**WARNUNG** Anfang DESC Feld konnte Ende CLMS uberlappen **.
PATENTANSPRÜCHE
1. Verfahren zum Herstellen von hochfesten, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen, gekennzeichnet durch eine Feinkorn- und/oder Mischkristall- und/oder Teilchen- bzw. Ausscheidungshärtung, gekoppelt mit einer thermomechanischen Behandlung und anschliessender Kaltverfestigung.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass als Verfestigungsmechanismen sowohl eine Mischkristall-, Feinkorn- und Teilchen- bzw. Ausscheidungshärtung mit weitgehend additiver Wirkung Anwendung findet.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung durch ein kontrolliertes Walzen mikrolegierter, feinkornerschmolzener Stähle erfolgt und eine Martensitbildung ausschliesst.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass das kontrollierte Walzen dieser feinkornerschmolzenen, mikrolegierten Stähle mit einer niedrigen Endwalztemperatur und einem hohen Endverformungsgrad erfolgt, wobei die Rekristallisation zu einem möglichst feinen Austenitkorn vor der Ferrit-Perlit-Umwandlung führt.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass bei den mikrolegierten Stählen der Walzvorgang zusätzlich durch Ausscheidung von Karbiden, Nitriden und/oder Karbonitriden ergänzt wird, wodurch sowohl eine Mischkristall- als auch eine Feinkorn- und besonders verstärkte Teilchenhärtung bewirkt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperaturführung so gesteuert wird, dass eine y-a-Umwandlung kurz vor und/oder während der niedrigst möglichen Endwalztemperatur erfolgt, welche kurz vor Ar3 zu liegen kommt.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung einer entsprechenden Legierung eine niedrige, feinkornerhaltende Stossofen-Temperatur und/oder einen hohen Verformungsgrad mit wenigen Stichfolgen und/oder eine niedrige
Umform-Temperatur und/oder eine legierungstechnisch sowie durch beschleunigte Abkühlung bedingte Erniedrigung der y-a-Umwandlungstemperatur und/oder eine Rekristalli sationsverzögerung umfasst.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass bei der thermomechanischen Behandlung mit hohen Umformgeschwindigkeiten und -graden einer schnellen und gesteuerten Abkühlung vor und/oder nach dem letzten Walzstich und einer anschliessenden verzögerten
Abkühlung gearbeitet wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass nach der thermomechanischen Behand lung ein Kaltverfestigen, insbesondere ein Recken (für
Spannstäbe) oder Ziehen (für kaltgezogene Drähte), erfolgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass einer kohlenstoffarmen Stahlschmelze mit erhöhten Stickstoff-, Aluminium- und Mangan-Gehalten
Niobium und/oder Vanadium und/oder Molybdän als
Mikro legierung sowie Kupfer zur Korrosionsbeständigkeit der Spannstahlgüten zulegiert werden.
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Zulegierung der Mikrolegierungselemente zu dem
Zweck erfolgt, um der feinkornerschmolzenen Stahlschmelze
Elemente der chemischen Zusammensetzung beizufügen, die durch Ausscheidung während der thermomechanischen
Behandlung zusätzlich zur Feinkorn- und Mischkristallhärtung eine optimal mögliche Teilchenhärtung in Form von
Karbiden, Nitriden und/oder Karbonitriden bewirken.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass durch eine Calziumbehand lung der Stahlschmelze eine möglichst hohe Entschwefelung ( < 0,020 Massen-%) erreicht wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass eine Verfeinerung des Austenitkorns durch Einlagerung von feinen Ausscheidungen wie Aluminium-Nitride sowie Karbide, Nitride und/oder Karbonitride insbesondere der Mikrolegierungselemente Niobium und Vanadium erfolgt, und zwar in Teilchengrössen von 10 bis 20 nm, wobei zu diesem Zweck höchstmögliche Umformgrade und -geschwindigkeiten nebst niedrigstmöglicher Endwalztemperatur eingesetzt werden.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass durch eine Rekristallisationsverzögerung Anteile von nicht rekristallisiertem Austenit während den niedrigen Endwalztemperaturen verformt werden, woraus sich langgestreckte Körner und damit stark vergrösserte Austenitkorn-Oberflächen ergeben, bei deren Umwandlung in der Ferrit-Perlit-Stufe sich durch eine erhöhte Keimdichte und das gehemmte Wachstum der aus diesen Keimen gebildeten Körner eine starke Kornverfeinerung und daraus eine optimale Festigkeitssteigerung sowohl durch Feinkorn- als auch durch Teilchenhärtung ergibt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Austenit-Rekristallisation nebst der Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit durch Zulegieren von Molybdän und damit die y-a-Umwandlung zu tieferen Temperaturen verschoben wird.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass zur Kornverfeinerung 1,2-1,7% Mangan zulegiert und sodann gleichzeitig durch Mischkristall-Verfestigung und verstärkte Aushärtung eine optimale Festigkeitssteigerung vorgenommen wird.
17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, dass die Zulegierung des Mangans auf eine optimale Verzögerung der angestrebten Austenit-Umwandlung und eine optimale Feinkornbildung abgestimmt wird.
18. Verfahren nach Anspruch 16 oder 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Zulegierung des Mangans auf eine angestrebte Rekristallisationsverzögerung abgestimmt wird, und zwar durch Verschiebung der y-a-Umwandlung zu tiefereren Temperaturen und Einstellen der niedrigstmöglichen Endwalz-Temperatur sowie gleichzeitige Anwendung der thermomechanischen Behandlung.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass die Zulegierung des Mangans auf eine optimale Ausscheidung von Teilchen und damit optimale Wirkung der Teilchenhärtung zur maximal möglichen
Festigkeitssteigerung abgestimmt wird.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass durch die Zulegierung des
Mangans bei gleichzeitigem Vorhandensein von Niobium und Vanadium sowie Perlitarmut der verfestigende und damit festigkeitssteigernde Anteil des Mangans erhöht wird.
21. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass der Perlitanteil abgesenkt wird.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 21, dadurch gekennzeichnet, dass beim Erwärmen vor dem Walzen eine möglichst niedrige Stossofen-Temperatur eingehalten wird zur Verhinderung oder Beschränkung der Wiederauflösung von Karbid-, Nitrid- und/oder Karbonitrid-Ausscheidungen.
23. Verfahren nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, dass zur Verhinderung des rapiden Kornwachstums beim Vorwärmen im Stossofen erhöhte Aluminium- und Stickstoff
Gehalte im Rahmen der vorgegebenen Richtanalyse einge setzt werden, wobei bei diesem Verfahren zu diesem Zwecke
Teilchengrössen von 10 bis 20 mm angestrebt werden.
24. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass durch einen steigenden Nio
bium-Gehalt innerhalb der vorgegebenen Richtanalyse der Beginn des zu verhütenden Kornwachstums zu erhöhten bzw.
günstigeren Temperaturen verschoben wird.
25. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass für die Herstellung des Spannstahls eine Legierung mit folgenden Bestandteilen gewählt wird: 0,10 bis 0,20 Massen-% Kohlenstoff 1,20 bis 1,70 Massen-% Mangan 0,30 bis 0,50 Massen-% Silizium 0,04 bis 0,06 Massen-% Niobium 0,035 bis 0,05 Massen-% Vanadium 0,30 bis 0,50 Massen-% Molybdän 0,30 bis 2,00 Massen-% Kupfer 0,04 bis 0,06 Massen-% Aluminium 0,015 bis 0,02 Massen-% Stickstoff < 0030 Massen-% Phosphor < 0 020 Massen-% Schwefel
BESCHREIBUNG
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von hochfesten, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen.
