EP0185341A2 - Method of increasing the strength of reinforcing steels - Google Patents
Method of increasing the strength of reinforcing steels Download PDFInfo
- Publication number
- EP0185341A2 EP0185341A2 EP85116005A EP85116005A EP0185341A2 EP 0185341 A2 EP0185341 A2 EP 0185341A2 EP 85116005 A EP85116005 A EP 85116005A EP 85116005 A EP85116005 A EP 85116005A EP 0185341 A2 EP0185341 A2 EP 0185341A2
- Authority
- EP
- European Patent Office
- Prior art keywords
- temperature
- steel
- strength
- cooled
- seconds
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 35
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 35
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 18
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 title abstract description 9
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 11
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 4
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 21
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 claims description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 6
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 5
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract description 5
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 19
- 229910001294 Reinforcing steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
- C21D8/08—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires for concrete reinforcement
Definitions
- the invention relates to a method for increasing the strength of reinforcing steels.
- the process is particularly suitable for increasing the strength of ribbed reinforcing steel, which is produced as wire rod in the form of coils on continuous high-performance wire mills, in which the wire emerging at high speed from the last roll stand is fanned out by a rotating laying tube in non-concentric turns on a winding conveyor becomes.
- These steels achieve the required strength properties due to their alloy content and are used in the rolled state. They are therefore also referred to as naturally hard steels.
- the alloy basis of the naturally hard steels is formed by the elements C, Si and Mn.
- the content of these elements cannot be increased arbitrarily, so that, depending on the requirements for weldability, high yield strength values of e.g. B. 400 to 500 MPa or above can only be realized by adding precipitation hardening alloy elements such as V, Ti or Nb.
- precipitation hardening alloy elements such as V, Ti or Nb.
- micro-alloying elements are very expensive and are subject to constant price increases, so that the cost of steel production increases considerably when micro-alloying elements are added.
- the effect of the microalloy elements to increase the strength can be combined with a high temperature thermomechanical treatment (HTMB) with conversion in the pearlite stage or a controlled cooling in which the wire rod is cooled at a predetermined speed up to and through the temperature range of the pearlite stage transformation.
- HTMB high temperature thermomechanical treatment
- the rolling process is divided into a roughing and finish rolling phase, the finish rolling with a predetermined degree of deformation in the lower austenite area, i.e. H. in the temperature range of about 900 - 750 ° C
- a partial remuneration from the rolling heat is achieved in that the steel passes through a water cooling section arranged in the technological line of the rolling mill immediately after the last rolling pass, the areas near the surface being quenched by intensive pressurized water cooling to below the martensite point and then in the course of the subsequent temperature compensation the heat remaining in the core is tempered to a certain compensation temperature.
- the steel treated in this way has a concentric edge zone made of tempering structure (high-tempered martensite and / or bainite) and a ferritic-pearlitic core.
- a transition zone composed of a mixture of the two microstructures can be arranged between the edge and the core.
- the yield strength or tensile strength of the partially tempered steels depends on the area share of the different structures in the total cross section of the rolled stock. So z. B. To ensure a minimum yield strength of 500 MPa, the area share of the tempered edge zone in the total cross section is at least 30 - 40%.
- Partially tempered rebars are produced from 8 mm nominal diameter on fine steel mills as bar steel at rolling speeds up to a maximum of about 20 m / s.
- the aim of the invention is to use a process to be developed to reduce the alloying effort for the production of high-strength reinforcing steels with good weldability and coformability and thus to significantly reduce the manufacturing costs compared to the solutions known for continuous high-performance wire mills.
- the invention has for its object to develop a method for increasing the strength, in particular the yield strength of reinforcing steels while ensuring good weldability and good plastic properties.
- the process is said to be suitable for the production of ribbed reinforcing steel as coiled wire in the form of a coil, preferably on continuous high-performance wire mills, in which the wire emerging from the last mill stand at high speed is fanned out by a rotating laying tube in non-concentric turns on a winding conveyor.
