EP0185341B1 - Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit von Bewehrungsstählen - Google Patents
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- EP0185341B1 EP0185341B1 EP85116005A EP85116005A EP0185341B1 EP 0185341 B1 EP0185341 B1 EP 0185341B1 EP 85116005 A EP85116005 A EP 85116005A EP 85116005 A EP85116005 A EP 85116005A EP 0185341 B1 EP0185341 B1 EP 0185341B1
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- 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 rolling 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 a constant price increase, 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.
- 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 around 1000 C.
- a partial tempering 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 from tempering structure (high-tempered martensite and / or bainite) and a ferritic-pearlitic core.
- a transition zone consisting 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 strip 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 cold formability 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 using the measures mentioned in claim 1 in that the steel, for. B. wire rod, in the final phase of the hot rolling process within a predetermined period of time, which may not be exceeded significantly, with a certain change in shape (decrease in cross-section) and immediately after the forming very quickly to a temperature below the recrystallization temperature of the austenite, but above the Ar 1 Transformation temperature is quenched, so that at the beginning of the ⁇ - ⁇ transformation there is a very fine or incompletely recrystallized austenite structure.
- 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 Ar 1 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 occurs in the course of the subsequent temperature compensation between Edge and core sets, leaving the hardened edge zone high.
- a concentric edge zone of hardening structure martensite and / or bainite
- the predetermined temperature only occurs in the course of the subsequent temperature compensation between Edge and core sets, leaving the hardened edge zone high.
- 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.
- the cooling down to the temperature range between the recrystallization temperature of the austenite and the Ari transition temperature can also take place in such a way that a complete transformation in the pearlite stage is ensured.
- Variant 1 (conventional treatment):
- Variant 2 (method according to the invention):
- Variant 3 (method according to the invention):
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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.
- Zur Erhöhung der Festigkeit, insbesondere der Streckgrenze von Betonstählen, die im Walzzustand gleichzeitig eine gute Schweißeignung und Kaltumformbarkeit aufweisen, sind 2 unterschiedliche Verfahrenstechniken bekannt:
- 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. Mikrolegierungselemente sind jedoch sehr teuer und unterliegen einem ständigen Preisanstieg, so daß beim Zusatz von Mikrolegierungselementen die Kosten für die Stahlherstellung erheblich ansteigen.
- 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.
- Bei der HTMB wird der Walzprozeß in eine Vor- und Fertigwalzphase aufgeteilt, wobei das Fertigwalzen mit einem vorgegebenen Umformgrad im unteren Austenitgebiet, d. h. im Temperaturbereich von etwa 900 - 750 C erfolgt.
- 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.
- Eine partielle Vergütung aus der Walzhitze wird dadurch erreicht, daß der Stahl unmittelbar nach dem letzten Walzstich eine in der technologischen Linie der Walzstraße angeordnete Wasserkühlstrecke durchläuft, wobei die oberflächennahen Bereiche durch eine intensive Druckwasserkühlung bis unter den Martensitpunkt abgeschreckt und dann im Verlauf des nachfolgenden Temperaturausgleichs durch die im Kern verbliebene Wärme auf eine bestimmte Ausgleichstemperatur angelassen werden. Der so behandelte Stahl weist eine Konzentrische Randzone aus Vergütungsgefüge (hochangelassenem Martensit und/oder Bainit) und einen ferritisch-perlitischen Kern auf. Zwischen Rand und Kern kann eine Übergangszone aus einem Gemisch beider Gefügeausbildungen angeordnet sein.
- 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 Bandzone am Gesamtquerschnitt mindestens 30 - 40 % betragen.
- Partiell vergütete Betonstähle werden ab 8 mm Nenndurchmesser auf Feinstahlstraßen als Stabstahl bei Walzgeschwindigkeiten bis maximal etwa 20 m/s hergestellt.
- 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.
- 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 Kaltumformbarkeit zu verringern und damit die Herstellungskosten gegenüber den für kontinuierliche Hochleistungsdrahtstraßen bekannten Lösungen entscheidend zu senken.
- 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.
- Erfindungsgemäß wird die gestellte Aufgabe unter Anwendung der in Anspruch 1 erwähnten Maßnahmen 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 Rekristallisationstemperaturdes Austenits, aber oberhalb der Ar1-Umwandlungstemperatur abgeschreckt wird, so daß zu Beginn der γ-α-Umwandlung ein feinst- oder unvollständig rekristallisiertes Austenitgefüge vorliegt. Dadurch wird ein sehr feinkörniges Sekundärgefüge erzielt, das dem Stahl hohe Festigkeitswerte bei gleichzeitig sehr guten plastischen Eigenschaften verleiht, ohne daß besondere Legierungszusätze notwendig sind.
- 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.
- 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.
- Die Abkühlung bis in den Temperaturbereich zwischen der Rekristallisationstemperatur des Austenits und der Ar1-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.
- Die Abkühlung bis in den Temperaturbereich zwischen der Rekristallisationstemperatur des Austenits und der Ari-Umwandiungstemperatur 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.
- Die Erfindung wird nachfolgend an 2 Beispielen näher erläutert.
- 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:
- Umformgrad beim letzten Walzstich 20 %, Walzendtemperatur 1050 C, nach dem letzten Walzstich ungeregelte Abkühlung des Walzdrahtes an ruhender Luft.
- 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.
- 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 ferritisch-perlitische Kernzone erzielt.
- 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 lll (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 lll 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)
1. Verfahren zur Erhöhung der Festigkeit, insbesondere der Streckgrenze von Betonstählen mit guter Schweißeignung und Kaltumformbarkeit, die als Walzdraht in Ringbunden auf kontinuierlichen Hochleistungsdrahtstraßen hergestellt werden, wobei der Stahl in der Endphase des Warmwalzprozesses mit einer Querschnittsänderung von mindestens 60 %, die in einem oder mehreren Walzstichen durchgeführt wird und in weniger als 1 Sekunde erfolgen muß, umgeformt wird und unmittelbar nach der Umformung in weniger als 2 Sekunden bis in das Temperaturgebiet zwischen der Rekristallisationstemperatur des Austenits und der Ar1-Umwandlungstemperatur, in der Regel zwischen 850 und 600 C, abgekühlt wird und in diesem Temperaturbereich so lange belassen wird, bis die γ-α-Umwandlung weitestgehend abgeschlossen ist.
2. Verfahren nach Anspruch 1 gekennzeichnet dadurch, daß der Stahl unmittelbar nach der Umformung in weniger als 2 Sekunden bis in das Temperaturgebiet zwischen 720 und 600 °C so abgekühlt wird, daß eine konzentrische Randzone aus angelassenem Härtungsgefüge (Martensit und/oder Bainit) entsteht und die Temperatur zwischen 720 und 600 ° C durch den Temperaturausgleich zwischen Rand und Kern eingestellt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 gekennzeichnet dadurch, daß der Stahl unmittelbar nach der Umformung in weniger als 2 Sekunden auf eine Temperatur zwischen 850 und 700 C abgekühlt wird und daß der Stahl bis zu einer Temperatur von etwa 600 ° C mit einer auf die chemische Zusammensetzung des Stahls abgestimmten Geschwindigkeit so abgekühlt wird, daß praktische eine vollständige Umwandlung in der Perlitstufe erreicht wird.
4. Verfahren nach Anspruch 2 gekennzeichnet dadurch, daß der Stahl von der Ausgleichstemperatur bis etwa 600 ° C mit einer auf die chemische Zusammensetzung des Stahls abgestimmten Geschwindigkeit so abgekühlt wird, daß praktisch eine vollständige Umwandlung der Kernzone in der Perlitstufe erreicht wird.
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