Gegenwärtig werden Spannstähle in der Regel aus unlegierten, höher kohlenstoffhaltigen Edelbaustählen hergestellt, und zwar - warmgewalzte, gereckte und angelassene Stäbe der Abmessungen 15 bis 40 mm rund mit einer Zusammensetzung von 0,65 bis 0,85 C, 0,65 bis 0,85 Si, 1,10 bis 1,70 Mn, 0,035 S, 0,035 P und gegebenenfalls 0,10 bis 0,40 V sowie - patentierter oder stelmorbehandelter Walzdraht der Abmessungen 5,5 bis 14,5 mm rund mit einer Zusammensetzung von 0,60 bis 0,90 C, 0,10 bis 0,30 Si, 0,50 bis 0,80 Mn, 0,035 S und 0,035 P. Daraus wird kaltgezogener Spanndraht hergestellt.
In beiden Fällen wird als Vormaterial Knüppel-Halbzeug von ca. 120 mm vierkant eingesetzt, welches je nach Herstellerwerk und vorhandenen Anlagen nach unterschiedlichen Kriterien wärmebehandelt, d.h. auf Walztemperatur gebracht wird und deshalb auch unterschiedliche Gefügestrukturen und -eigenschaften aufweist, im Endprodukt jedoch die für Zulassungsbescheinigungen üblichen mechanischen Eigenschaften aufweisen muss.
Diese Spannstähle haben den erheblichen Nachteil, dass sie nicht schweissbar sind. Zu ihrer Herstellung werden herkömmliche Verfahren angewandt, wie beispielsweise das bekannte Siemens-Martin-, Elektroofen- oder Sauerstoffaufblas-Verfahren, wobei der Stahl weder vorher noch nachher behandelt wird. Wenn überhaupt findet in einigen Fällen eine Stahlvorbehandlung durch Entschwefelung und eine Stahlnachbehandlung durch Vakuumbehandlung statt. Als Giessverfahren finden nach wie vor Block- und Strangguss Anwendung.
Ausser der fehlenden Schweissbarkeit weisen diese bekannten Spannstähle trotz kaum wesentlich veränderter Konzeptionen hinsichtlich ihrer chemischen Zusammensetzung, des Gefügeaufbaus und der Herstellungsbedingungen Mängel betreffend der mechanischen Eigenschaften der Korrosionsanfälligkeit und insbesondere der Sprödbruch Unempfindlichkeit auf. Eine bei der Beurteilung von Spann stählen bisher übersehene Tatsache liegt darin, dass die
Sprödbruch-Anfälligkeit von Spannstählen schon wesentlich oberhalb 0 "C beginnen kann und zu tiefereren Temperaturen hin rapide zunimmt. Die Sprödbruchsicherheit wird mit der sogenannten Übergangstemperatur zum möglichen Sprödbruch ausgedrückt.
Herkömmliche Spannstähle haben eine Tü von meist wesentlich über + 20 "C! Da bei den meisten Spannstahlbauwerken regelmässig über Monate hinweg Temperaturen bis zu - 40 "C und mehr auftreten können, insbesondere bei Brückenunterbauten, muss dieser Tatsache bei der Konzipierung und Entwicklung von Spannstählen entsprechend Rechnung getragen werden. Die Sprödbruch Anfälligkeit-liegt einmal weitgehend im inneren Reinheitsgrad, in oxidischen und sulfidischen Einschlüssen und Einschlussformen, begründet, welcher heute durch gezielte Stahlnachbehandlung weitgehend verbessert werden kann. Sodann steht die Sprödbruch-Anfälligkeit und vor allen Dingen deren Temperatur-Abhängigkeit in engstem Zusammenhang mit dem Perlit-(Zementit-)Anteil im Stahl, also mit dem Kohlenstoffgehalt, der den grössten negativen Einfluss ausübt.
Bis heute gibt es keine perlitarme, d.h. kohlenstoffarme Spannstähle.
Korrosion tritt am Spannstahl in vielfältiger Form auf, sei es als Mulden-, Loch-, Spalt-, interkristalline und transkristalline Korrosion. Besonderes Augenmerk ist auf die Spannungsriss-Korrosion zu richten. Bekannt sind die korrosionshemmenden Eigenschaften von Kupfer, jedoch hat Kupfer als Legierungselement bisher keine Anwendung bei Spannstählen gefunden.
Bis heute ist es also nicht gelungen, hochfeste, gleichzeitig korrosionsbeständigere und dabei sprödbruchsicherere Spannstähle herzustellen, welche gleichzeitig eine Schweisseignung aufweisen. Der Erfinder hat sich die Aufgabe gesetzt, einen derartigen Spannstahl und zugleich ein Verfahren zu seiner Herstellung zu entwickeln.
Zur Lösung dieser Aufgabe führt ein Verfahren, welches eine Feinkorn- und/oder Mischkristall- und/oder Teilchenbzw. Ausscheidungshärtung, gekoppelt mit einer thermomechanischen Behandlung und anschliessender Kaltverfestigung, umfasst.
Um der ersten oben genannten Teilaufgabe, nämlich der Steigerung der Festigkeit von Spannstählen, Rechnung zu tragen, müssen die wichtigsten Einflussgrössen auf die Festigkeit Berücksichtigung finden. Hierzu zählen insbesondere Hindernisse für Versetzungsbewegungen. Das Gefüge hat einen besonders hohen Einfluss auf die Festigkeitseigenschaften von Spannstählen, da zur Erreichung jeder Art von Festigkeitssteigerungen das Vorhandensein oder die Bildung von Hindernissen zur Versetzungsbewegung gegeben sein muss.
Diese Hindernisse können nach ihren Dimensionen eingeteilt werden in - nulldimensionale. Dies sind punktförmige Hindernisse wie Fremdatome im Mischkristall. Steigerung der Festigkeit durch Mischkristallhärtung.
- eindimensionale. Dies sind linienförmige Hindernisse als Versetzungen. Verfestigung durch Kaltverformen.
- zweidimensionale. Dies sind flächenförmige Hinernisse als Korngrenzen. Verfestigung durch Kornverfeinerung.
- dreidimensionale. Dies sind räumliche Hindernisse als Ausscheidungen. Verfestigung durch Teilchenhärtung oder Dispersionshärtung.
Die Mischkristallhärtung wirkt durch die Art der chemischen Zusammensetzung, wobei dem Einfluss der Fremdatome in Substitutionsmischkristallen und der interstitiell -gelösten Fremdatome besondere Bedeutung zukommt. Hierzu gibt es zahlreiche Diagramme und Tabellen, aus denen die einzelnen Legierungselemente und ihre Wirkung auf die
Streckgrenzerhöhung ablesbar sind. Der Einfluss der ver schiedenen Legierungselemente lässt sich erklären durch die Verzerrung, die diese Elemente im Gitter hervorrufen. Je grösser die Verzerrung ist, um so höher ist die Festigkeitssteigerung.
Die Feinkornhärtung muss von allen vier Verfestigungsar ten die meiste Berücksichtigung finden, weil sich der daraus bedingte Verfestigungsmechanismus durch eine Steigerung nicht nur der Festigkeit, sondern auch eine gleichzeitige Erhöhung der Zähigkeit auszeichnet. Weiterhin sind gerade die zweidimensionalen Hindernisse für wandernde Versetzungen so starke Hindernisse, dass sie von diesen nicht überwunden werden können. Die Versetzung ist dann unmöglich geworden, und aus zahlreichen Versetzungen bildet sich ein Aufstau an der Korngrenze, woraus sich eine bedeutende Spannungskonzentration und daher Festigkeitsbeeinflussung ergibt. Gerade die mittlere Korngrösse beeinflusst aber die untere Streckgrenze.
