DE3535886C2 - - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von hochfesten, korrosionsbeständigeren, sprödbruchsichere­ ren und schweißbaren Spannstählen, bestehend nach Patent 34 45 796 aus (in Massen-%) 0,05 bis 0,20 Kohlenstoff, 1,20 bis 1,70 Mangan, 0,30 bis 0,50 Silizium, 0,04 bis 0,06 Niobium, 0,035 bis 0,05 Vana­ dium, 0,30 bis 0,50 Molybdän, 0,30 bis 2,00 Kupfer, 0,04 bis 0,06 Aluminium, 0,015 bis 0,02 Stickstoff, 0,030 Phosphor, 0,020 Schwefel, wobei nach dem Er­ starren der Schmelze und einem Wiedererwärmen eine thermomechanische Behandlung erfolgt.

Eine derartige chemische Zusammensetzung, wie sie im Hauptpatent 34 45 796 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 Korrosionsbeständig­ keit und der Sprödbruchsicherheit sowie Schweißbarkeit, erfüllt werden können. Dies soll nun Aufgabe der vor­ liegenden Erfindung sein.

Zur Lösung dieser Aufgabe führt, daß der Stahl während der thermomechanischen Behandlung bei einer möglichst niedrigen Wiedererwärmungs-Temperatur unter 1150°C ge­ halten, nachfolgend mit einer geringen Stichzahl und einem hohen Umformungsgrad von 10 bis 45% bei hoher Walzgeschwindigkeit bis zu einer niedrigen Walztempera­ tur nahe oberhalb 850°C gewalzt und ab 850°C ohne Walzen auf etwa 650°C bis 550°C zur Erniedrigung der γ- α-Umwandlung und zur Rekristallisationsverzögerung beschleunigt abgekühlt wird.

Unter dem Begriff der thermomechanischen Behandlung sollen eine Reihe besonders gesteuerter Formgebungsver­ fahren subsumiert werden, bei denen die Einflußgrößen Verformungstemperatur, Verformungsgrad, Verformungs­ geschwindigkeit, Verformungszeitpunkt, Endverformungs­ temperatur, Abkühlungsgeschwindigkeit, Umwandlung γ- α, Verweilzeit nach der Verformung sowie anschließende Abkühlung jede für sich eine bedeutende Rolle spielen im Hinblick auf die optimale Verbesserung der Stahl­ eigenschaften. Durch eine thermomechanische Behandlung können praktisch alle Kennwerte der mechanischen Eigen­ schaften beeinflußt werden, insbesondere aber Festig­ keits- und Zähigkeitseigenschaften sowie die Übergangs­ temperatur und damit die Sprödbruch-Unempfindlichkeit.

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 ausgeschieden werden. Letzteres soll vermieden werden. Dabei soll eine Teil­ chengröße von 100-200 Å sowie eine Teilchenmenge von 20 × 10⁶ pro mm² zum angestrebten Zweck erzielt werden.

Die thermomechanische Behandlung im Rahmen der Er­ findung 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 mikrole­ gierter Stähle wird der Walzvorgang zusätzlich durch Ausscheidung von Karbiden, Nitriden oder Karbonitriden ergänzt, wodurch sowohl Mischkristall- als auch Feinkorn- und Teilchen-Härtung bewirkt werden, zusätzlich wird die Temperaturführung legierungs- und walztech­ nisch so gesteuert, daß die γ-α-Umwandlung kurz vor und/oder nach der niedrigst möglichen Endwalztempe­ ratur, die kurz vor Ar₃ zu liegen kommt, erfolgt. Auf jeden Fall ausgeschlossen werden soll eine Martensit­ bildung.

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-raum­ zentrierten Gitter wirksam. Ferner ist die Form und Größe der Karbonitridausscheidung zu berücksichtigen. Für die Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften sind die Teilchengröße und -menge bzw. der Teilchenab­ stand 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 bil­ den. In Abhängigkeit von der Temperatur können sich die Karbonitride im Austenit während der γ-α-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 thermody­ namischen Bedingungen, sondern auch von der Diffusionsfähigkeit der Legierungsatome, dem Grad der Unterkühlung und den Keimbedingungen der Ausscheidungen ab.