- the object is achieved in that the steel, for. B. wire rod, in the final phase of the hot rolling process in a predetermined period of time, which must not be significantly exceeded, with a be certain shape change (decrease in cross-section) is formed and immediately after the forming very quickly to a temperature below the recrystallization temperature of the austenite, but above the A r, transformation temperature, so that at the beginning of the ⁇ - ⁇ conversion a finely or incompletely recrystallized Austenite structure is present.
- the forming in the final phase of the hot rolling process which can be carried out in one or more passes, must be at least 60% and take place in less than 1 second and the steel, e.g. B. wire rod, in less than 2 seconds to the above.
- Temperature range which is between about 850 and 600 ° C can be cooled and left in this temperature range until the ⁇ - ⁇ conversion is largely completed.
- the cooling down to the temperature range between the recrystallization temperature of the austenite and the A r, transformation temperature can also take place so abruptly that a concentric edge zone of hardening structure (martensite and / or bainite) forms and the predetermined temperature only develops in the course of the subsequent temperature compensation between the edge and the core, leaving the hardened edge zone high.
- the cooling down to the temperature range between the recrystallization temperature of the austenite and the A r, transformation temperature can also take place in such a way that complete transformation in the pearlite stage is ensured.
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren 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 process is particularly suitable for increasing the strength of ribbed reinforcing steel, which is produced as wire rod in the form of coils on continuous high-performance wire mills, in which the wire emerging at high speed from the last roll stand is fanned out by a rotating laying tube in non-concentric turns on a winding conveyor becomes.
Zur Erhöhung der Festigkeit, insbesondere der Streckgrenze von Betonstählen, die im Walzzustand gleichzeitig eine gute Schweißeignung und Kaltumformbarkeit aufweisen, sind 2 unterschiedliche Verfahrenstechniken bekanntTwo different process techniques are known for increasing the strength, in particular the yield strength, of reinforcing steels which, at the same time, have good weldability and cold formability when rolled
- Legierungsverfestigung- Alloy hardening
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. Diese sog. Mikrolegisrungsalemente sind jedoch sehr teuer und unterliegen einem ständigen Preisanstieg, so daß beim Zusatz von Mikrolegierungselementen die Kosten für die Stahlherstellung erheblich ansteigen.These steels achieve the required strength properties due to their alloy content and are used in the rolled state. They are therefore also referred to as naturally hard steels. The alloy basis of the naturally hard steels is formed by the elements C, Si and Mn. For reasons of weldability, however, the content of these elements cannot be increased arbitrarily, so that, depending on the requirements for weldability, high yield strength values of e.g. B. 400 to 500 MPa or above can only be realized by adding precipitation hardening alloy elements such as V, Ti or Nb. However, these so-called micro-alloying elements are very expensive and are subject to constant price increases, so that the cost of steel production increases considerably when micro-alloying elements are added.
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 microalloy elements to increase the strength can be combined with a high temperature thermomechanical treatment (HTMB) with conversion in the pearlite stage or a controlled cooling in which the wire rod is cooled at a predetermined speed up to and through the temperature range of the pearlite stage transformation.
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 erfolgtAt the HTMB, the rolling process is divided into a roughing and finish rolling phase, the finish rolling with a predetermined degree of deformation in the lower austenite area, i.e. 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. Außerdem kann eine HTMB auf kontinuierlichen Hochleistungsdrahtstraßen der üblichen Bauart aus folgenden Gründen nicht angewendet werden:
- . Die Walzblöcke sind mechanisch nicht für das Walzen im Temperaturbereich der Fertigwalzphase ausgelegt
- . 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 1000 °C.
- - Partielle Vergütung aus der Walzhitze
- . The rolling blocks are not mechanically designed for rolling in the temperature range of the finish rolling phase
- . The heat generated during the forming process cannot be dissipated due to the high rolling speeds and leads to a reheating of the rolling stock up to the final rolling temperature of approximately 1000 ° C.