Bei der Teilchenhärtung durch Ausscheidung muss hervorgehoben werden, dass die höchste Verfestigung dann gegeben ist, wenn die Teilchengrösse und der Teilchenabstand gerade so gross sind, dass kein Schneiden eintritt. Die Ausscheidungsvorgänge zur Teilchenhärtung werden stark beeinflusst durch den Übersättigungsgrad, die Verformung, die Umwandlung und letztlich die Rekristallisation, welcher weiter unten bei der thermomechanischen Behandlung zur Festigkeitssteigerung besondere Beachtung geschenkt werden muss. Bei der Entwicklung von hochfesten Spannstählen muss daher die Ausscheidung von Karbiden, Nitriden bzw.
Karbonitriden durch Teilchenhärtung mitberücksichtigt werden. Beachtet werden muss auch, dass durch die Ausscheidungen von Sonderkarbiden oder Karbonitriden der Mikrolegierungselemente Niobium und Vanadium eine spezifisch höhere Härtungswirkung zukommt als durch beispielsweise Kupferausscheidungen. Erfindungsgemäss können diese einzelnen Verfestigungsmechanismen untereinander und mit einer gezielten Kaltverfestigung kombiniert werden, wobei ihre Wirkung additiv ist, ihre jeweiligen Anteile sich aber erheblich je nach den vorgegebenen Bedingungen verändern können. Erfindungsgemäss wurde jedoch festgestellt, dass die Grundmechanismen der einzelnen Härtungen erst durch einen weiteren, den wichtigsten Behandlungsschritt, optimal werden, nämlich durch die sogenannte thermomechanische Behandlung.
Unter den Begriff der thermomechanischen Behandlung sollen eine Reihe besonders gesteuerter Formgebungsverfahren subsummiert werden, bei denen die Einflussgrössen - Verformungstemperatur, - Verformungsgrad, - Verformungsgeschwindigkeit, - Verformungszeitpunkt, - Endverformungstemperatur, - Abkühlungsgeschwindigkeit, - Umwandlung y-a, - Verweilzeit nach der Verformung sowie - anschliessende Abkühlung jede für sich eine bedeutende Rolle spielen im Hinblick auf die optimale Verbesserung der Stahleigehschaften. Durch eine thermomechanische Behandlung können praktisch alle Kennwerte der mechanischen Eigenschaften beeinflusst werden, insbesondere aber Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften sowie die Übergangstemperatur und damit die Sprödbruch-Unempfindlichkeit.
Die thermomechanische Behandlung im Rahmen der Erfindung erfolgt durch eine ganz bestimmte Folge des kontrollierten Walzens des spezifisch hierzu entwickelten mikrolegierten und feinkornerschmolzenen Stahles, wobei insbesondere eine niedrige Endwalztemperatur, eine rasche Abkühlung vor dem letzten Walzstich und ein hoher Endverformungsgrad eingestellt wird, so dass die Rekristallisation zu einem möglichst feinen Austenitkorn vor der Ferrit-Perlit Umwandlung führt. Beim kontrollierten Walzen des erfindungsgemässen Stahls nach Richtanalyse in der erfindungsgemässen Folge wird bei diesem mikrolegierten Stahl durch den Walzvorgang zusätzlich durch Ausscheidung von Karbiden, Nitriden oder Karbonitriden sowohl eine Mischkristallals auch Feinkorn- und Teilchen-Härtung bewirkt.
Zusätzlich wird die Temperaturführung legierungs- und walztechnisch so gesteuert, dass die y-a-Umwandlung kurz vor und/oder nach der niedrigst möglichen Endwalztemperatur, die kurz vor Ass zu liegen kommt, erfolgt. Aufjeden Fall ausgeschlossen werden soll eine Martensitbildung.
Wichtig ist bei den perlitarmen, mikrolegierten Stählen, dass die Karbide und Nitride der Mikrolegierungselemente Niobium und Vanadium kubisch flächenzentrierte Gitter aufweisen sowie isomorph und daher lückenlos mischbar sind.
Die höchste festigkeitssteigernde Wirkung durch die vorgenannten Verfestigungsmechanismen wird jedoch im kubischraumzentrierten Gitter wirksam. Ferner ist die Form und Grösse der Karbonitrid-Ausscheidung zu berücksichtigen.
Für die Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften sind die Teilchengrösse und -menge bzw. der Teilchenabstand sowie die Form und Anordnung der Ausscheidungen und deren Festigkeit selbst massgebend.
Diese Grössen werden durch die chemische Zusammensetzung beeinflusst und vor allem durch die Temperatur-Zeit Bedingungen, unter denen sich die Ausscheidungen bilden.
In Abhängigkeit von der Temperatur können sich die Karbonitride im Austenit, während der y-a-Umwandlung oder im Ferrit ausscheiden. Eine Ausscheidung im Ferrit ist für die Festigkeitssteigerung am wirksamsten. Die Kinetik, das Ausmass und die Temperaturlage der Ausscheidungen hängen nicht nur von den thermodynamischen Bedingungen, sondern auch von der Diffusionsfähigkeit der Legierungsatome, dem Grad der Unterkühlung und den Keimbedingungen der Ausscheidungen ab.
Die praktischen Massnahmen, die angewandt werden müssen, um den Anteil der Feinkornhärtung im Zusammenhang mit der zu dieser Entwicklung erforderlichen thermomechanischen Behandlung zu optimieren, sind bei der erfindungsgemäss vorliegenden Legierung: - niedrige, feinkornerhaltende Stoss ofen-Temperatur, insbesondere zur Verhinderung oder Beschränkung der Wiederauflösung von Karbid-, Nitrid- und/oder Karbonitrid Ausscheidungen, - hoher Verformungsgrad mit wenigen Stichfolgen, - niedrige Umform-Temperatur, - Erniedrigung der ya-Umwandlungstemperntur durch beschleunigte Abkühlung und/oder durch Legierung und/ oder - Rekristallisationsverzögerung.
Im thermomechanisch behandelten Zustand stellt sich die optimal günstigste (feinste) Korngrösse mit allen Vorteilen hinsichtlich der Festigkeitssteigerung und gleichzeitig der günstigsten Wirkung auf Zähigkeitseigenschaften und Übergangstemperatur ein.
Die Anteile von Feinkornhärtung und Aushärtung und damit ein bedeutender Anteil der möglichen Festigkeitssteigerung werden bei der vorliegenden Erfindung ganz wesentlich durch die Herstellungsbedingungen, d.h. die thermomechanische Behandlung, mitbestimmt. Diese bedingt zu diesem Zweck - eine hohe Umformgeschwindigkeit und -grade, - eine schnelle und gesteuerte Abkühlung vor und/oder nach dem letzten Walzstich und - eine anschliessende verzögerte Abkühlung, - abgestimmt auf die Herstellung von thermomechanisch behandelten, kaltgereckten Spannstäben oder Walzdraht für die Herstellung von kaltgezogenen Spanndrähten und Litzen daraus.
Massgebend für die erzielbaren mechanischen Eigenschaften ist einmal die Endwalztemperatur und zum anderen der Verformungsgrad insbesondere im letzten Stich. Mit absinkender Endwalztemperatur nimmt der Perlitanteil ab, was dazu führt, dass kohlenstoffarme, mikrolegierte Gefügestrukturen in kontrolliert endgewalztem Zustand nur einen geringen, häufig gar keinen Perlitanteil im Gefüge aufweisen.
Die mechanischen Eigenschaften erfahren dadurch eine zusätzliche günstige Beeinflussung.
