DD231577B1 - METHOD FOR INCREASING THE STRENGTH OF REINFORCING STEELS - Google Patents
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Abstract
Description
Anwendungsgebiet der ErfindungField of application of the invention
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit von Bewehrungsstählen. Das Verfahren eignet sich besonders zur Erhöhung der Festigkeit von Bewehrungsstählen. Das Verfahren eignet sich besonders zur Erhöhung der Festigkeit von gerippten Betonstählen, die als Walzdraht in Form von Ringbunden auf kontinuierlichen Hochleistungsdrahtstraßen hergestellt werden, bei denen der mit hoher Geschwindigkeit aus dem letzten Walzgerüst austretende Draht durch ein rotierendes Legerohr in nicht konzentrischen Windungen auf einem Windungstransporteur ausgefächert wird.The invention relates to a method for increasing the strength of reinforcing steels. The method is particularly suitable for increasing the strength of reinforcing steels. The method is particularly suitable for increasing the strength of ribbed reinforcing steels produced as wire rod in the form of ring coils on continuous high speed wire lines where the high speed wire emerging from the last stand is fanned out by a rotating laying tube in non-concentric turns on a turn feed becomes.
Zur Erhöhung der Festigkeit, insbesondere der Streckgrenze von Betonstählen, die im Walzzustand gleichzeitig eine gute Schweißeignung und Kaltumformbarkeit aufweisen, sind 2 unterschiedliche Verfahrenstechniken bekannt:To increase the strength, in particular the yield strength of reinforcing steels, which at the same time have good weldability and cold workability in the rolling state, two different process techniques are known:
- Legierungsverfestigung- Alloy consolidation
Diese Stähle erreichen die geforderten Festigkeitseigenschaften aufgrund ihres Legierungsgehaltes und werden im Walzzustand eingesetzt. Sie werden daher auch als naturharte Stähle bezeichnet. Die Legierungsbasis der naturharten Stähle bilden die Elemente C, Si und Mn. Aus Gründen der Schweißeignung kann der Gehalt an diesen Elementen jedoch nicht beliebig erhöht werden, so daß je nach den Anforderungen an die Schweißeignung hohe Streckgrenzenwerte von z. B. 400 bis 500 MPa oder darüber nur durch einen Zusatz von ausscheidungshärtenden Legierungselementen wie V, Ti oder Nb realisiert werden können.These steels achieve the required strength properties due to their alloy content and are used in the rolling state. They are therefore also referred to as naturally hard steels. The alloy base of the naturally hard steels form the elements C, Si and Mn. However, for reasons of weldability, the content of these elements can not be increased arbitrarily, so that, depending on the requirements of the weldability high yield strength values of z. B. 400 to 500 MPa or more can be realized only by the addition of precipitation-hardening alloying elements such as V, Ti or Nb.
Diese sog. Mikrolegierungselemente sind jedoch sehr teuer und unterliegen einem ständigen Preisanstieg, so daß beim Zusatz von Mikrolegierungselementen die Kosten für die Stahlherstellung erheblich ansteigen.However, these so-called micro-alloying elements are very expensive and subject to constant price increase, so that the addition of micro-alloying elements, the cost of steel production increase significantly.
Die Wirkung der Mikrolegierungselemente zur Erhöhung der Festigkeit kann kombiniert werden mit einer Hochtemperaturthermomechanischen Behandlung (HTMB) mit Umwandlung in der Perlitstufe oder einer gesteuerten Abkühlung, bei der der Walzdraht mit vorgegebener Geschwindigkeit bis in und durch den Temperaturbereich der Perlitstufenumwandlung abgekühlt wird.The effect of the microalloying elements to increase strength can be combined with a high temperature thermomechanical (HTMB) treatment with conversion in the pearlite stage or a controlled cooling in which the wire rod is cooled at a given rate to and through the temperature range of the pearlite stage conversion.
