DE3445796A1

DE3445796A1 - Verfahren zum herstellen von spannstaehlen

Info

Publication number: DE3445796A1
Application number: DE19843445796
Authority: DE
Inventors: Max Willy Prof. Küsnacht Tischhauser
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1984-10-30
Filing date: 1984-12-15
Publication date: 1986-05-07
Also published as: DE3445796C2; JPH0218362B2; CH667104A5; JPS62500668A

Description

Verfahren zum Herstellen von Spannstählen 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 4-kt 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 immer wieder vollständig veränderter Konzeptionen hinsichtlich ihrer chemischen Zusammensetzung, des Gefügeaufbaus und der Herstellungsbedingungen Mängel betreffend der Streckgrenze, der Zähigkeit, der Korrosionsanfälligkeit und insbesondere der Sprödbruch-Unempfindlichkeit auf. Eine bei der Beurteilung von Spannstählen bisher übersehene Tatsache liegt darin, dass die Sprödbruch-Anfälligkeit von Spannstählen schon wesentliche oberhalb OOC beginnen kann und zu tiefereren Temperaturen hin rapide zunimmt. Die Sprödbruchsicherheit wird mit der sogenannten Uebergangstemperatur zum möglichen Sprödbruch ausgedrückt. Herkömmliche Spannstähle haben eine Tü von meist wesentlich über + 200C!. Da bei den meisten Spannstahlbauwerken regelmässig über Monate hinweg Temperaturen bis zu - 400C 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 findet es keine Anwendung bei Spannstählen.
Bis heute ist es also nicht gelungen, hochfeste, gleichzeitig korrosionsbeständige und dabei sprödbruchsicherere Spannstähle herzustellen, welche gleichzeitig eine Schweisseignung aufweisen. Der Erfinder hat sich die Aufgabe gesetzt einen derartigen Spannstahl bzw. ein Verfahren zu seiner Herstellung zu entwickeln.
Zur Lösung dieser Aufgabe führt ein Verfahren, welches eine Feinkorn- und/oder Mischkristall- und/oder Teilchen-bzw. 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 Festigkeits-Eigenschaften vqn 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 Hindernisse 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 Substitutions-Mischkristallen 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 verschiedenen 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 Verfestigungsarten 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 werde stark beeinflusst durch den Uebersättigungsgrad, die Verformung, die Umwandlung und letztlich die Rekristallisation, welcher weiter unten bei der termomechanischen Behandlung zur Festigkeitssteigerung besondere Beachtung geschenkt werden muss. Bei der Entwicklung von hochfesten Spannstählen muss daher die Ausscheidung von Karbiden, Nitriden bzw. Karbonitriden durch Teilchenhartung 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 - Verformungs-Temperatur, - Verformungs-Grad, - Verformungs-Geschwindigkeit, - Verformungs-Zeitpunkt, - Endverformungs-Temperatur, - Abkühlungsgeschwindigkeit, - Umwandlung t - - Verweilzeit nach der Verformung sowie - anschliessende Abkühlung jede für sich eine bedeutende Rolle spielen, im Hinblick auf die optimale Verbesserung der Stahleigenschaften.
Durch eine thermomechanische Behandlung können praktisch alle Kennwerte der mechanischen Eigenschaften beeinflusst werden, insbesondere aber Festigkeits- und Zähigkeits-Eigenschaften sowie die Uebergangs-Temperatur und damit die Sprödbruch-Unempfindlichkeit.
Die thermomechanische Behandlung im Rahmen der Erfindung erfolgt durch ein kontrolliertes Walzen von mikrolegierten Stählen. Bezeichnend für das kontrollierte Walzen von mikrolegierten Stählen ist, dass bei feinkornerschmolzenen Stählen eine niedrige Endwalztemperatur und ein hoher Endverformungsgrad eingestellt wird, so dass die Rekristallisation zu einem möglichst feinen Austenitkorn vor der Ferrit-Perlit-Umwandlung führt. Beim kontrollierten Walzen mikrolegierter Stähle wird der Walzvorgang zusätzlich durch Ausscheidung von Karbiden, Nitriden oder Karbonitriden ergänzt, wodurch sowohl Mischkristall als auch Feinkorn- und Teilchen-Härtung bewirkt wird. Zusätzlich wird die Temperaturführung legierungs- und walztechnisch so gesteuert, dass die r - oC -Umwandlung kurz vor und/oder nach der niedrigst möglichen Endwalztemperatur, die kurz vor Ar3 zu liegen kommt, erfolgt. Auf jeden Fall ausgeschlossen werden soll eine Martensitbildung.
Wichtig ist bei den perlitarmen, mikrolegierten Stählen, dass die Karbide und Nitride von den Mikrolegierungselementen Niobium, Vanadium und Titan kubisch flächenzentrierte Gitter aufweisen, sowie isomorph und daher lückenlos mischbar sind. Die höchste festigkeitssteigernde Wirkung durch die vorgenannten Verfestigungsmechanismen wird jedoch im kubisch-raumzentrierten 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 * - Z -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 einer entsprechenden Legierung: - Niedrige, feinkornerhaltende Stossofen-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 t - 9 -Umwandlungs-Temperatur durch beschleunigte Abkühlung und/oder durch Legierung und/oder - Rekristallisations-Verzögerung.
