarbeitung durch Kaltwalzen aufgrund einer Versprödung des Werkstoffs. Daher wird ein maximaler Gehalt von 6 Gewichts-% festgelegt. Optional wird ein Gehalt von 0,05 bis 3 Gewichts-% festgelegt, da Gehalte in diesem Bereich die Umformeigenschaften positiv beeinflussen. Als besonders vorteilhaft für die Umform- und Umwandlungseigenschaften haben sich Si-Gehalte von > 0,1 bis 1 ,5 Gewichts-% herausgestellt.

Chrom Cr: Cr verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 6 Gewichts-% festgelegt, da höhere Gehalte eine Verschlechterung der Dehnungseigenschaften und wesentlich höhere Kosten zur Folge haben. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Cr-Gehalt von 0,1 bis 4 Gewicht-% bevorzugt, um die Ausscheidung grober Cr-Karbide zu vermindern. Insbesondere Gehalte von > 0,5 bis 2,5 Gewichts-% haben sich als vorteilhaft für die Stabilisierung des Austenits und die Ausscheidung feiner Cr-Karbide erwiesen.

Nickel Ni: Die optionale Zugabe von mindestens 0,01 Gewichts-% Nickel bewirkt eine Stabilisierung des Austenits, verbessert die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften und vermindert die Karbidbildung. Des Weiteren kompensiert Ni bereits in geringen Gehalten eventuelle negative Einflüsse von Cu beim Strangguss. Der maximale Gehalt wird hierbei aus Kostengründen auf 3 Gewichts-% festgelegt. Als besonders wirtschaftlich hat sich ein Maximalgehalt an Ni von bevorzugt 0,8 bzw. insbesondere bevorzugt 0,5 Gewichts-% herausgestellt.

Niob Nb: Bei optionaler Zugabe wirkt Nb als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an Nb von über 1 Gewichts-% ergeben keine weiteren Vorteile, weshalb ein Maximalgehalt von 1 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,4 Gewichts-%, bzw. insbesondere bevorzugt eine Spanne von 0,01 bis 0,1 Gewichts-% festgelegt, um eine möglichst effiziente Ausscheidung feiner Karbiden zu erreichen.

Vanadium V: Bei optionaler Zugabe wirkt V als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an V von über 1 ,5 Gewichts-% ergeben keine weiteren Vorteile, weshalb ein Maximalgehalt von 1 ,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,6 Gewichts-%, bzw.

insbesondere bevorzugt eine Spanne von 0,01 bis 0,3 Gewichts-% festgelegt, um eine möglichst effiziente Ausscheidung feiner Karbiden zu erreichen. Titan Ti: Bei optionaler Zugabe von Titan 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 1 ,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximagehalt an Ti von 1 ,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein

Mindestgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,6 Gewichts-%, bzw. insbesondere bevorzugt eine Spanne von 0,01 bis 0,3 Gewichts-% festgelegt, um eine möglichst effiziente Ausscheidung feiner Karbiden zu erreichen.

Molybdän Mo: Mo wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber wasserstoffinduzierter verzögerter Rissbildung und

Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Als vorteilhaft in Bezug auf eine Festigkeitssteigerung in Kombination mit möglichst geringen Kosten hat sich ein Gehalt an Mo von 0,005 bis 1 ,5 Gewichts-%, bzw. insbesondere vorteilhaft ein Gehalt an Mo von 0,01 bis 0,5 Gewichts-%, erwiesen.

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-%, bevorzugt < 0,2 Gewichts-% und insbesondere bevorzugt < 0,05 Gewichts-% vorgesehen wird. Kupfer Cu: Cu verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte von größer 3 Gewichts-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen, weshalb zur Steigerung der Festigkeit ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Zur Verbesserung der Vergießbarkeit wird ein Gehalt < 0,5 Gewichts-%, insbesondere bevorzugt < 0,1 Gewichts-% festgelegt. Wolfram W: W wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit. Gehalte an W von über 5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein

Maximalgehalt von 5 Gewichts-% W festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-%, bzw. insbesondere bevorzugt eine Spanne von 0,2 bis 1 ,5 Gewichts-% festgelegt, um eine möglichst effiziente Ausscheidung feiner Karbiden zu erreichen.

Kobalt Co: Co erhöht die Festigkeit des Stahls und stabilisiert den Austenit. Gehalte von über 8 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 8 Gewichts-% festgelegt wird. Bevorzugt wird ein optionaler Mindestgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 5 Gewichts-%, bzw. insbesondere bevorzugt eine Spanne von 0,3 bis 2 Gewichts-% vorgesehen, welcher neben den Festigkeitseigenschaften insbesondere die Austenitstabilität vorteilhaft beeinflusst.

Zirkonium Zr: Zr wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 0,5 Gew-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein

Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine Ausscheidung von Karbiden zu ermöglichen, wird ein optionaler Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-%, bzw. insbesondere bevorzugt eine Spanne von 0,01 bis 0,2 Gewichts-% festgelegt.

Tantal Ta: Ta wirkt ähnlich wie Niob als Karbidbildner kornfeinend und verbessert dadurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften. Gehalte von über 0,5 Gewichts-% bewirken keine weitere Verbesserung der Eigenschaften.

Daher wird optional ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,005 und ein Maximagehalt von 0,3 Gewichts-% festgelegt, in welchem die Kornfeinung vorteilhaft bewirkt werden kann. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit und Optimierung der Kornfeinung wird insbesondere bevorzugt ein Gehalt von 0,01 Gewichts-% bis 0,1 Gewichts-% angestrebt.

Tellur Te: Te verbessert die Korrosionsbeständigkeit und die mechanischen Eigenschaften sowie die Bearbeitbarkeit. Des Weiteren erhöht Te die Festigkeit von Mangansulfiden (MnS), welches dadurch beim Warm- und Kaltwalzen weniger stark in Walzrichtung gestreckt wird. Gehalte oberhalb 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-% festgelegt, welche mechanischen Eigenschaften vorteilhaft verbessern und die Festigkeit vorhandener MnS erhöht. Weiterhin wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% bevorzugt, welche eine Optimierung der mechanischen Eigenschaften bei gleichzeitiger Reduktion der Legierungskosten ermöglichen.

Antimon Sb: Sb verzögert die Kohlenstoffdiffusion und die Karbidausscheidung und lagert sich an den Korngrenzen an. Gehalte oberhalb 0,5 Gewichts-% verringern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften deutlich, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,06 Gewichts-%, bzw. insbesondere bevorzugt eine Spanne von 0,01 bis 0,03 Gewichts-% festgelegt, um die Ausscheidung unerwünscht grober Karbide zu verzögern.

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 0,15 Gewichts-% verschlechtern die

Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften zunehmend, weshalb der Maximalgehalt auf 0,15 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,001 Gewichts- % und ein Maximalgehalt von 0,08 Gewichts-%, bzw. insbesondere bevorzugt eine Spanne von 0,002 bis 0,01 Gewichts-% festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen.

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 von oberhalb 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.

In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte nahtlose Rohr 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 erfindungsgemäße nahtlose Rohr 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.