Bei der HTMB wird der Walzprozeß in eine Vor- und Fertigwalzphase aufgeteilt, wobei das Fertigwalzen mit einem vorgegebenen Umformgrad im unteren Austenitgebiet, d. h. im Temperaturbereich von etwa 900-750°C erfolgt.In the HTMB, the rolling process is divided into a roughing and finish rolling stage, the finish rolling having a predetermined degree of deformation in the lower austenite area, i. H. in the temperature range of about 900-750 ° C.
Sowohl bei Anwendung der HTMB als auch bei der gesteuerten Abkühlung mit Perlitstufenumwandlung sind sehr hohe Streckgrenzenwerte von z. B. 500 MPa und darüber bei gleichzeitiger Gewährleistung guter Schweißeignung und Kaltumformbarkeit ohne Zusatz von Mikrolegierungselementen nicht zu erreichen.Both with the application of HTMB as well as the controlled cooling with Perlitstufenumwandlung very high yield strength values of z. B. 500 MPa and above while ensuring good weldability and cold workability without the addition of micro-alloying elements can not be achieved.
Außerdem kann eine HTMB auf kontinuierlichen Hochleistungsdrahtstraßen der üblichen Bauart aus folgenden Gründen nicht angewendet werden:In addition, HTMB can not be used on conventional high performance continuous wire lines for the following reasons:
• Die Walzblöcke sind mechanisch nicht für das Walzen im Temperaturbereich der Fertigwalzphase ausgelegt.• The billets are not mechanically designed for rolling in the temperature range of the finish rolling phase.
• Die bei der Umformung entstehende Wärme kann infolge der hohen Walzgeschwindigkeiten nicht abgeführt werden und führt zu einer Wiedererwärmung des Walzgutes bis auf Walzendtemperaturen von etwa 1 0000C.• The resulting during the forming process heat can not be dissipated due to the high rolling speeds and results in a reheating of the rolled up on rolling temperatures of about 1 000 0 C.
- Partielle Vergütung aus der Walzhitze- Partial compensation from the rolling heat
Eine partielle Vergütung aus der Walzhitze wird dadurch erreicht, daß der Stahl unmittelbar nach dem letzten Walzstich eine in der technologischen Linie der Walzstraße angeordnete Wasserkühlstrecke durchläuft, wobei die oberflächennahen Bereiche durch eine intensive Druckwasserkühlung bis unter den Martensitpunkt abgeschreckt und dann im Verlauf des nachfolgenden Temperaturausgleichs durch die im Kern verbliebene Wärme auf eine bestimmte Ausgleichstemperatur angelassen werden. Der so behandelte Stahl weist eine konzentrische Randzone aus Vergütungsgefüge (hochangelassenem Martensit und/oder Bainit) und einen ferrittsch-perlitischen Kern auf. Zwischen Rand und Kern kann eine Übergangszone aus einem Gemisch beider Gefügeausbildungen angeordnet sein.A partial compensation from the rolling heat is achieved in that the steel passes immediately after the last pass a arranged in the technological line of the mill water mill, the near-surface areas quenched by intensive pressurized water cooling to below the martensite and then in the course of the subsequent temperature compensation by the heat remaining in the core is tempered to a certain balancing temperature. The steel thus treated has a concentric edge zone made of tempered microstructure (high-grade martensite and / or bainite) and a ferrite-pearlitic core. Between edge and core a transition zone can be arranged from a mixture of both microstructures.
Die Streckgrenze bzw. Zugfestigkeit der partiell vergüteten Stähle hängt ab vom Flächenanteil der verschiedenen Gefüge am Gesamtquerschnitt des Walzgutes. So muß z. B zur Sicherung einer Mindeststreckgrenze von 500 MPa der Flächenanteil der vergüteten Randzone am Gesamtquerschnitt mindestens 30-40% betragen.The yield strength or tensile strength of the partially annealed steels depends on the area fraction of the various microstructures on the total cross section of the rolling stock. So must z. B to ensure a minimum yield strength of 500 MPa, the area fraction of the tempered edge zone should be at least 30-40% of the total cross section.
