DE3535886A1

DE3535886A1 - Verfahren zum herstellen von spannstaehlen

Info

Publication number: DE3535886A1
Application number: DE19853535886
Authority: DE
Inventors: Max W Prof Tischhauser
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1985-10-08
Filing date: 1985-10-08
Publication date: 1987-04-16
Also published as: DE3535886C2

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von hochfesten, korrosionsbeständigeren, sprödbruchsicheren und schweissbaren Spannstählen, bestehend nach der P 34 45 796.8 aus
0,05 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
0,030 Massen-% Phosphor
0,020 Massen-% Schwefel, wobei nach dem Erstarren aus der Schmelze und einem Wiedererwärmen aus zweiter Hitze eine thermomechanischen Behandlung erfolgt.

Eine derartige chemische Zusammensetzung, wie sie in der Hauptanmeldung P 34 45 796.8 beschrieben ist, findet bislang für die Herstellung von Spannstählen keine Anwendung, da mit den üblichen Herstellungsverfahren nicht die aufgabengemässen Anforderungen an einen Spannstahl, wie Hochfestigkeit, Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und der Sprödbruchsicherheit sowie Schweissbarkeit, erfüllt werden können. Dies soll nun Aufgabe der vorliegenden Erfindung sein.

Zur Lösung dieser Aufgabe führt, dass der Stahl während der themomechanischen Behandlung bei einer möglichst niedrigen Wiedererwärmungs-Temperatur (= zweite Hitze unter 1150°C) gehalten wird und nachfolgend ein kontrolliertes Walzen des Stahl mit einer geringen Stichzahl bei einem hohen Umformungsgrad (10-45%) und einer hohen Umformungsgeschwindigkeit bis zu einer niedrigeren Umformtemperatur nahe oberhalb 850°C durchgeführt wird.

Der Grund für das Halten des Stahls bei einer möglichst niedrigen Wiedererwärmungs-Temperatur liegt darin, dass Vanadium und Niobium bei 850°C bzw. 950°C in Lösung gehen, jedoch über 1150°C wieder aufgelöst werden. Letzteres soll vermieden werden. Dabei soll eine Teilchengröße von 100-200 Å sowie eine Teilchenmenge von 20 × 20⁶ pro mm² zum angestrebten Zweck erzielt werden.

Danach erfolgt ein kontrolliertes Walzen des Stahls mit einer geringen Stichzahl bei einem hohen Umformungsgrad (10-45%) und einer hohen Umformungsgeschwindigkeit bis zu einer möglichst niedrigen Umformtemperatur, welche nahe oberhalb 850°C liegt. Diese Temperaturgrenze muss wegen des im Stahl vorhandenen Kupfers eingehalten werden, da eine wirksame verfestigende Abscheidung von Kupfer nur durch eine beschleunigte Abkühlung aus ca. 850°C auf rund 650/550°C ohne Walzen erzielt werden kann und bekannt ist, dass bei einer Temperatur unter 850°C keine Ausscheidung von Kupfer beim Walzen mehr stattfindet.

Mittels dieser ersten Stufe der thermomechanischen Behandlung werden Walzdrahtgüten zur Herstellung von kalt gezogenem Draht, Drei-Draht-Litzen, Sieben-Draht- Litzen sowie Spannstäbe hergestellt, welche in ihren Eigenschaft der Euro-Norm 138 entsprechen, jedoch die zusätzlichen Gebrauchseigenschaften (korrosionsbeständiger, sprödbruchsicher und schweissbar) aufweisen. Dabei entfällt für Spannstäbe ein kostenaufwendiges Kaltverformen (Recken) und anschliessendes Anlassen, was schon einen erheblichen Vorteil der Erfindung bedeutet.

Die eigentlichen Härtungsvorgänge der hier zur Anwendung kommenden Verfestigungsmechanismen finden vor allem während des Bereiches zwischen 850°C und einer Verweilzeit statt, welche nahe der Ar₃-Grenze liegen soll. Hierbei erfolgt in einer weiteren erfindungsgemässen Verfahrensstufe eine beschleunigte Abkühlung ohne Walzen auf etwa 650/550°C, wodurch eine Erniedrigung der γ-α-Umwandlung unter gleichzeitiger Rekristallisationsverzögerung erfolgt.