Mit höherer Stichabnahme und geringerer Stichzahl werden kleinere Austenitkorngrössen erzielt, die über eine entsprechend kleineres Ferritkorn günstigere mechanische Eigenschaften ergeben. Dabei wirken sich steigende Stichabnahmen von 10 bis 45% besonders günstig auf eine feinere Ferritkorngrösse und sodann auf ein spürbare Verbesserung der Übergangstemperatur bzw. der Sprödbruch-Unempfindlichkeit aus. Stichabnahme und Endwalztemperatur sowie eventuelle Haltezeiten müssen auf die angestrebten Eigenschaften und Abmessungen der Endprodukte Spannstäbe (thermomechanisch behandelte, kaltgereckte) und Walzdraht (zur Herstellung von kaltgezgoenen Drähten) abgestimmt werden, um einerseits die angestrebte metallurgische Wirkung und andererseits einen walztechnisch wirtschaftlichen Ablauf zu gewährleisten.
Von ausschlaggebendem Einfluss auf die erzielbaren mechanischen Eigenschaften ist also das schnelle Walzen sowie die Abkühlung nach dem Fertigwalzen. Eine niedrige Temperatur wirkt sich einmal auf die Ferritkorn grössenfo-lge der durch beschleunigte Abkühlung zu niedrigeren Temperaturen verschobenen y-a-Umwandlung aus, zum anderen werden die bei der nachfolgenden, langsamen Abkühlung ablaufenden Ausscheidungsvorgänge erheblich unterstützt.
Für die Gefügeausbildung, die sich im Spannstahl ergibt, sind die Rekristallisation, die y-a-Umwandlung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen entscheidend.
Diese Vorgänge können in sehr kurzer Zeit von wenigen Minuten nebeneinander ablaufen und beeinflussen sich zudem gegenseitig. Aus diesen Gründen ist es notwendig, für die Entwicklung von hochfesten, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen, bezogen auf mechanische Eigenschaften und Abmessungsbereiche, eine genaue Erfassung der ablaufenden Vorgänge und ihre Zuordnung zu den sich einstellenden Gefügeausbildungen und der durch sie bedingten Eigenschaften vorzunehmen und zu optimieren.
Die letze Stufe des Verfahrens im Anschluss an die thermomechanische Behandlung ist ein Kaltverfestigen, welches insbesondere aus einem Recken oder Ziehen besteht. Durch dieses nachfolgende Kaltbearbeiten, das zur Herstellung aller Spannstähle eingesetzt wird und für welches sich die Stähle der neuen Konzeption besonders gut eignen, wird abermals eine erhebliche Festigkeitssteigerung gegenüber den heutigen Spannstahlgüten mittels des anzuwendenden Verformungsgrades erzielt.
Zu einer weiteren Verbesserung der Eigenschaften der erfindungsgemässen Spannstähle im Zusammenhang mit der thermomechanischen Behandlung ist den Zulegierungen von Mikrolegierungselementen zuzuschreiben. Von möglichen Mikrolegierungselementen hat Niobium den wirksamsten Einfluss auf die Feinkornhärtung und Aushärtung durch die thermomechanische Behandlung, d.h. auf die Festigkeitssteigerung, gefolgt von Vanadium. Dasselbe gilt auch für die Verbesserung der Übergangstemperatur.
Durch Mikrolegieren mit Niobium und Vanadium erhöht sich bei gleichzeitiger Perlitarmut auch der verfestigende Anteil des Mangan- und Siliziumgehaltes mit steigenden Gehalten.
Eine Erhöhung des Stickstoffgehaltes bewirkt bei gleichzeitigem Vorhandensein von Vanadium eine zusätzliche Steigerung der Streckgrenze. Auch die Zugfestigkeit wird hierdurch erhöht, so dass ein für Spannstähle besonders wichtiger Anstieg des Streckgrenzverhältnisses von rund 70% auf 90% bewirkt wird.
Niobiumlegiert ergibt sich beim Stahl ein weentlich grösserer Anteil an Feinkornhärtung als an Aushärtung und damit nicht nur eine höhere Streckgrenze als durch eine Titan- oder Vanadium-Zulegierung, sondern vor allem auch, wie bereits erwähnt, eine sehr günstige niedrige Übergangstemperatur.
Das hohe Verhältnis von Feinkornhärtung zu Aushärtung durch Niobium-Zusatz ist daher ein wesentlicher Grund, weshalb hier bevorzugt Niobium eingesetzt werden muss, da Niobium auch gleichzeitig die stärkste Senkung der Übergangstemperatur bewirkt.
Hinsichtlich der Verbesserung der Übergangstemperatur bzw. der Sprödbruch-Unempfindlichkeit muss festgehalten werden, dass durch Zulegieren von Niobium und Vanadium ein Zusammenhang zwischen der Streckgrenzsteigerung und der Verbesserung der Übergangstemperatur unabhängig der Mikrolegierungselemente besteht. Bei gleicher Streckgrenze aber unterschiedlichen Niobium- bzw. Vanadiumgehalten wird nahezu die gleiche Sprödbruch-Unempfindlichkeit bzw.
Übergangstemperatur erreicht.
Auch Mangan und Nickel sowie Silizium bei Gehalten unter etwa 0,5% verschieben die Übergangstemperatur ebenfalls zu tieferen Temperaturen.
Die Kornverfeinerung bewirkt ausser einer Verfestigung auch eine deutliche Verbesserung der Zähigkeit, die sich in einer starken Erniedrigung der Übergangstemperatur äussert.
Zusätzlich wird der anzustrebende Einfluss durch einen abnehmenden Perlitanteil verstärkt. Perlitarme Stähle sind deshalb allgemein bei feinem Ferritkorn besonders unempfindlich gegen Sprödbruch.
Auch hinsichtlich der Kaltverformungs-Eigenschaften der Spannstähle muss ihrer chemischen Zusammensetzung ein besonderes Augenmerk gewidmet werden. Die entscheidende Rolle für die Anisotropie der Zähigkeit, die wichtigste Einflussgrösse auf die Kaltumformbarkeit, spielt der Schwefelgehalt. Ein anzustrebender geringerer Schwefelgehalt, d.h. eine verminderte Zahl von Sulfid-Einschlüssen, verbessert die Zähigkeit ganz wesentlich hinsichtlich Brucheinschnürung, eine für Spannstähle besonders wichtige Eigenschaft. Daneben ist die Verringerung der Sulfidlänge für eine günstigere Brucheinschnürung besonders wirkungsvoll.
Eine starke Entschwefelung kann durch die bei der Pfannenmetallurgie übliche Calziumzugabe erreicht werden, wobei dem hohen Dampfdruck des Calziums, der bei einer Schmelzentemperatur von 1600 OC 1,86 bar beträgt, sowie seiner hohen Sauerstoffaffinität besondere Beachtung geschenkt werden muss, d.h. es müssen Massnahmen getroffen werden, um die Verdampfung des Calziums zu verhindern. Selbst bei Schwefelgehalten von 0,008% werden in aluminiumberuhigten Stählen keine Mangansulfide mehr festgestellt, sondern kugelförmige Einschlüsse aus Calzium- und Aluminium-Oxiden, die an ihrer Oberfläche geringe Mengen an Schwefel gelöst enthalten. Durch die günstigen Bedingungen der Calzium-Aluminate hinsichtlich einer Ausscheidung aus der Schmelze wird zusätzlich eine Verbesserung des oxidischen Reinheitsgrades erreicht.