Partiell vergütete Betonstähle werden ab 8 mm Nenndurchmesser auf Feinstahlstraßen als Stabstahl bei Walzgeschwindigkeiten bis maximal etwa 20 m/s hergestellt.Partially tempered reinforcing bars are manufactured from 8 mm nominal diameter on fine steel lines as bar steel at rolling speeds up to a maximum of about 20 m / s.
Auf kontinuierlichen Hochleistungsdrahtstraßen werden maximale Walzgeschwindigkeiten von 50-100 m/s, teilweise auch darüber erreicht. Wenn bei derartigen Walzgeschwindigkeiten die Abkühlung in einer druckwasserbeaufschlagten Kühlstrecke soweit erfolgen soll, daß eine martensitische Randzone mit einem Querschnittsanteil von 30-40% entsteht, werden auch bei Gleichstromkühlrohren die Bremskräfte so groß, daß die Walzader zwischen dem letzten Gerüst und der Kühlstrecke ausbricht.On continuous high-performance wire lines, maximum rolling speeds of 50-100 m / s are achieved, sometimes even higher. If at such rolling speeds, the cooling in a pressurized cooling section should be made so far that a martensitic edge zone with a cross-sectional content of 30-40% is formed, the braking forces are so large that the rolling load between the last frame and the cooling section breaks even with DC cooling tubes.
Außerdem ist ein störungsfreies Windungsiegen des soweit abgekühlten Drahtes nicht mehr möglich.In addition, a trouble-free Windungsiegen so far cooled wire is no longer possible.
Aus diesem Grunde werden gegenwärtig naturharte Betonstähie mit Streckgrenzen über 400 bis 500 MPa auf kontinuierlichen Hochleistungsdrahtstraßen entweder mit nicht gewährleisteter bzw. eingeschränkter Schweißeignung oder als mikrolegierte Stähle gegebenenfalls in Verbindung mit einer gesteuerten Abkühlung bis in den Bereich der Perlitstufenumwandlung hergestellt.For this reason, currently natural-hard concrete steels with yield strengths above 400 to 500 MPa are produced on continuous high-performance wire lines with either unprotected or limited weldability or as micro-alloyed steels, possibly in conjunction with controlled cooling down to the pearlite stage conversion range.
Das Ziel der Erfindung besteht darin, mit einem zu entwickelnden Verfahren den Legierungsaufwand für die Erzeugung höherfester Betonstähle mit guter Schweißeignung und Kaltumformbarkeit zu verringern und damit die Herstellungskosten gegenüber den für kontinuierliche Hochieistungsdrahtstraßen bekannten Lösungen entscheidend zu senken.The object of the invention is to reduce the alloying expense for the production of high-strength reinforcing steels with good weldability and cold workability by means of a method to be developed and thus to decisively reduce the manufacturing costs compared to the solutions known for continuous high-energy wire lines.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit, insbesondere der Streckgrenze von Betonstählen bei gleichzeitiger Sicherung einer guten Schweißeignung und guter plastischer Eigenschaften zu entwickeln. Das Verfahren soll sich zur Herstellung von gerippten Betonstählen als Walzdraht in Ringbundform vorzugsweise auf kontinuierlichen Hochieistungsdrahtstraßen eignen, bei denen der mit hoher Geschwindigkeit aus dem letzten Walzgerüst austretende Draht durch ein rotierendes Legerohr in nicht konzentrischen Windungen auf einem Windungstransporteur ausgefächert