- - Partial remuneration 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 Kem 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 ferritisch-perlitischen Kern auf. Zwischen Rand und Kem kann eine Übergangszone aus einem Gemisch beider Gefügeausbildungen angeordnet sein.A partial remuneration from the rolling heat is achieved in that the steel passes through a water cooling section arranged in the technological line of the rolling mill immediately after the last rolling pass, the areas near the surface being quenched by intensive pressurized water cooling to below the martensite point and then in the course of the subsequent temperature compensation the heat remaining in the core is tempered to a certain compensation temperature. The steel treated in this way has a concentric edge zone made of tempering structure (high-tempered martensite and / or bainite) and a ferritic-pearlitic core. A transition zone composed of a mixture of the two microstructures can be arranged between the edge and the core.
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 tempered steels depends on the area share of the different structures in the total cross section of the rolled stock. So z. B. To ensure a minimum yield strength of 500 MPa, the area share of the tempered edge zone in the total cross section is at least 30 - 40%.
Partiell vergütete Betonstähle werden ab 8 mm Nenndurchmesser auf Feinstahlstraßen als Stabstahl bei Walzgeschwindigkeiten bis maximal etwa 20 m/s hergestellt.Partially tempered rebars are produced from 8 mm nominal diameter on fine steel mills 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 Außerdem ist ein störungsfreies Windungslegen des soweit abgekühlten Drahtes nicht mehr möglich.Maximum continuous speeds of 50 - 100 m / s, sometimes even higher, are achieved on continuous high-performance wire mills. If at such rolling speeds the cooling in a pressurized water cooling section should take place to such an extent that a martensitic edge zone with a cross-sectional proportion of 30-40% is formed, the braking forces are also so great in DC cooling tubes that the rolling core breaks out between the last stand and the cooling section Trouble-free winding of the cooled wire is no longer possible.
Aus diesem Grunde werden gegenwärtig naturharte Betonstähle mit Streckgrenzen über 400 oder 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. Das Ziel der Erfindung besteht darin, mit einem zu entwickelnden Verfahren den Legierungsaufwand für die Erzeugung höherfester Betonstähle mit guter Schweißeignung und Kaftumformbarkeit zu verringern und damit die Herstellungskosten gegenüber den für kontinuierliche Hochleistungsdrahtstraßen bekannten Lösungen entscheidend zu senken.For this reason, naturally hard reinforcing steels with yield strengths of over 400 or 500 MPa are currently being produced on continuous high-performance wire mills, either with unsuitable or limited welding suitability or as microalloyed steels, possibly in conjunction with controlled cooling down to the range of pearlite stage transformation. The aim of the invention is to use a process to be developed to reduce the alloying effort for the production of high-strength reinforcing steels with good weldability and coformability and thus to significantly reduce the manufacturing costs compared to the solutions known for continuous high-performance wire mills.
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 Hochleistungsdrahtstraßen 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.The invention has for its object to develop a method for increasing the strength, in particular the yield strength of reinforcing steels while ensuring good weldability and good plastic properties. The process is said to be suitable for the production of ribbed reinforcing steel as coiled wire in the form of a coil, preferably on continuous high-performance wire mills, in which the wire emerging from the last mill stand at high speed is fanned out by a rotating laying tube in non-concentric turns on a winding conveyor.
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 A r,-Umwandlungstemperatur abgeschreckt wird, so daß zu Beginn der γ-α-Umwandiung 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.According to the invention the object is achieved in that the steel, for. B. wire rod, in the final phase of the hot rolling process in a predetermined period of time, which must not be significantly exceeded, with a be certain shape change (decrease in cross-section) is formed and immediately after the forming very quickly to a temperature below the recrystallization temperature of the austenite, but above the A r, transformation temperature, so that at the beginning of the γ-α conversion a finely or incompletely recrystallized Austenite structure is present. This results in a very fine-grained secondary structure that gives the steel high strength values with very good plastic properties at the same time, without the need for special alloy additives.