Die erzielbaren mechanischen Eigenschaften mit Calzium-Behandlung weisen eine deutlich verringert räumliche Anisotorpie der Zähigkeitseigenschaften auf. Die für die Gewährleistung der Gütewerte bei Spannstählen so wichtige Brucheinschnürung verbessert sich durch die Calziumbehandlung und mit sinkendem Schwefelgehalt ganz wesentlich. Die Entschwefelung soll möglichst bis auf unter 0,020 Massen-% erfolgen.
Hinsichtlich der geeignetsten kombinierten Anwendung von Mikrolegierungselementen ergeben Molybdän-Niobiumlegierte Gefügestrukturen die besten Eigenschaften. Eine zusätzliche Verbesserung der Eigenschaften wird durch die Kombination Niobium-Vanadium-Molybdän-Kupfer bei gleichzeitiger erfindungsgemässer thermomechanischer Behandlung erreicht, wobei durch Anwendung einer niedrigen Endwalztemperatur und eines möglichst hohen Endverformungsgrades die besten Ergebnisse erzielt werden.
Für die Herstellung von Spannstählen wird zusätzlich zu den Folgen der thermischen Behandlung noch die Walz- und Abkühlungsgeschwindigkeit und die Abkühlung im Bett wirksam. Bis herab zu 750 "C werden sowohl Festigkeits- als auch Zähigkeitsverbesserungen festgestellt. Die Wirksamkeit der Mechanismen, welche für die Festigkeitssteigerung verantwortlich sind, wird durch Zulegieren von Molybdän als auch durch Regelung der Walzgeschwindigkeit ganz erheblich gesteigert mit dem Zweck, die y-a-Umwandlung möglichst herabzusetzen in den Bereich zwischen 650 und 550 "C, eben ein Bereich, in dem die festigkeitssteigernden Mechanismen, insbesondere durch Ausscheidungshärtung am wirksamsten sind.
Das wirksamste Mittel zur Erzielung von optimalen mechanischen Eigenschaften ist jedoch die Erzeugung einer weitgehenden Feinkörnigkeit. Die Verfeinerung der Korngrösse bewirkt eine Steigerung der Streckgrenze bei gleichzeitiger Verbesserung der Übergangstemperatur. In der Praxis wird ein möglichst feines Austenitkorn angestrebt, da dieses die Grössenordnung des Ferritkorns mitbestimmt. Als allgemeiner Erfahrungswert gilt, dass eine Verringerung der Austenitkorngrösse sich mit einem Faktor von rund 0,3 auf die Verringerung der Ferritkorngrösse auswirkt. Der wesentliche Vorgang beim Wachsen des Austenitkorns ist nicht die Auflösung der Ausscheidungen, sondern ihre Zusammenballung zu grossen und damit wirskamen Teilchen.
Eine Massnahme zur Steuerung der Austenitkorngrösse ist die Einlagerung von feinen Ausscheidungen im Austenitgefüge, wodurch das Kornwachstum gehemmt wird. Neben Aluminium, welches über Aluminium-Nitrid diesen Effekt erzeugt, sind es vor allem die Mikrolegierungselemente Niac bium, Vanadium und Titan in Teilchengrössen von 10 bis 20 mm, die über ihre Karbide, Nitride bzw. Karbonitride in vergleichbarer Weise zur Wirkung kommen. Die günstigsten Verhältnisse zur Verhinderung des starken Kornwachstumsanstiegs beim Wiedererwärmen im Stossofen zum Walzen zeigen höhere Aluminiumgehalte (bis 0,050%) und Stickstoffgehalte (bis 0,020%). Mit steigendem Niobium-Gehalt wird der Beginn des sprunghaften Kornwachstums ebenfalls zu höheren Temperaturen verschoben.
Eine weitere Massnahme zur Verhinderung oder Beschränkung des Wiederauflösens von derartigen Ausscheidungen beim Erwärmen vor dem Walzen ist eine möglichst niedrige Stossofen-Temperatur. Weiterhin kann das Austenitkorn durch höhere Umformungsgrade ebenfalls verfeinert werden. Dabei ist die Kornfeinungswirkung bei niederen Endverformungstemperaturen am ausgeprägtesten.
Wird durch eine beschleunigte Abkühlung die Umwandlung y-cl zu tieferen Temperaturen hin verschoben, so bedingt die niedrigere Umwandlungstemperatur eine höhere Keimbil dungshäufigkeit und eine geringere Korngrenz-Beweglichkeit, woraus sich eine Verringerung der Ferritkorngrösse ergibt.
Zusätzlich zur Kornverfeinerung besteht die Möglichkeit, die Rekristallisation des Austenits zu verzögern. Es werden dann Anteile von nichtrekristallisiertem Austenit während der
Endwalztemperatur verformt, woraus sich langgestreckte
Körner und damit stark vergrösserte Austenitkorn-Oberflä chen ergeben. Durch die Umwandlung dieses Gefüges in der
Ferrit-Perlit-Stufe ergibt sich durch die erhöhte Keimdichte und das gehemmte Wachstum der aus diesen Keimen gebildeten Körner eine starke Kornverfeinerung.
Die Verzögerung der Austenit-Rekristallisation kann auch neben der Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit durch Zulegieren von geringen Mengen von Molybdän zu den mikrolegierten, perlitarmen Gefügestrukturen begünstigt werden, wordurch die y-a-Umwandlung zu tiefereren Temperaturen verschoben wird. Eben diese Möglichkeit wird bei der thermomechanischen Behandlung genutzt, wodurch ein noch feinkörnigeres Gefüge erzielt wird bei gleichzeitig zusätzlicher Verbesserung der Übergangstemperatur.
Dass die günstige Übergangstemperatur bei Niobiumund Vanadium- oder Niobium plus Vanadium-legierten Gefügestrukturen unverändert bleibt oder sich sogar verbessert, ist durch einen grösseren Anteil der Kornverfeinerung zu erklären. Die Kornverfeinerung bewirkt also ausser einer Verfestigung die bei der vorliegenden Erfindung ebenfalls angestrebte deutliche Verbesserung der Zähigkeit, die sich gleichzeitig in einer starken Erniedrigung der Übergangstemperatur äussert. Zusätzlich wird dieser anzustrebende Einfluss bei dieser Entwicklung durch einen abnehmenden Perlitanteil verstärkt. Perlitarme Gefügestrukturen sind deshalb allgemein bei feinem Ferritkorn besonders unempfindlich gegen Sprödbruch.
Beim Zusammenhang zwischen den Mikrolegierungsbestandteilen und der Feinkornhärtung ist zu berücksichtigen, dass inkohärente Niobium-, Vanadium- und Titan-Karbonitride in wirksamer Teilchengrösse und -menge unterschiedlich auf die Ferrit-Korngrösse wirken. Im thermomechanisch behandelten Zustand bewirkt Vanadium nur eine schwache Kornverfeinerung. Die Grundzusammensetzung spielt dabei insofern eine Rolle, als höhere Kohlenstoff- und Stickstoff Gehalte über eine stärkere oder schnellere Ausscheidung vor oder bei der y-a-Umwandlung ein feineres Sekundärgefüge hervorrufen. Dabei ist auch festzustellen, dass die optimale Kornverfeinerung durch Niobium-Gehalte zwischen 0,04 und 0,10% gleichmässig wirksam, diejenige von Titan und Vanadium jedoch mit zunehmenden Gehalten auch zunehmend wirksam sind.