Die Temperaturgrenze von 850°C muß wegen des im Stahl vorhandenen Kupfers eingehalten werden, da eine wirk­ same 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 kaltgezogenem Draht, Drei-Draht-Litzen, Sieben-Draht- Litzen sowie Spannstäbe hergestellt, welche in ihren Eigenschaften der Euro-Norm 138 entsprechen, jedoch die zusätzlichen Gebrauchseigenschaften (korrosionsbestän­ diger, sprödbruchsicher und schweißbar) aufweisen. Da­ bei entfällt für Spannstäbe ein kostenaufwendiges Kalt­ verformen (Recken) und anschließendes Anlassen, was schon einen erheblichen Vorteil der Erfindung bedeutet.

Die eigentlichen Härtungsvorgänge der hier zur Anwen­ dung 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 die beschleunigte Abkühlung ohne Walzen auf etwa 650/550°C, wodurch eine Erniedrigung der q- 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 weite­ rer Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens beruhend auf der erfindungsgemäßen chemischen Zusammensetzung. Bei Spannstäben und Walzdraht wird die Streckgrenze um mindestens 20% gegenüber den herkömmlichen Güten erhöht, woraus auch kaltgezogene Drähte und daraus Litzen mit entsprechend erhöhten Festigkeits-Eigen­ schaften hergestellt werden können.

Erfindungsgemäß kann auch eine dritte Stufe der Be­ handlung 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 gewalzt wird. Eine Verweilzeit und eine verzögerte Abkühlung, beispielsweise bei ruhender Luft, folgen. Hierdurch wird durch einen verstärkten Ausscheidungsvorgang eine Festigungssteigerung von über 40% gegenüber herkömmlichen Spannstählen erreicht. Der Verdeutlichung dieses Verfahrensablaufs dient das Diagramm.

Maßgebend für die erzielbaren mechanischen Eigen­ schaften 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 endge­ walztem 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 ein 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 Übergangstemperatur bzw. der Sprödbruchunempfindlichkeit 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 ausschlaggebenden Einfluß auf die erzielbaren mechanischen Eigenschaften ist also das schnelle Walzen sowie die Abkühlung nach dem Fertigwalzen. Eine niedrige Temperatur wirkt sich zum einen auf die Ferritkorngröße infolge der durch beschleunigte Abkühlung zu niedrigeren Temperaturen verschobenen γ-α -Umwandlung aus, zum anderen werden die bei der nachfolgenden langsamen Abkühlung ablaufenden Ausscheidungsvorgänge erheblich unterstützt.

Für die Gefügeausbildung, die sich im Spannstahl er­ gibt, sind die Rekristallisation, die q-α-Umwandlung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen ent­ scheidend. Diese Vorgänge können in sehr kurzer Zeit von mehreren Minuten nebeneinander ablaufen und beein­ flussen 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 ablaufen­ den Vorgänge und ihre Zuordnung zu den sich einstellen­ den Gefügeausbildungen und der durch sie bedingten Eigenschaften vorzunehmen und zu optimieren.

Eine weitere Maßnahme zur Verhinderung oder Beschrän­ kung 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 niedrigen Endverformungstemperaturen am ausge­ prägtesten.

Wird durch eine beschleunigte Abkühlung die Umwandlung γ-α zu tieferen Temperaturen hin verschoben, so bedingt die niedrigere Umwandlungs-Temperatur eine höhere Keimbildungs-Häufigkeit und eine geringere Korn­ grenzen-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 nicht rekristallisiertem 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.