Erfindungsgemäß muß die Umformung in der Endphase des Warmwalzprozesses, die in einem oder mehreren Walzstichen durchgeführt werden kann, mindestens 60 % betragen und in weniger 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 600 °C liegt abgekühlt werden und in diesem Temperaturbereich so lange belassen werden bis die γ-α-Umwandlung weitestgehend abgeschlossen ist.According to the invention, the forming in the final phase of the hot rolling process, which can be carried out in one or more passes, must be at least 60% and take place in less than 1 second and the steel, e.g. B. wire rod, in less than 2 seconds to the above. Temperature range, which is between about 850 and 600 ° C can be 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 the increase in strength can be achieved as occurs with an 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 A r,-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 600 °C erfolgt und gesichert wird, daß der Flächenanteil der gehärteten und angelassenen Randzone max. 20 - 30 % vom Gesamtquerschnitt beträgt.The cooling down to the temperature range between the recrystallization temperature of the austenite and the A r, transformation temperature can also take place so abruptly that a concentric edge zone of hardening structure (martensite and / or bainite) forms and the predetermined temperature only develops in the course of the subsequent temperature compensation between the edge and the core, leaving the hardened edge zone high. In this procedure, it is useful if the cooling takes place in less than 2 seconds to a compensation temperature between 720 and 600 ° C and it is ensured that the area portion of the hardened and tempered edge zone max. 20 - 30% of the total cross section.
Die Abkühlung bis in den Temperaturbereich zwischen der Rekristallisationstemperatur des Austenits und der A r,-Umwandlungstemperatur 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 und 700 °C erfolgt und der Temperaturbereich bis etwa 600 °C 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 600 °C 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 A r, transformation temperature can also take place in such a way that complete transformation in the pearlite stage is ensured. With this procedure, it is expedient if the cooling takes place in less than 2 seconds to a temperature between 850 and 700 ° C. and the temperature range up to about 600 ° C. is run through with a cooling rate that is matched to the chemical composition of the steel, that the transformation takes place entirely in the pearlite stage. Even if the cooling takes place in less than 2 seconds in such a way that a concentric edge zone is created from the tempering structure, it is expedient to ensure high yield strength values with good plastic properties if the temperature range from the compensation temperature to about 600 ° C increases the chemical composition of the steel is passed through a coordinated cooling rate so that the transformation of the core zone takes place completely in the pearlite stage.
Die Erfindung wird nachfolgend an 2 Beispielen näher erläutert.The invention is explained in more detail below using 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:
- Variante 1 (konventionelle Behandlung):
- Variant 1 (conventional treatment):
Umformgrad beim letzten Walzstich 20 %, Walzendtemperatur 1050 °C, nach dem letzten Walzstich ungeregelte Abkühlung des Walzdrahtes an ruhender Luft.Degree of deformation at the last pass 20%, final roll temperature 1050 ° C, after the last pass uncontrolled cooling of the wire rod in still air.
Variante 2 (erfindungsgemäßes Verfahren):
- 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 1050 °C. Nach dem letzten Walzstich wurde der Draht zunächst in 1,5 Sekunden auf eine Ausgleichstemperatur von 750 - 780 °C abgekühlt, dann weiter mit einer Geschwindigkeit von 6 K/s bis auf eine Temperatur von 700 °C und dann mit einer Geschwindigkeit von 2 K/s bis auf eine Temperatur von 600 °C. Auf diese Weise wurde eine vollständige Umwandlung in der Perlitstufe erzielt.
- Rolls with a controlled forming in the final phase of the rolling process of 82%, which took place in 8 pass passes and a total time of 0.4 seconds. The final roll temperature was 1050 ° C. After the last rolling pass, the wire was first cooled to a compensation temperature of 750-780 ° C in 1.5 seconds, then further at a speed of 6 K / s to a temperature of 700 ° C and then at a speed of 2 K. / s up to a temperature of 600 ° C. In this way a complete transformation in the pearlite stage was achieved.
Variante 3 (erfindungsgemäßes Verfahren):
- 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 1050 °C. Nach dem letzten Walzstich wurde der Draht in 1,5 Sekunden auf eine Ausgleichstemperatur von 620 - 650 °C abgekühlt und dann mit einer Geschwindigkeit von 2 K/s bis auf eine Temperatur von etwa 580 °C. Dabei wurde eine vergütete Randzone mit einem Flächenanteil von 18 - 24 % und eine ferritischperlitische Kemzone erzielt.