Im thermomechanisch behandelten Zustand stellt sich die optimal günstigste (feinste) Korngrösse mit allen Vorteilen hinsichtlich der Festigkeitssteigerung und gleichzeitig der günstigsten Wirkung auf Zähigkeits-Eigenschaften und Uebergangs-Temperatur 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 Spannstäben oder Walzdraht für die Herstellung von Spanndrähten.
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 eine spürbare Verbesserung der Uebergangs temperatur bzw. der Sprödbruch-Unempfindlichkeit aus. Stichabnahme und Endwalztemperatur sowie eventuelle Haltezeiten müssen auf die angestrebten Eigenschaften und Abmessungen der Endprodukte Spannstäbe und Walzdraht 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 Ferritkorngrösse infolge der durch beschleunigte Abkühlung zu niedrigeren Temperaturen verschobenen )C -« -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 t - 4 -Umwandlung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen entscheidend.
Diese Vorgänge können in sehr kurzer Zeit von wenigen Minuten nebeneinader 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 letzte 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 Festigkeits-Steigerung 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 Titan und Vanadium.
Dasselbe gilt auch für die Verbesserung der Uebergangstemeperatur.
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 Streckg,renzverhältnisses von rund 70 % auf 90 % bewirkt wird.
Niobiumlegiert ergibt sich beim Stahl ein wesentlich 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 Uebergangstemperatur. 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 Uebergangstemperatur bewirkt.
Hinsichtlich der Verbesserung der Uebergangstemperatur bzw. der Sprödbruch-Unempfindlichkeit, muss festgehalten werden, dass durch Zulegieren von Niobium und Vanadium ein Zusammenhang zwischen der Streckgrenzsteigerung und der Verbesserung der Uebergangstemperatur unabhängig der Mikrolegierungselemente besteht. Bei gleicher Streckgrenze aber unterschiedlichen Niobium- bzw. Vanadiumgehalten wird nahezu die gleiche Sprödbruch-Unempfindlichkeit bzw. Uebergangstemperatur erreicht.
Auch Mangan und Nickel sowie Silizium bei Gehalten unter etwa 0,5 % verschieben die Uebergangstemperatur ebenfalls zu tieferen Temperaturen.
Die Kornverfeinerung bewirkt ausser einer Verfestigung auch eine deutliche Verbesserung der Zähigkeit, die sich in einer starken Erniedrigung der Uebergangstemperatur 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 16000C 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 verringerte räumliche Anisotropie 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 Mikrolegierungs-Elementen ergeben Molybdän-Niobium-legierte 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.
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 t - iL -Umwandlung möglichst herabzusetzen in den Bereich zwischen 650 und. 5500C, eben ein Bereich, in dem die festigkeitssteigernden Mechanismeint insbesondere durch Ausscheidungshärtung am wirksamsten sind.
Das beste Mittel zur Erzielung einer optimalen mechanischen Eigenschaft ist jedoch die Erzeugung einer weitgehenden Feinkörnigkeit. Die Verfeinerung der Korngrösse bewirkt eine Steigerung der Streckgrenze bei gleichzeitiger Verbesserung der Uebergangstemperatur. In der Praxis wird ein möglichst feines Austenitkorn angestrebt, da dieses die Grössenordung 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 wirksamen 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 Mikrolegierungs-Elemente Niobium, Vanadium und Titan in Teilchengrössen von 100 bis 200 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 im Stossofen 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 zu & zu tieferen Temperaturen hin verschoben, so bedingt die niedrigere Umwandlungs-Temperatur eine höhere Keimbildungs-Häufigkeit 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-Oberflächen 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, wodurch die?' - iC -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 Uebergangstemperatur.
Dass die günstige Uebergangstemperatur bei Niobium- und 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 Uebergangstemperatur 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 t C -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 deren -dL -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 berücksichtigen, 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-, Kohlenstoff- und 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 Ueberschreiten der Haltezeit bewirkt und ist bedingt durch den Abbau der Kohärentsspannungen beim Uebergang der kohärenten Teilchen in inkohärente und dem nachfolgenden Wachsen der Teilchendurchmesser und -menge.
Als Ausgangsmaterial für die Durchführung des erfindungsgemässen Verfahrens soll ein Stahl gewählt werden, der die folgenden Legierungsbestandteile 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 L 0,030 Massen-% Schwefel C 0,020 Massen-% Zu den einzelnen Elementen: Ueber 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 (Uebergangs-Temperatur) 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 Korrosions-Beständigkeit zulassen, aber auch die Verbesserung der Sprödbruch-Sicherheit bis rund -400C 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 Uebergangs-Temperatur 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 Mikrolegierungs-Elemente wird bei perlitarmen Gefügestrukturen mit steigendem Mangangehalt der zunehmende verfestigende Anteil von Mangan wirksam.
Letztgesagtes für Mangan gilt auch für den Silizium-Gehalt. Bei einem Silizium-Gehalt unter etwa 0,5 % wird auch die Uebergangstemperatur 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 Uebergangstemperatur. 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 Uebergangs-Temperatur. 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 Sulfitbildung 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 r - L -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 Uebergangs-Temperatur erzielt wird. Darüber hinaus wird es durch Zulegieren von Molybdän und die daraus sich ergebende Möglichkeit der tW - dL -Umwandlungs-Verschiebung zu tieferen Temperaturen auch zusätzlich möglich, die erheblichen Verfestigungs-Eigenschaften 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 zusätzlich 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 Gefügestrukturen 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 5500C zusätzlich zu seiner korrosionshemmenden Wirkung auch als ausscheidungshärtendes Element wirkt. Durch rasche Abkühlung aus dem t-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 Ausscheidungshärte-Effekt 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-Gehalten 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 Nickel zusatz zu dieser Verhütung zu vermeiden.
Durch den Aluminium-Gehalt wird das sprunghafte Kornwachstum beim Erwärmen des Vormaterials auf etwa 11500C angehoben, wobei auch die Haltezeit von Bedeutung ist. Neben Aluminium, das über Aluminium-Nitrid diesen Effekt erzeugt, sind es vor allem die Mikrolegierungs-Elemente 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 11500C 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-Verhältnises 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 zwar an der Sulfidbildung, im Gegensatz zu Niobium und Vanadium, beteiligt. Jedoch bindet es zunächst den gesamten Stickstoff zu Nitriden, TiN, und nachfolgend den Schwefel zu einem Titankarbosulfid, Ti4C2S2. Aus diesem Grunde 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 Stahlnachbehandlung, insbesondere aber auch ein aufwendiger Reoxidationsschutz. Die Verwirklichung eines hohen mikroskopischen 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, Innen-und Oberflächenfehler weitgehend verhütet werden können.
Die vorliegend erfindungsgemäss hergestellten Spannstähle besitzen - wesentliche höhere Festigkeitswerte, - wesentlich herabgesetzte Eigenspannungen, - wesentlich erhöhte Sprödbruch-Sicherheiten, - wesentlich erhöhte Verschleiss-Festigkeiten, - wesentlich verbesserte Einsatzmöglichkeiten wegen ihrer Schweisseignung und - wesentlich verbesserte Korrosionsbeständigkeit.
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 Spannstählen wird es möglich, längere Spannstränge zu erzeugen, durch welche die Anzahl der . Kopplungsglieder und damit der Schwachstellen verringert wird. Werden darüber hinaus aufgrund der Schweisseignung 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 Festigkeits-Eigenschaften wird auch die Konstruktion von geringeren Beton-Dicken möglich, wodurch sich - eine Einsparung von Konstruktions-Gewicht insgesamt, einerseits, und - erheblich gesteigerte Möglichkeiten in der Konstruktions-Gestaltung, 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 Mikrolegierungs-Elementen und verbesserter Stahlnachbehandlung zur Festigkeitssteigerung, Erhöhung von Korrosions-Beständigkeit und Sprödbruch-Sicherheit kann das heutige Preisniveau von Spannstählen dank der erheblichen Vorteile bei Ihrer Herstellung und Verwendung in etwa gehalt-en, 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.