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 ent­ sprechend der vorliegenden Erfindung wirken die Mechanismen der Festigkeitssteigerung aufgrund der che­ mischen Zusammensetzung und der gezielten Dosierung der Mikrolegierungselemente additiv. Diese Mecha­ nismen sind insbeondere die Feinkornhärtung, Misch­ kristallhärtung und ganz besonders die Ausscheidungs­ härtung, an der das Legierungselement Kupfer besonders wirksam beteiligt ist. Das bedeutet, daß die thermo­ mechanische Behandlung nebst der chemischen Zusammen­ setzung zur Feinkorn-Erschmelzung und -Härtung der be­ deutendste Schritt zur Verwirklichung des angestrebten Zieles, nämlich zur Herstellung von hochfesten, korro­ sionsbeständigeren, sprödbruchsichereren und schweiß­ baren 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 thermome­ chanischen Behandlung auch die höchste Bedeutung beizu­ messen, 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 für eine wirksame Festigkeits-Steigerung im erfindungsgemäßen Sinne ist weiterhin die Feinkorn­ härtung, wobei zu deren optimalen Verwirklichung eine Feinkorn-Erschmelzung erforderlich ist, die gleichzei­ tig 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, Niobium und Vanadium, zur Hemmung des 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 Ent­ schwefelung angestrebt wird. Dies geschieht z. B. durch Calcium-Behandlung CAB, beispielsweise durch das TN-Verfahren.
• 2. Eine Stahl-Nachbehandlung, wobei insbesondere an ein Inertgasspülen, Vakuumbehandeln, Desoxydie­ ren sowie nach Möglichkeit und Maß­ gabe an ein Einschlußmodifizieren und/oder eine Pfannenbehandlung mit metallischem Calcium oder Cal­ ciumhalogenid-Schlacken gedacht ist.

Als Gießart dürfte sich der Strangguß anbieten. Strangguß ist die wirtschaftlichste und gleichzeitig qualitativ beste Art des Vergießens und Erstarrens der Stahlschmelze zu dem für die Spannstahl-Herstellung eingesetzten Vormaterial, nämlich 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 solcher Fehler getroffen werden, wie z. B. Reoxidationsschutz, verdecktes Ver­ gießen, elektromagnetisches Rühren.

Der in der Richtanalyse vorgesehene niedrige Kohlen­ stoff-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 erforderlich, entfallen bei gleichzeitiger Gewährleistung eines hohen Reinheits-, Homogenitäts- und Qualitäts-Grades.

Claims (6)

1. Verfahren zum Herstellen von hochfesten, korro­ sionsbeständigeren, sprödbruchsichereren und schweißbaren Spannstählen, bestehend nach Patent 34 45 796 aus (in Massen-%) 0,10 bis 0,20 Kohlenstoff, 1,20 bis 1,70 Mangan, 0,30 bis 0,50 Silizium, 0,04 bis 0,06 Niobium, 0,035 bis 0,05 Vanadium, 0,30 bis 0,50 Molybdän, 0,30 bis 2,00 Kupfer, 0,04 bis 0,06 Aluminium, 0,015 bis 0,02 Stickstoff, 0,030 Phosphor, 0,020 Schwefel, wobei nach dem Erstarren der Schmelze und einem Wiedererwärmen eine thermo­ mechanische Behandlung erfolgt, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl vor der thermomechanischen Behandlung bei einer möglichst niedrigen Wiedererwärmungs-Temperatur unter 1150°C gehalten, nachfolgend mit einer geringen Stichzahl und einem Umformungsgrad von 10 bis 45% bei hoher Walzgeschwindigkeit bis zu einer niedrigen Walztemperatur nahe oberhalb 850°C gewalzt und ab etwa 850°C ohne Walzen auf etwa 650 bis 550°C zur Erniedrigung der γ-α-Umwandlung und zur Rekristallisations-Verzögerung beschleunigt abgekühlt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die thermomechanische Behandlung eine dritte Stufe umfaßt, in welcher der Stahl ab etwa 650 bis 550°C nochmals kontrolliert mit einem Stich oder wenigen Stichen, das heißt, mit einem hohen Verformungsgrad bei hoher Geschwindigkeit, auf eine niedrige Endwalztemperatur nahe oberhalb der Ar₃- Grenze gewalzt und sodann nach einer Verweilzeit verzögert abgekühlt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekenn­ zeichnet, daß der Stahl nach der thermomechanischen Behandlung kaltverfestigt wird.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlschmelze vor und/oder nach dem Frischen weitgehend entschwefelt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Stahlschmelze vor und/oder nach dem Frischen einer Calziumbehandlung unterzogen wird.

6. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekenn­ zeichnet, daß zusätzlich eine Schmelze-Nachbe­ handlung, beispielsweise ein Inertgasspülen, Vakuum­ behandeln, Desoxydieren, Einschlußmodifizieren oder eine Pfannenbehandlung mit metallischem Calcium oder Calziumhalogenid-Schlacken vorgenommen wird.