wird. Erfindungsgemäß wird die gestellte Aufgabe dadurch gelöst, daß der Stahl, z. B. Walzdraht, in der Endphase des Warmwalzprozesses in einer vorgegebenen Zeitspanne, die nicht wesentlich überschritten werden darf, mit einer bestimmten Formänderung (Querschnittsabnahme) umgeformt wird und unmittelbar nach der Umformung sehr schnell auf eine Temperatur unterhalb der Rekristallisationstemperatur des Austenits, aber oberhalb der Ar,-Umwandlungstemperatur abgeschreckt wird, so daß zu Beginn der y-a-Umwandlung ein feinst- oder unvollständig rekristallisiertes Austenitgefüge vorliegt. Dadurch wird ein sehr feinkörniges Sekundärgefüge erzielt, das dem Stahl hohe Festigkeitswerte bei gleichzeitig sehr guten plastischen Eigenschaften verleiht, ohne daß besondere Legierungszusätze notwendig sind.The invention has for its object to develop a method for increasing the strength, in particular the yield strength of reinforcing steel while ensuring good weldability and good plastic properties. The method is intended for use in the manufacture of ribbed rebars as coil-wound wire rod, preferably on continuous high-speed wire lines, where the wire leaving the last stand at high speed is fanned out by a rotating laying tube in non-concentric turns on a winding conveyor. According to the invention this object is achieved in that the steel, z. B. wire rod, in the final phase of the hot rolling process in a given period, which may not be substantially exceeded, with a certain change in shape (reduction in cross-section) is formed and immediately after the transformation very quickly to a temperature below the recrystallization temperature of austenite, but above the Ar , Conversion is quenched, so that at the beginning of the ya transformation is a finely or incompletely recrystallized austenite microstructure. As a result, a very fine-grained secondary structure is achieved, which gives the steel high strength values combined with very good plastic properties, without the need for special alloying additions.
Erfindungsgemäß muß die Umformung in der Endphase des Warmwalzprozesses, die in einem oder mehreren Walzstichen durchgeführt werden kann, mindestens 60% betragen und in wengier als 1 Sekunde erfolgen und der Stahl, z. B. Walzdraht, in weniger als 2 Sekunden bis in den o. g. Temperaturbereich, der zwischen etwa 850 und 6000C liegt abgekühlt werden und in diesem Temperaturbereich so lange belassen werden bis die γ-α-Umwandlung weitestgehend abgeschlossen ist.According to the invention, the deformation in the final phase of the hot rolling process, which can be carried out in one or more rolling passes, must be at least 60% and carried out in less than 1 second and the steel, z. B. wire rod, in less than 2 seconds to the above-mentioned temperature range, which is between about 850 and 600 0 C are cooled and left in this temperature range until the γ-α conversion is largely completed.
Auf diese Weise kann ein ähnlicher Effekt der Festigkeitssteigerung erzielt werden, wie er sich bei einer HTMB einstellt, bei der aber eine bestimmte Umformung in einem vorgegebenen Temperaturbereich erfolgen muß.In this way, a similar effect of increasing the strength can be achieved, as it occurs in a HTMB, but in which a certain deformation must take place in a predetermined temperature range.