Der Kohlenstoff- und Stickstoff-Gehalt des Stahles beeinflusst die Ferritkorngrösse in Stählen mit Niobium wesentlich schwächer als in solchen mit Vanadium. Mit abnehmenden Kohlenstoff-Gehalten tritt der Einfluss der Keimbildung durch ausgeschiedene Teilchen auf die Korngrösse zugunsten einer sehr ausgeprägten und im vorliegenden Falle erwünschten Rekristallisationshemmung durch gelöstes Niobium zurück. Perlitarme Stähle weisen deshalb im thermomechanisch behandelten Zustand kleinere Ferritkorngrössen auf als Stähle mit höherem Kohlenstoff-Gehalt.
Gelöstes Vanadium, Niobium oder Titan verursachen über eine Verzögerung der hier erwünschten Austenitumwandlung eine weitere Feinkornwirkung. Steigende Mangan Gehalte senken die Umwandlungstemperatur ebenfalls herab, gewährleisten eine optimale Ausscheidung von Teilchen und damit optimale Wirkung der Teilchenhärtung.
Zu der zeitlich verschobenen Austenitumwandlung tritt in der Regel die Verzögerung der Rekristallisation, d.h. die Rekristallisation findet später bei niedrigeren Temperaturen statt, was der Forderung auf - Erniedrigung der ry-a-Umwandlung, - Rekristallisations-Verzögerung und damit - der Einstellung einer möglichst niedrigen Endwalz Temperatur entgegenkommt und gleichzeitig die optimale Ausscheidung, beispielsweise von Kupfer, ermöglicht, wobei zusammenwirkend eine maximal mögliche Festigkeitssteigerung stattfindet. Eine weitgehende Gefügeverfeinerung tritt dabei infolge erhöhter Keimdichte und Wachstumsbehinderung der neugebildeten Ferritkörner ein.
In bezug auf die Ausscheidungshärtung ist im Zusammenhang mit der thermomechanischen Behandlung zu berück sichtigen, dass die Aushärtungsmaxima im Temperaturbereich zwischen 550 und 650 "C auftreten. Dies ist zu erklären durch die Wirkung der chemisch nicht erfassbaren kohärenten Ausscheidungen (clusters) von Niobium-, Kohlenstoffund Stickstoff-Atomen (auch Titan), die der inkohärenten Ausscheidung vorausgehen. Nach Erreichen des Aushärtungsmaximums ist dem Abfall der Streckgrenze Bedeutung zu schenken. Dieser Abfall wird durch steigende Temperaturen oder Überschreiten der Haltezeit bewirkt und ist bedingt durch den Abbau der Kohärenzspannungen beim Übergang der kohärenten Teilchen in inkohärente und dem nachfolgenden Wachsen der Teilchendurchmesser und -menge.
Als Ausgangsmaterial (Rohstahl) für die Durchführung des erfindungsgemässen Verfahrens soll erfindungsgemäss ein Stahl eingesetzt werden, der in seiner Richtanalyse folgende Legierungselemente aufweist: Kohlenstoff 0,10 bis 0,20 Massen-% Mangan 1,20 bis 1,70 Massen-% Silizium 0,30 bis 0,50 Massen-% Niobium 0,04 bis 0,06 Massen-% Vanadium 0,035 bis 0,05 Massen-% Molybdän 0,30 bis 0,50 Massen-% Kupfer 0,30 bis 2,00 Massen-% Aluminium 0,04 bis 0,06 Massen-% Stickstoff 0,015 bis 0,02 Massen-% Phosphor < 0,030 Massen-% Schwefel < 0,020 Massen-%
Zu den einzelnen Elementen: Über den Zementit (Perlit) bewirkt der Kohlenstoffgehalt eine wesentliche Verfestigung und spielt in diesem Zusammenhang eine bedeutende Rolle.
Da jedoch der Kohlenstoff Gehalt über den Perlitanteil den bedeutendsten negativen Einfluss auf die in dieser Entwicklung ebenfalls vorgegebene Sprödbruch-Sicherheit (Übergangstemperatur) als auch auf die Schweissbarkeit ausübt, und zwar zunehmend mit ansteigendem Perlitanteil, ist der Kohlenstoff-Gehalt auf Anteile zu beschränken, die sowohl eine Festigkeitssteigerung und Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit zulassen, aber auch die Verbesserung der Sprödbruch-Sicherheit bis rund - 40 "C sowie die Schweissbarkeit ermöglichen. Hinsichtlich der anzustrebenden optimalen Feinkornbildung ist ebenfalls zu berücksichtigen, dass der Kohlenstoff-Gehalt hierauf einen erheblichen Einfluss hat.
Mit abnehmendem Kohlenstoff Gehalt tritt der Einfluss der Keimbildung durch ausgeschiedene Teilchen auf die Korngrösse zugunsten einer sehr ausgeprägten und im vorliegenden Fall erwünschten Rekristallisationshemmung durch gelöstes Niobium zurück. Perlitarme Gefügestrukturen weisen im thermomechanisch behandelten Zustand kleinere Ferritkorngrössen auf als Gefügestrukturen mit höherem Kohlenstoff-Gehalt.
Mangan wirkt besonders kornverfeinernd und gleichzeitig durch Mischkristall-Verfestigung und verstärkte Aushärtung, so dass der Mangan-Gehalt bevorzugt an der oberen Grenze anzuordnen ist, weil die Festigkeitssteigerung durch Mangan sehr stark vom Perlit-Gehalt abhängig ist und durch einen zweckmässig niedrigen Perlit-Anteil auch eine günstige Übergangstemperatur und damit auch Sprödbruch-Sicherheit gewährleistet. Steigende Mangan-Gehalte erbringen einen erheblichen Beitrag zur Verzögerung der hier erwünschten Austenit-Umwandlung und bewirken dadurch eine optimale Feinkornbildung. Bei gleichzeitigem Vorhandensein von Niobium und Vanadium als Mikrolegierungselemente wird bei perlitarmen Gefügestrukturen mit steigendem Mangangehalt der zunehmende verfestigende Anteil von Mangan wirksam.
Letzgesagtes für Mangan gilt auch für den Silizium Gehalt. Bei einem Silizium-Gehalt unter etwa 0,5% wird auch die Übergangstemperatur zu tieferen Temperaturen verschoben. Aber auch oberhalb 0,5% wirkt Silizium verfestigend, jedoch gleichzeitig zunehmend stark versprödend, was hier für Spannstähle zu vermeiden ist.
Niobium hat den wirksamsten Einfluss auf die Feinkornhärtung und Aushärtung durch thermomechanische Behandlung, d.h. auf die erzielbare Festigkeitssteigerung, gefolgt von Titan und Vanadium. Es bewirkt die stärkste Senkung der Übergangstemperatur. Die Niobium-haltige Gefügestruktur ergibt einen wesentlich grösseren Anteil an Feinkornhärtung als an Aushärtung und damit nicht nur eine höhere Streckgrenze als durch Titan oder Vanadium legierte Gefügestrukturen erreicht wird, sondern vor allem auch eine sehr günstige, niedrige Übergangstemperatur. Niobium verringert die Ferritkorngrösse in besonders starkem Mass. Das hohe Verhältnis von Feinkornhärtung zu Aushärtung beim Gefüge mit Niobium-Zusatz ist daher ein wesentlicher Grund zur Bevorzugung von Niobium. Niobium bewirkt auch bei gleichzeitiger Perlitarmut die zusätzlich verfestigende Wirkung von steigenden Mangan-Gehalten.
Vanadium bildet, wie Niobium, Ausscheidungen von Sonderkarbiden, die einerseits zur Feinkornbildung und -härtung und andererseits zur Ausscheidungshärtung und damit wesentlich zur Festigkeitssteigerung beitragen. Vanadium trägt also wie Niobium zur Steuerung der Austenitkorngrösse bei durch Einlagerung von feinen Ausscheidungen im Austenitgefüge, wodurch das Kornwachstum gehemmt wird. Ebenfalls wie Niobium trägt Vanadium zur Mischkristallverfestigung bei, beide sind jedoch im Ferrit unlöslich. Ihre Ausscheidung im Ferrit ist deshalb für eine Festigkeitssteigerung am wirksamsten. Die Karbide und Nitride von Vanadium und Niobium haben kubisch-flächenzentriertes Gitter, sind isomorph und daher lückenlos mischbar. Sie tragen, im Gegensatz zu Titan, nicht zur Sulfidbildung bei.
Bei erhöhtem Stickstoff-Gehalt beeinflusst Vanadium die Bildung einer feinen Ferritkorngrösse am stärksten und bewirkt eine zusätzliche Streckgrenzsteigerung. Wie auch Niobium beeinflusst gelöstes Vanadium über eine Verzögerung der Austenitumwandlung diese Feinkornwirkung und -härtung.
Die Verzögerung der Austenit-Rekristallisation wird durch Zulegieren von geringen Mengen von Molybdän zu den mikrolegierten, perlitarmen Gefügestrukturen ganz wesentlich begünstigt, wodurch die ry-a-Umwandlung zu tiefereren Temperaturen verschoben wird. Diese Möglichkeit wird bei der thermomechanischen Behandlung durch eine noch tiefere Endwalztemperatur genutzt, wodurch ein noch feinkörnigeres Gefüge bei gleichzeitiger Verbesserung der Übergangstemperatur erzielt wird. Darüber hinaus wird es durch Zulegieren von Molybdän und die daraus sich ergebende Möglichkeit der y-a-Umwandlungsverschiebung zu tieferen Temperaturen auch zusätzlich möglich, die erheblichen Verfestigungseigenschaften von Kupfer voll zu nutzen.
Bei mikrolegierten Gefügestrukturen der hier beschriebenen Art und gleichzeitig niedrigen Perlit-Anteilen und hohem Kupfer Gehalt wirken beide Aushärtungsmechanismen sowohl durch Ausscheidung von Mischkristallen als auch durch Bildung von Karbonitriden, besonders bei Temperaturen zwischen 650 und 550 "C.
Bei zusätzlich hohen Mangan- und Molybdän-Gehalten, wie hier für hochfeste Spannstähle, kann bei kupferlegierten Gefügestrukturen ausser durch die Teilchenhärtung eine zusätzliche Festigkeitssteigerung durch eine hohe Versetzungsdichte und eine Feinkornhärtung erreicht werden.
Kupfer wird für den hier vorgesehenen Zweck wegen seiner zwei Vorteile eingesetzt. Erstens wegen seiner starken Verfestigungswirkung durch Aushärtung. Zweitens wegen seiner starken korrosionshemmenden Wirkung. Die korrosionshemmende Wirkung von Kupfer kann bei hochfesten, mit thermomechanischer Behandlung erzeugten Gefügestruktu ren besonders gut eingesetzt werden, weil bei den niedrigen Endwalztemperaturen, die gleichzeitig auch zu den höchsten Festigkeitssteigerungen führen, das Element Kupfer gleichzeitig mit den hier eingesetzten, ausscheidungshärtenden Elementen zwischen 650 und 550 "C zusätzlich zu seiner korrosionshemmenden Wirkung als auch ausscheidungshärtendes Element wirkt.
Durch rasche Abkühlung aus dem y-Gebiet bei ca. 840 C kann bei perlitarmen Gefügestrukturen und der hier ohnehin vorgesehenen thermomechanischen Behandlung etwa 2% Kupfer in Lösung gebracht werden. Es scheidet sich dann ein kupferreicher kubisch-flächenzentrierter Mischkristall in Form von inkohärenten, kugelförmigen Teilchen aus, der von einer bestimmten Teilchengrösse an zu einem erheblichen Ausscheidungshärteeffekt durch den Umgehungsmechanismus führt. Bei Anwesenheit von Niobium kommen bei mikrolegierten Gefügestrukturen und gleichzeitig niederem Perlit-Anteil und hohem Kupfer-Gehalt beide Aushärtungsmechanismen durch Ausscheidung von Mischkristallen und Karbonitriden zur Wirkung.
Bei hohen Kupfer Geh alten muss den kupferlegierten Gefügestrukturen allerdings ein Nickel-Gehalt bis zu 1% zugegeben werden, um die durch Kupfer verursachte Lotbrüchigkeit zu verhindern. Bei zusätzlichen hohen Mangan- und Molybdän-Gehalten, wie hier ebenfalls vorgesehen, kann bei kupferlegierten Gefügestrukturen ausser durch die Teilchenhärtung eine zusätzliche Festigkeitssteigerung durch eine hohe Versetzungsdichte und eine Feinkornhärtung erreicht werden. Die korrosionshemmende Wirkung von Kupfer ist bereits schon bei einem recht niederen Kupfergehalt (0,25 bis 0,40%) sehr wirksam.
Es ist deshalb eine Abstimmung des Kupfergehaltes vorzunehmen, um einerseits optimal die korrosionshemmende Wirkung und die Verfestigungsmechanismen nutzen zu können, andererseits aber die Lotbrüchigkeit, die für Spannstähle nicht tragbar wäre, nicht zur Wirkung kommen zu lassen und nach Möglichkeit einen Nickelzusatz zu dieser Verhütung zu vermeiden.
Durch den Aluminium-Gehalt wird das sprunghafte Kornwachstum beim Erwärmen des Vormaterials auf etwa 1150 "C angehoben, wobei auch die Haltezeit von Bedeutung ist. Neben Aluminium, das über Aluminium-Nitrid diesen Effekt erzeugt, sind es vor allem die Mikrolegierungselemente Niobium und Vanadium, die über ihre Karbide, Nitride bzw.
Karbonitride in vergleichbarer Weise zur Wirkung kommen.
Für die Verhinderung oder Beschränkung des Wiederauflösens von derartigen Ausscheidungen beim Erwärmen vor dem Walzen ist eine möglichst niedrige Stossofen-Temperatur wesentlich. Die günstigsten Verhältnisse zur Verhinderung des starken Kornwachstumsanstieges beim Wiedererwärmen zum Walzen zeigen höhere Aluminium-Gehalte. Aluminium trägt ausserdem zur Mischkristallverfestigung bei.
Neben dem Aluminium wird das sprunghafte Kornwachstum vor dem Erwärmen zum Walzen auch durch Stickstoff zu höheren Temperaturen von etwa 1150 "C angehoben. Ein erhöhter Stickstoff-Gehalt bewirkt zudem durch Verstärkung des Nitridgehaltes einen bedeutenden Beitrag zur Festigkeitssteigerung. Insbesondere bei Vorhandensein von Vanadium ist ein deutlicher Anstieg der Streckgrenze zu verzeichnen.
Auch die Zugfestigkeit wird hierdurch erhöht, so dass ein für Spannstähle besonders wichtiger Anstieg des Streckgrenzen Verhältnisses von 70% auf 90% bewirkt wird.
Im vorliegenden Fall muss der Phosphor-Gehalt begrenzt bleiben, obwohl ein höherer Gehalt die Streckgrenze steigern würde, jedoch der Stahl gleichzeitig sehr stark versprödet.
Durch kombiniertes Sauerstoffblasen/Inertgasspülung ist es möglich, den Phosphor-Gehalt abzusenken und seine versprödende Wirkung weitgehend zu unterbinden. Eine entsprechende Absenkung des Phosphor-Gehaltes ist auch durch die Pfannenmetallurgie möglich.
Erfindungsgemäss ist der niedrigst mögliche Phosphor
Gehalt von besonderer Bedeutung und daher anzustreben.