Claims

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 t gC -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 r- OL -Umwandlungstemperatur und/oder eine Rekristallisationsverzögerung 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 Behandlung ein Kaltverfestigen, insbesondere ein Recken oder Ziehen, 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 Mikrolegierung 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 feinkörnerschmolzenen 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 Calziumbehandlung der Stahlschmelze eine möglichst hohe Entschwefelung ( C 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 Teilchengröso sen von 100 bis 200 A, wobei zu diesem Zweck höchstmögliche Umformgrade und -Geschwindigkeiten nebst niedrigstmöglicher Endwalztemperatur eingesetzt werden.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichent, dass durch eine Rekristallisations-Verzögerung 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 Abkühlungs-Geschwindigkeit durch Zulegieren von Molybdän und damit die t -Umwandlung zu tieferen Temperaturen verschoben wird.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass durch Zulegieren eines erhöhten Mangangehalts im Rahmen der vorgegebenen Richtanalyse eine angestrebte Kornverfeinerung und sodann gleichzeitig durch Mischkristall-Verfestigung und verstärkte Aushärtung eine optimale Festigkeitssteigerung gewährleistet wird.
17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, dass durch steigende Mangan-Gehalte gleichzeitig eine optimale Verzögerung der angestrebten Austenit-Umwandlung und dadurch die optimale Feinkornbildung gewährleistet wird.
18. Verfahren nach Anspruch 16 oder 17, dadurch gekennzeichnet, dass durch steigende Mangan-Gehalte gleichzeitig die angestrebte Rekristallisationsverzögerung gewährleistet wird und zwar durch Verschiebung der Jv - <c -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 durch einen erhöhten Mangan-Gehalt die optimale Ausscheidung von Teilchen und damit optimale Wirkung der Teilchenhärtung zur maximalmöglichsten Festigkeitssteigerung gewährleistet wird.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass durch erhöhten Mangan-Gehalt und gleichzeitigem Vorhandensein von Niobium und Vanadium sowie Perlitarmut auch der verfestigende und damit festigkeitssteigernde Anteil des Mangan 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 od.dgl. erhöhte Aluminium- und Stickstoff-Gehalte im Rahmen der vorgegebenen Richtanalyse eingesetzt werden, wobei bei diesem Verfahren zu diesem Zwecke Teilchengrössen von 100 bis 200 A angestrebt werden.
24. Verfahren nach einem der.Ansprüche 10 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass durch einen steigenden Niobium-Gehalt innerhalb der vorgegebenen Richtanalyse der Beginn des zu verhütenden Kornwachstums zu erhöhten bzw. günstigeren Temperaturen verschoben wird.
25. Verfahren nach wenigstens 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 L 0,030 Massen-% Phosphor < 0,020 Massen-% Schwefel