Die Abkühlung bis in den Temperaturbereich zwischen der Rekristallisationstemperatur des Austenits und der Ar,-Umwandlungstemperatur kann auch so schroff erfolgen, daß sich eine konzentrische Randzone aus Härtungsgefüge (Martensit und/oder Bainit) ausbildet und sich die vorgegebene Temperatur erst im Verlauf des nachfolgenden Temperaturausgleichs zwischen Rand und Kern einstellt, wobei die gehärtete Randzone hoch angelassen wird. Bei dieser Verfahrensweise ist es zweckmäßig, wenn die Abkühlung in der Zeit von weniger als 2 Sekunden auf eine Ausgleichstemperatur zwischen 720 und 6000C erfolgt und gesichert wird, daß der Flächenanteil der gehärteten und angelassenen Randzone max. 20-30% vom Gesamtquerschnitt beträgt. Die Abkühlung bis in den Temperaturbereich zwischen der Rekristallisationstemperatur des Austenits und der ArrUmwandlungstemperatur kann auch so erfolgen, daß eine vollständige Umwandlung in der Perlitstufe gewährleistet ist. Bei dieser Verfahrensweise ist es zweckmäßig, wenn die Abkühlung in der Zeit von weniger als 2 Sekunden auf eine Temperatur zwischen 850 bis 7000C erfolgt und der Temperaturbereich bis etwa 6000C mit einer auf die chemische Zusammensetzung des Stahls abgestimmten Abkühlungsgeschwindigkeit so durchlaufen wird, daß die Umwandlung vollständig in der Perlitstufe abläuft. Auch wenn die Abkühlung in der Zeit von weniger als 2 Sekunden so erfolgt, daß eine konzentrische Randzone aus Vergütungsgefüge entsteht, ist es zur Sicherung hoher Streckgrenzenwerte bei gleichzeitig guten plastischen Eigenschaften zweckmäßig, wenn der Temperaturbereich von der Ausgleichstemperatur bis etwa 6000C mit einer auf die chemische Zusammensetzung des Stahls abgestimmten Abkühlungsgeschwindigkeit so durchlaufen wird, daß die Umwandlung der Kernzone vollständig in der Perlitstufe abläuft.The cooling down to the temperature range between the recrystallization temperature of the austenite and the Ar, transformation temperature can also be so harsh that forms a concentric edge zone of hardening structure (martensite and / or bainite) and the predetermined temperature only in the course of subsequent temperature compensation between Edge and core sets, with the hardened edge zone is tempered high. In this procedure, it is expedient if the cooling takes place in the time of less than 2 seconds to a compensation temperature between 720 and 600 0 C and it is ensured that the surface portion of the cured and tempered edge zone max. 20-30% of the total cross-section is. The cooling to the temperature range between the re-crystallization temperature of the austenite and the Ar r transformation temperature can also be such that a complete conversion in the pearlite is ensured. In this procedure, it is expedient if the cooling takes place in the time of less than 2 seconds to a temperature between 850 to 700 0 C and the temperature range is passed to about 600 0 C with a matched to the chemical composition of the steel cooling rate so that the conversion takes place completely in the pearlite stage. Even if the cooling takes place in the time of less than 2 seconds so that a concentric edge zone of compensation structure is formed, it is useful for securing high yield strength with good plastic properties, if the temperature range from the compensation temperature to about 600 0 C with a on undergo the chemical composition of the steel tuned cooling rate so that the conversion of the core zone runs completely in the pearlite stage.
Die Erfindung wird nachfolgend an 2 Beispielen näher erläutert.The invention is explained in more detail below with reference to two examples.
Aus 2 verschiedenen Stählen, deren chemische Zusammensetzung in Tafel 1 angegeben ist, wurde Walzdraht von 8 mm 0 in Ringbundform hergestellt. Dabei wurden 3 verschiedene Varianten der Endumformung und Abkühlung gewählt:From 2 different steels, the chemical composition of which is given in Table 1, 8 mm O wire rod was produced in annular collar form. Three different variants of the final forming and cooling were chosen:
Variante 1 (konventionelle Behandlung):Variant 1 (conventional treatment):
Umformgrad beim letzten Walzstich 20%, Walzendtemperatur 1 0500C, nach dem letzten Walzstich ungeregelte Abkühlung des Walzdrahtes an ruhender Luft.Forming degree at the last pass 20%, final rolling temperature 1 050 0 C, after the last rolling pass unregulated cooling of the wire rod in still air.