- Rolls with a controlled forming in the final phase of the rolling process of 82%, which took place in 8 pass passes and a total time of 0.4 seconds. The final roll temperature was 1050 ° C. After the last rolling pass the wire in 1, 5 seconds at a compensation temperature of 620 was - 650 ° C and then cooled at a rate of 2 K / s to a temperature of about 580 ° C. A tempered edge zone with an area share of 18-24% and a ferritic-pearlitic core zone were 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 111 (Re 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 die Forderungen der Festigkeitsklasse III und erreicht bei einer Behandlung nach der erfindungsgemäßen Variante 3 in den Festigkeitswerten das Niveau der Festigkeitsklasse IV (Re 500 MPa), wobei die Bruchdehnung mit 23,2 % wesentlich über den für die Festigkeitsklasse IV typischen Werten liegt.
Claims (4)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| AT85116005T ATE67793T1 (en) | 1984-12-17 | 1985-12-16 | METHOD OF INCREASING THE STRENGTH OF REINFORCING STEELS. |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DD270878 | 1984-12-17 | ||
| DD84270878A DD231577B1 (en) | 1984-12-17 | 1984-12-17 | METHOD FOR INCREASING THE STRENGTH OF REINFORCING STEELS |
Publications (4)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| EP0185341A2 true EP0185341A2 (en) | 1986-06-25 |
| EP0185341A3 EP0185341A3 (en) | 1988-10-05 |
| EP0185341B1 EP0185341B1 (en) | 1991-09-25 |
| EP0185341B2 EP0185341B2 (en) | 1999-02-10 |
Family
ID=5563382
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| EP85116005A Expired - Lifetime EP0185341B2 (en) | 1984-12-17 | 1985-12-16 | Method of increasing the strength of reinforcing steels |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0185341B2 (en) |
| AT (1) | ATE67793T1 (en) |
| DD (1) | DD231577B1 (en) |
| DE (1) | DE3584235D1 (en) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AT501551B1 (en) * | 2005-03-07 | 2008-03-15 | Evg Entwicklung Verwert Ges | METHOD AND APPARATUS FOR PRODUCING HIGH-DUCTILE STEEL WIRE FROM HOT-ROLLED ROLLING WIRE |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1433757A1 (en) * | 1961-01-23 | 1968-11-28 | Matuschka Dr Mont Dipl Ing Ber | Fine-grain structural steel and process for its manufacture |
| DD149943A1 (en) * | 1980-03-31 | 1981-08-05 | Ernst Guenther | PROCESS FOR PRODUCING HIGH-WELD WELDABLE CONCRETE STEELS |
| DE2900271C2 (en) * | 1979-01-05 | 1984-01-26 | Stahlwerke Peine-Salzgitter Ag, 3150 Peine | Weldable reinforcing steel and process for its manufacture |
-
1984
- 1984-12-17 DD DD84270878A patent/DD231577B1/en not_active IP Right Cessation
-
1985
- 1985-12-16 AT AT85116005T patent/ATE67793T1/en active
- 1985-12-16 DE DE8585116005T patent/DE3584235D1/en not_active Expired - Fee Related
- 1985-12-16 EP EP85116005A patent/EP0185341B2/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1433757A1 (en) * | 1961-01-23 | 1968-11-28 | Matuschka Dr Mont Dipl Ing Ber | Fine-grain structural steel and process for its manufacture |
| DE2900271C2 (en) * | 1979-01-05 | 1984-01-26 | Stahlwerke Peine-Salzgitter Ag, 3150 Peine | Weldable reinforcing steel and process for its manufacture |
| DD149943A1 (en) * | 1980-03-31 | 1981-08-05 | Ernst Guenther | PROCESS FOR PRODUCING HIGH-WELD WELDABLE CONCRETE STEELS |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| STEEL IN THE USSR, Band 7, Nr. 8, August 1977, Seiten 464-466, London, GB; V. Y. SAVENKOV et al.: "Quenching and tempering of reinforcing steel rod at krivoi rog works" * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0185341A3 (en) | 1988-10-05 |
| DD231577A1 (en) | 1986-01-02 |
| EP0185341B2 (en) | 1999-02-10 |
| ATE67793T1 (en) | 1991-10-15 |
| DD231577B1 (en) | 1987-09-09 |
| EP0185341B1 (en) | 1991-09-25 |
| DE3584235D1 (en) | 1991-10-31 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2690183B1 (en) | Hot-rolled steel flat product and method for its production | |
| DE60301588T2 (en) | High-strength steel sheet and high-strength steel pipe with very good ductility and process for its production | |