Bei Anwendung der Stufe 1 und 2 des erfindungsgemässen Verfahrens werden Festigkeitsklassen von vergütetem Draht entsprechend Euro-Norm 138 erzielt und zwar ohne das kostenaufwendige Vergüten und Anlassen, ein weiterer Vorteil des erfindungsgemässen Verfahrens beruhend auf der erfindungsgemässen chemischen Zusammensetzung. Bei den Spannstäben und Walzdraht wird die Streckgrenze um mindestens 20% gegenüber den herkömmlichen Güten erhöht, woraus auch kalt gezogene Drähte und daraus Litzen mit entsprechend erhöhten Festigkeits-Eigenschaften hergestellt werden können.

Erfindungsgemäß kann auch eine dritte Stufe der Behandlung vorgesehen sein, in welcher ab etwa 650/550°C nochmals kontrolliert mit einem oder wenigen Stichen, das heisst, mit einem hohen Umformungsgrad bei hoher Geschwindigkeit und eine verzögerte Abkühlung, beispielsweise bei ruhender Luft, gedacht. Hierdurch wird durch einen verstärkten Ausscheidungshärtungsvorgang eine Festigungssteigerung von über (mind.) 40% gegenüber herkömmlichen Spannstählen erreicht. Der Verdeutlichung dieses Verfahrensablaufs dient das beiliegende Diagramm.

Nach der thermomechanischen Behandlung und der damit ablaufenden Verfestigungs-Mechanismen kann zusätzlich ein Kaltverfestigen des Stahls erfolgen, sofern damit höhere Festigkeitsklassen angestrebt werden oder erforderlich sind.

Beim Ablauf der thermomechanischen Behandlung entsprechend der vorliegenden Erfindung wirken die Mechanismen der Festigkeitssteigerung aufgrund der chemischen Zusammensetzung und der gezielten Dosierung der Mikrolegierungselemente additiv zusammen. Diese Mechanismen sind insbesondere die Feinkornhärtung, Mischkristallhärtung und ganz besonders die Ausscheidungshärtung, an der das Legierungselement Kupfer besonders wirksam beteiligt ist. Das bedeutet, daß die thermomechanische Behandlung nebst der chemischen Zusammensetzung zur Feinkorn-Erschmelzung und -Härtung der bedeutenste Schritt zur Verwirklichung des angestrebten Zieles, nämlich zur Herstellung von hochfesten, korrosionsbeständigeren, sprödbruchsicheren und schweissbaren Spannstählen, ist. Die Dosierung der Legierungs- Elemente ist dabei so konzipiert, dass nicht nur die Festigkeit eine erhebliche Steigerung erfährt, sondern insbesondere über die Feinkornhärtung auch gleichzeitig die Zähigkeit erhöht wird. Ebenfalls bewirkt die gezielte Dosierung der Legierungselemente, dass über die Ausscheidungshärtung die höchste Verfestigung stattfindet. Eine Ausscheidung im Ferrit ist für die Festigkeitssteigerung am wirksamsten.

Da insbesondere die Ausscheidungshärtung aufgrund der beschleunigten Abkühlung sowie einer tiefen Endwalz- Temperatur mit gleichzeitig hohem Verformungs-Grad und hoher Verformungs-Geschwindigkeit mit anschliessender Verweilzeit nach der Endverformung und verzögerten Abkühlung die höchste Wirkung der Festigkeitssteigerung erzielt, ist dieser Phase der thermomechanischen Behandlung auch die höchste Bedeutung beizumessen, denn über diese Phase wird durch die gezielte Dosierung der Legierungselemente auch gleichzeitig die höchste Sprödbruch-Sicherheit erreicht, insbesondere durch Zusammenwirken der Elemente Mangan und Molybdän.

Voraussetzung zu einer wirksamen Festigkeits-Steigerung im erfindungsgemäßen Sinne ist weiterhin die Feinkornhärtung, wobei zu deren optimalen Verwirklichung eine Feinkorn-Erschmelzung erforderlich ist, die gleichzeitig die Zähigkeit erhöht. Die zu erreichende Korngrösse nach ASTM 112 soll mindestens 9, nach Möglichkeit jedoch mindestens 12 betragen, wozu ein erhöhter Mangangehalt von 1,45% im Mittel beiträgt.

Hierzu ist bereits ein möglichst feines Austenit-Korn anzustreben, da dieses die Grössenordnung des Ferrit- Korns mitbestimmt. Zu diesem Zwecke ist es notwendig, dass sich die in der Richtanalyse vorgesehenen Mikrolegierungs- Elemente, insbesondere Aluminium, Stickstoff, Niob und Vanadin, zur Hemmung der Kornwachstums und zur Bildung von festigkeitssteigernden Hindernissen zu den Versetzungen durch feine Ausscheidungen in das Austenit-Gefüge einlagern. Eine Teilchen-Grösse von 100 bis 200 Å ist dazu am wirksamsten, wobei die Teilchen-Menge pro mm² rd. 20. 10⁶ betragen soll.

Die Feinkorn-Erschmelzung soll dabei erfindungsgemäss folgende Stufen umfassen:

1. eine Stahl-Vorbehandlung wobei eine weitgehende Entschwefelung angestrebt wird. Dies geschieht z. B. durch Calcium-Behandlung CAB, beispielsweise durch das TN-Verfahren.

2. Eine Stahl-Nachbehandlung, wobei insbesondere an ein Inertgasspülen, ein Vakuumbehandeln, ein Desoxydieren, Vollberuhigung, sowie nach Möglichkeit und Maßgebe an ein Einschlussmodifizieren und/oder eine Pfannenbehandlung mit metallischem Calcium oder Caliumhalogenid- Schlacken gedacht ist.

Als Giessart dürfte sich der Strangguss anbieten. Strangguss ist die wirtschaftlichst und gleichzeitig qualitativ beste Art des Vergiessens und Erstarrens der Stahlschmelze zu dem für die Spannstahl-Herstellung eingesetzten Vormaterial: Knüppel. Zur Gewährleistung eines für Spannstähle geforderten hohen Qualitätsgrades, müssen jedoch zur Vermeidung von Kernfehlern wie Mittenseigerung und Erstarrungsbrücken sowie Oberflächenfehler je nach Massgabe ganz besondere Massnahmen zur Verhütung socher Fehler getroffen werden, wie z. B. Reoxydationsschutz, verdecktes Vergiessen, elektromagnetisches Rühren.

Der in der Richtanalyse vorgesehene, niedrige Kohlenstoff- Gehalt um 0,1% verhindert dabei zwar weitgehend das Auftreten der vorgenannten Fehler und begünstigt gleichzeitig die Wirtschaftlichkeit des Stranggiessens zur Herstellung von Spannstahlgüten, indem die kostenaufwendigen Massnahmen in grösserem Umfange, wie für die herkömmlichen, hochkohlenstoffhaltigen Spannstahlgüten Gewährleistung eines hohen Reinheits-, Homogenitäts- und Qualitäts-Grades.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen von hochfesten, korrosionsbeständigeren, sprödsicheren und schweissbaren Spannstählen, bestehend nach der P 34 45 796.8 aus 0,05 bis 0,20 Massen-% Kohlenstoff, 1,20 bis 1,70 Massen-% Mangan, 0,30 bis 0,50 Massen-% Sizilium, 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, 0,030 Massen-% Phosphor, 0,020 Massen-% Schwefel, wobei nach dem Erstarren aus der Schmelze und einem Wiedererwärmen aus zweiter Hitze eine thermomechanische Behandlung erfolgt, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl vor der thermomechanischen Behandlung bei einer möglichst niedrigen Wiedererwärmungs- Temperatur (= zweite Hitze unter 1150°C) gehalten wird und nachfolgend ein kontrolliertes Walzen des Stahls mit einer geringen Stichzahl bei einem hohen Umformungsgrad (10-45%) und einer hohen Umformungsgeschwindigkeit bis zu einer niedrigen Umformungstemperatur nahe oberhalb 850°C durchgeführt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung eine zweite Stufe umfasst, in welcher ab etwa 850°C eine beschleunigte Abkühlung ohne Walzen auf etwa 650/550°C erfolgt, wodurch eine Erniedrigung der γ-α Umwandlung und eine Rekristallisations- Verzögerung bewirkt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, durch gekennzeichnet dass die thermomechanische Behandlung eine dritte Stufe umfaßt, in welcher ab etwa 650/550°C nochmals kontrolliert mit einem oder wenigen Stichen, das heisst mit einem hohen Verformungsgrad bei hoher Geschwindigkeit, auf eine niedrige Endwalztemperatur nahe oberhalb der Ar₃-Grenze gewalzt wird und sodann nach einer Verweilzeit eine verzögerte Abkühlung erfolgt.

4. Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass auf die thermomechanische Behandlung ein Kaltverfestigen des Stahls erfolgt.

5. Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl vor und/oder nach dem Frischen weitgehend entschwefelt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze vor und/oder nach dem Frischen einer Calziumbehandlung unterzogen wird.

7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, dass zusätzlich eine Stahl-Nachbehandlung, beispielsweise ein Inertgasspülen, Vakuumbehandeln, Desoxydieren, Einschlussmodifizieren oder eine Pfannenbehandlung mit metallischem Calcium oder Calzium-halogenid-Schlacken, stattfindet.