Variante 2 (erfindungsgemäßes Verfahren):Variant 2 (method according to the invention):
Walzen mit einer kontrollierten Umformung in der Endphase des Walzprozesses von 82%, die in 8 Walzstichen und einer Gesamtzeit von 0,4 Sekunden erfolgte. Die Walzendtemperatur betrug 1 0500C. Nach dem letzten Walzstich wurde der Draht zunächst in 1,5 s auf eine Ausgleichstemperatur von 750-7800C abgekühlt, dann weiter mit einer Geschwindigkeit von 6 K/s bis auf eine Temperatur von 7000C und dann mit einer Geschwindigkeit von 2 K/s bis auf eine Temperatur von 6000C. Auf diese Weise wurde eine vollständige Umwandlung in der Perlitstufe erzielt.Rolls with 82% controlled final stage final rolling, performed in 8 rolling passes and a total of 0.4 seconds. The final rolling temperature was 1 050 0 C. After the last pass, the wire was first in 1.5 s to a compensation temperature of 750-780 0 C cooled, then further at a rate of 6 K / s up to a temperature of 700 0 C. and then at a rate of 2 K / s to a temperature of 600 ° C. In this way, complete conversion in the pearlite stage was achieved.
Variante 3 (erfindungsgemäßes Verfahren):Variant 3 (method according to the invention):
Walzen mit einer kontrollierten Umformung in der Endphase des Walzprozesses von 82%, die in 8 Walzstichen und einer Gesamtzeit von 0,4 Sekunden erfolgte. Die Walzendtemperatur betrug 1 0500C. Nach dem letzten Walzstich wurde der Draht in 1,5 s auf eine Ausgleichstemperatur von 620-6500C abgekühlt und dann mit einer Geschwindigkeit von 2 K/s bis auf eine Temperatur von etwa 5800C. Dabei wurde eine vergütete Randzone mit einem Flächenanteil von 18-24 % und eine ferritisch-perlitische Kernzone erzielt.Rolls with 82% controlled final stage final rolling, performed in 8 rolling passes and a total of 0.4 seconds. The rolling temperature was 1,050 0 C. After the last rolling pass the wire in 1.5 s was cooled to a compensation temperature of 620-650 0 C and then at a rate of 2 K / s to a temperature of about 580 0 C. In this case, a tempered edge zone with an area fraction of 18-24% and a ferritic-pearlitic core zone was achieved.
Die mit den unterschiedlichen Behandlungsvarianten bei den beiden Versuchsstählen erzielten mechanischen Eigenschaften sind in der Tafel 1 mit aufgeführt. Daraus geht hervor, daß der Stahl A der mit 0,15% C und 0,50% Mn eine ausgezeichnete Schweißeignung aufweist, bei einer Umformung und Abkühlung nach der erfindungsgemäßen Variante 3 die Anforderungen an einen Betonstahl der Festigkeitsklasse III (Re ä 400 bzw. 420 MPa) bei sehr hohen Werten für die Bruchdehnung erfüllt. Stahl B, der mit 0,23% C und 1,05% Mn noch eine gute Schweißeignung besitzt, erfüllt bereits bei einer Behandlung nach der erfindungsgemäßen Variante 2 dieThe mechanical properties achieved with the different treatment variants in the two trial steels are listed in Table 1. It follows that the steel A of 0.15% C and 0.50% Mn has excellent weldability, with a transformation and cooling according to the variant 3 of the invention, the requirements for a reinforcing steel of strength class III (Re 400 and 420 MPa) at very high elongation at break values. Steel B, which still has a good weldability with 0.23% C and 1.05% Mn, already fulfills the requirements for a treatment according to variant 2 according to the invention
Forderungen der Festigkeitsklasse III und erreicht bei einer Behandlung nach der erfindungsgemäßen Variante 3 in den Festigkeitswerten das Niveau der Festigkeitsklasse IV (Re г 500 MPa), wobei die Bruchdehnung mit 23,2% wesentlich über den für die Festigkeitsklasse IV typischen Werten liegt.Requirements of strength class III and achieved in a treatment according to variant 3 of the invention in the strength values the level of strength class IV (Re г 500 MPa), wherein the elongation at break of 23.2% is significantly above the typical for strength class IV values.
Tafel 1: Chemische Zusammensetzung und mechanische Eigenschaften der untersuchten StähleTable 1: Chemical composition and mechanical properties of the investigated steels
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