Die entscheidende Rolle für die Anisotropie der Zähigkeit, die für Spannstähle wichtigste Einflussgrösse auf ihre Kaltumformbarkeit, spielt der Schwefel-Gehalt.
Ein geringerer Schwefel-Gehalt, d.h. eine verminderte Zahl von Sulfideinschlüssen, verbessert die Zähigkeit ganz wesentlich hinsichtlich Brucheinschnürung, eine für Spannstähle besonders wichtige Eigenschaft. Daneben ist die Verringerung der Sulfidlänge für eine günstigere Brucheinschnürung besonders wirkungsvoll. Durch die bei der Pfannenmetallurgie üblichen Calziumzugaben kann eine starke Entschwefelung erreicht werden.
Zu dem erfindungsgemäss nicht beteiligten Titan sei bemerkt, dass es sich einmal im Gegensatz zu Niobium und Vanadium an der Sulfidbildung beteiligt. Zum anderen bindet es zunächst den gesamten Stickstoff zu Nitriden, TiN, und nachfolgend den Schwefel zu einem Titankarbosulfid, Ti4C2S2. Aus beiden Gründen wird Titan hier nicht berücksichtigt, da unter anderem die Wirkung einer des Austenitkornwachstums und diejenige einer Festigkeitssteigerung im Zusammenwirken mit den übrigen Mikrolegierungselementen durch einen erhöhten Stickstoff-Gehalt aufgehoben würde.
Bei der erfindungsgemässen Herstellung von hochfesten, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen entfallen alle jene Schwierigkeiten, die bei der Erzeugung von herkömmlichen, hochkohlenstoffhaltigen Spannstahlgüten berücksichtigt werden müssen. Vor allen Dingen entfallen die wesentlichen Bedenken gegen eine Herstellung im Stranggussverfahren, die dort vor allem aus den die Ziehfähigkeit beeinträchtigenden auftretenden Mittenseigerungen und Oberflächenfehlern resultieren. Die Wirtschaftlichkeit von Strangguss gegenüber Blockguss kommt dann voll zum Tragen, und zwar sowohl hinsichtlich des Aufwandes als auch hinsichtlich der Qualität.
Es entfällt einmal weitgehend die bisher mögliche Anreicherung von Kohlenstoff in der Strangmitte, die zu eutektoiden Ausscheidungen von Zementit-Netzwerken und damit zu einer erheblichen Verschlechterung nicht nur der Gefügestruktur und daraus der Eigenschaften, sondern auch der Sprödbruch-Sicherheit führt.
Sodann entfallen ebenfalls weitgehend die Massnahmen, welche wegen der hohen Sauerstoff-Affinität des Kohlenstoffs während der gesamten Herstellung getroffen werden müssen, sowohl beim Schmelzen (z.B. beim Aufbau- oder Umschmelz-Verfahren), Frischen und der anschliessenden Strahlnachbehandlung, insbesondere aber auch ein aufwendiger Reoxidationsschutz. Die Verwirklichung eines hohen mikrokopischen Reinheitsgrades, weitgehende Vermeidung von oxidischen und sulfidischen Einschlüssen, wird begünstigt. Beim Strangguss entfällt weitgehend der hohe Aufwand, der für das elektromagnetische Rühren bei der Herstellung von hochkohlenstoffhaltigen Drahtgüten erbracht werden muss, wodurch auch die sehr nachteiligen Mittenseigerungen, Erstarrungsbrücken, gerichtete Erstarrungsstrukturen, Innenund Oberflächenfehler weitgehend verhütet werden können.
Die vorliegend erfindungsgemäss hergestellten Spannstähle besitzen - wesentliche höhere Festigkeitswerte, - wesentlich herabgesetzte Eigenspannungen, - wesentlich erhöhte Sprödbruchsicherheiten, - wesentlich erhöhte Verschleissfestigkeiten, - wesentlich verbesserte Einsatzmöglichkeiten wegen ihrer Schweisseignung und - wesentlich verbesserte Korrosionsbeständigkeit.
Bezüglich der beiden letzgenannten Vorteile sei noch darauf hingeweisen, dass hinsichtlich der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit nach der vorliegenden Erfindung wirtschaftlich einsetzbare Elemente in Betracht gezogen sind, die in ähnlicher Weise wie bei nichtrostenden Stählen das Chrom wirksam werden. Zudem können solche korrosionshemmende Elemente bei hochfesten, mit thermomechanischer Behandlung erzeugten Stählen besonders gut eingesetzt werden, weil sie bei den niedrigen Endwalztemperaturen, die gleichzeitig auch die höchsten Festigkeitssteigerungen bewirken, zusätzlich zur korrosionshemmenden Wirkung durch Ausscheidungshärtung zur Festigkeitssteigerung beitragen.
Gelingt es dazu aber auch noch, neben der Festigkeitssteigerung zu hochfesten Spannstählen auch die Schweisseignung zu verwirklichen, so ergeben sich daraus erhebliche und bedeutende Möglichkeiten zur konstruktiven Vereinfachung und Verbesserung der heute gebräuchlichen Spann-Systeme.
Bekannterweise sind z.B. im Brückenbau die Kopplungsglieder die empfindlichsten Schwachstellen für das Auftreten von Schäden durch Eindringen von korrosionsfördernden Medien bis zum Stahl. Den heutigen technischen Möglichkeiten entsprechend sind solche Kopplungsglieder in der Regel in zu kurzen Abständen zueinander angeordnet. Durch die hierdurch bedingte hohe Anzahl von Kopplungsfugen ergibt sich eine gleichzeitig hohe Anzahl von Schwachstellen.
Bei Verwendung der erfindungsgemässen hochfesten, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstähle wird es möglich, längere Spannstränge zu erzeugen, durch welche die Anzahl der Kopplungsglieder und damit der Schwachstellen verringert wird. Werden darüber hinaus aufgrund der Schweiss eignung dieser Spannstähle auch die Spannsysteme konstruktiv vereinfacht und verbessert, ergibt sich daraus zusätzlich eine wesentliche Verminderung der Schadensanfälligkeit.
Weitere Vorteile sind - geringere und damit leichter zu beherrschende Durchmesser von Spanndrähten, -stäben oder -litzen, - durch die höheren Festigkeitseigenschaften wird auch die Konstruktion von geringeren Beton-Dicken möglich, wodurch sich - eine Einsparung von Konstruktionsgewicht insgesamt einerseits und - erheblich gesteigerte Möglichkeiten in der Konstruktionsgestaltung andererseits ergeben, also - Ausführungen von Konstruktionen, die sich mit Spannstahl herkömmlicher Art mit geringerer Festigkeit aus technischen oder wirtschaftlichen Gründen nicht verwirklichen lassen, sowie - eine Verringerung der Totallast von bewegten Konstruktionen (Brückenbau, Elementbau z.B.) und - Verringerung der Transportkosten bei bewegten Konstruktionen und beim Spannstahl.
Trotz des Einsatzes von Mikrolegierungselementen und verbesserter Stahlnachbehandlung zur Festigkeitssteigerung, Erhöhung von Korrosionsbeständigkeit und Sprödbruch Sicherheit kann das heutige Preisniveau von Spannstählen dank der erheblichen Vorteile bei ihrer Herstellung und Verwendung in etwa gehalten, ja sogar verbessert werden. Durch die zusätzlichen konstruktiven Möglichkeiten, die sich durch die Schweisseignung bei Spannsystemen ergeben, wird die Wirtschaftlichkeit stark erhöht. In ihrer Gesamtheit würden aber die wirtschaftlichen Vorteile selbst den Nachteil eines Preisanstiegs überbieten.