| DE19911287C1 (en) | Process for producing a hot strip | |
| EP1918406B1 (en) | Process for manufacturing steel flat products from boron microalloyed multi phase steel | |
| DE102005051052A1 (en) | Process for the production of hot strip with multiphase structure | |
| EP1918402B1 (en) | Process for manufacturing steel flat products from a steel forming a complex phase structure | |
| EP2690184B1 (en) | Produit plat en acier laminé à froid et son procédé de fabrication | |
| DE2426920A1 (en) | PROCESS FOR MANUFACTURING REINFORCEMENT STEELS | |
| EP1918403A1 (en) | Process for manufacturing steel flat products from a steel forming martensitic structure | |
| DE2454163A1 (en) | METHOD OF CONTROLLING THE TEMPERATURE OF STEEL DURING HOT ROLLING ON A CONTINUOUS HOT ROLLING DEVICE | |
| DE1433760C3 (en) | Process for the continuous patenting of wire rod from the rolling heat | |
| WO2015000895A1 (en) | Plant and method for hot rolling steel strip | |
| EP1319725B1 (en) | Hot strip manufacturing process | |
| DE3440752A1 (en) | METHOD FOR PRODUCING HOT TAPE WITH A TWO-PHASE TEXTURE | |
| EP1633894B1 (en) | Method and installation for the production of hot-rolled strip having a dual-phase structure | |
| EP1398390B1 (en) | Steel with a very fine ferritic and martensitic microstructure having a high tensile strength | |
| DE2900271A1 (en) | WELDABLE CONCRETE STEEL AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF | |
| EP1453984B1 (en) | Method for the production of hot strip or sheet from a micro-alloyed steel | |
| EP1396549B1 (en) | Process for manufacturing hot rolled pearlite-free steel strip and hot strip obtained thereby | |
| EP1918404B1 (en) | Process for manufacturing steel flat products from aluminium alloyed multi phase steel | |
| EP0185341B1 (en) | Method of increasing the strength of reinforcing steels | |
| EP1038978B1 (en) | Process for manufacturing hot strip | |
| DE2435927A1 (en) | PROCESS FOR MANUFACTURING A COLD-ROLLED HIGH TENSION STRENGTH STEEL WITH EXCELLENT FAST AGING PROPERTIES | |
| DD149943B1 (en) | PROCESS FOR PRODUCING HIGH-WELD WELDABLE CONCRETE STEELS | |
| DE19838673C1 (en) | Process for the production of high-strength and tough steel profile tubes and plant for its implementation |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PUAI | Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012 |
|
| AK | Designated contracting states |
Kind code of ref document: A2 Designated state(s): AT BE DE FR GB IT LU NL SE |
|
| PUAL | Search report despatched |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009013 |
|
| AK | Designated contracting states |
Kind code of ref document: A3 Designated state(s): AT BE DE FR GB IT LU NL SE |
|
| 17P | Request for examination filed |
Effective date: 19890313 |
|
| 17Q | First examination report despatched |
Effective date: 19900808 |
|
| RAP1 | Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred) |
Owner name: STAHL- UND WALZWERK BRANDENBURG GMBH |
|
| GRAA | (expected) grant |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210 |
|
| AK | Designated contracting states |
Kind code of ref document: B1 Designated state(s): AT BE DE FR GB IT LU NL SE |
|
| REF | Corresponds to: |
Ref document number: 67793 Country of ref document: AT Date of ref document: 19911015 Kind code of ref document: T |
|
| REF | Corresponds to: |
Ref document number: 3584235 Country of ref document: DE Date of ref document: 19911031 |
|
| GBT | Gb: translation of ep patent filed (gb section 77(6)(a)/1977) | ||
| ITF | It: translation for a ep patent filed | ||
| ET | Fr: translation filed | ||
| PLBI | Opposition filed |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009260 |
|
| 26 | Opposition filed |
Opponent name: SMS SCHLOEMANN-SIEMAG AG Effective date: 19920625 |
|
| NLR1 | Nl: opposition has been filed with the epo |
Opponent name: SMS SCHLOEMANN-SIEMAG AG. |
|
| PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: AT Payment date: 19931214 Year of fee payment: 9 |
|
| PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: LU Payment date: 19931216 Year of fee payment: 9 |
|
| PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: FR Payment date: 19931228 Year of fee payment: 9 |
|
| PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: NL Payment date: 19931231 Year of fee payment: 9 |
|
| PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: BE Payment date: 19940104 Year of fee payment: 9 |
|
| EPTA | Lu: last paid annual fee | ||
| PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: LU Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 19941216 Ref country code: AT Effective date: 19941216 |
|
| RAP2 | Party data changed (patent owner data changed or rights of a patent transferred) |
Owner name: SKET SCHWERMASCHINENBAU MAGDEBURG GMBH |
|
| PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: BE Effective date: 19941231 |
|
| EAL | Se: european patent in force in sweden |
Ref document number: 85116005.1 |
|
| ITPR | It: changes in ownership of a european patent |
Owner name: CESSIONE;SKET SCHWERMASCHINENBAU MAGDEBURG GMBH |
|
| NLT2 | Nl: modifications (of names), taken from the european patent patent bulletin |
Owner name: SKET SCHWERMASCHINENBAU MAGDEBURG GMBH TE MAGDEBUR |
|
| BERE | Be: lapsed |
Owner name: STAHL- UND WALZWERK BRANDENBURG G.M.B.H. Effective date: 19941231 |
|
| PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: NL Effective date: 19950701 |
|
| PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: FR Effective date: 19950831 |
|
| NLV4 | Nl: lapsed or anulled due to non-payment of the annual fee |
Effective date: 19950701 |
|
| REG | Reference to a national code |
Ref country code: FR Ref legal event code: ST |
|
| REG | Reference to a national code |
Ref country code: GB Ref legal event code: 732E |
|
| APAC | Appeal dossier modified |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS NOAPO |
|
| APAC | Appeal dossier modified |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS NOAPO |
|
| RAP2 | Party data changed (patent owner data changed or rights of a patent transferred) |
Owner name: SKET WALZWERKSTECHNIK GMBH |
|
| REG | Reference to a national code |
Ref country code: GB Ref legal event code: 732E |
|
| APAC | Appeal dossier modified |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS NOAPO |
|
| PLAW | Interlocutory decision in opposition |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOS IDOP |
|
| PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: SE Payment date: 19981127 Year of fee payment: 14 |
|
| PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: GB Payment date: 19981215 Year of fee payment: 14 |
|
| PUAH | Patent maintained in amended form |
Free format text: ORIGINAL CODE: 0009272 |
|
| STAA | Information on the status of an ep patent application or granted ep patent |
Free format text: STATUS: PATENT MAINTAINED AS AMENDED |
|
| 27A | Patent maintained in amended form |
Effective date: 19990210 |
|
| AK | Designated contracting states |
Kind code of ref document: B2 Designated state(s): AT BE DE FR GB IT LU NL SE |
|
| GBTA | Gb: translation of amended ep patent filed (gb section 77(6)(b)/1977) | ||
| ITF | It: translation for a ep patent filed | ||
| EN | Fr: translation not filed | ||
| PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: GB Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 19991216 |
|
| PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: SE Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 19991217 |
|
| PGFP | Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: DE Payment date: 20000525 Year of fee payment: 15 |
|
| GBPC | Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee |
Effective date: 19991216 |
|
| EUG | Se: european patent has lapsed |
Ref document number: 85116005.1 |
|
| PG25 | Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo] |
Ref country code: DE Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES Effective date: 20011002 |
|
| APAH | Appeal reference modified |
Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSCREFNO |