EP0198024A1 - Verfahren zum herstellen von spannstählen. - Google Patents

Verfahren zum herstellen von spannstählen.

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EP0198024A1
EP0198024A1 EP85905199A EP85905199A EP0198024A1 EP 0198024 A1 EP0198024 A1 EP 0198024A1 EP 85905199 A EP85905199 A EP 85905199A EP 85905199 A EP85905199 A EP 85905199A EP 0198024 A1 EP0198024 A1 EP 0198024A1
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EP
European Patent Office
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hardening
grain
mass
strength
steel
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EP85905199A
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Max Willy Tischhauser
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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 producing high-strength, weldable, corrosion-resistant and brittle fracture-proof prestressing steels.
  • prestressing steels are generally produced from unalloyed, high-carbon, high-grade structural steels, specifically
  • these known prestressing steels have deficiencies regarding the mechanical properties of the susceptibility to corrosion and, in particular, the insensitivity to brittle fracture, in spite of hardly any significantly changed concepts with regard to their chemical composition, structure and manufacturing conditions.
  • a fact that has so far been overlooked in the assessment of prestressing steels is that the susceptibility of prestressing steels to brittle fracture can begin considerably above 0 ° C and increases rapidly at lower temperatures. The safety against brittle fracture is expressed with the so-called transition temperature for possible brittle fracture.
  • Conventional prestressing steels usually have a Tu of significantly above + 20 ° C !.
  • Corrosion occurs in prestressing steel in a variety of forms, whether as trough, hole, gap, intercrystalline and transcrystalline corrosion. Particular attention should be paid to stress corrosion cracking.
  • the corrosion-inhibiting properties of copper are known, however
  • Copper as an alloying element has so far not been used in prestressing steels.
  • thermomechanical treatment which takes place after solidification from the melt and reheating from a second heat, wherein
  • The- temperature limit uss due to the copper present in the steel, since effective solidifying deposition of copper can only be achieved by accelerated cooling from approx. -850 ° C to around 650/550 ° C without rolling. that at a temperature below 850 ° C there is no longer any precipitation of copper during rolling.
  • thermomechanical treatment produces wire rod grades for the production of cold-drawn wire, three-wire strands, seven-wire strands and tension rods, which correspond in their properties to the Euro standard 138, but the additional usage properties (more corrosion-resistant , resistant to brittle fracture and weldable). Costly cold forming (stretching) and subsequent tempering are omitted for tensioning rods, which already means a considerable advantage of the invention.
  • a third stage of the treatment can also be provided, in which rolling is again carried out in a controlled manner from about 650/550 ° C. with one or a few passes, that is to say with a high degree of deformation at high speed.
  • a dwell time and a delayed cooling, for example in still air, are considered below.
  • an increased precipitation hardening process results in an increase in strength of over (ind.) 40% compared to conventional prestressing steels.
  • the accompanying diagram serves to illustrate this process sequence.
  • the steel can additionally be strain hardened, provided that higher strength classes are aimed for or are necessary.
  • thermomechanical treatment the mechanisms of increasing strength due to the chemical composition and the targeted metering of the microalloying elements work together additively.
  • These mechanisms are in particular fine grain hardening, mixed crystal hardening and very particularly precipitation hardening, in which the alloying element copper is particularly effective.
  • the dosage of the alloy elements is designed so that not only the strength is increased considerably, but also the toughness is increased at the same time, in particular through the fine grain hardening.
  • the targeted dosing of the alloying elements also ensures that the highest degree of solidification takes place via precipitation hardening. Elimination in ferrite is the most effective for increasing strength.
  • Precipitation hardening in particular due to the accelerated cooling and a low final rolling temperature with a high degree of deformation and a high rate of deformation followed by a delay after the final deformation and delayed. Cooling achieves the highest effect of the increase in strength, this phase of thermomechanical treatment is also of the greatest importance, because through this phase the targeted dosing of the alloying elements also achieves the highest safety against brittle fracture, in particular through the interaction of the elements Manganese and molybdenum.
  • Precondition for an effective increase in strength in the sense of the invention is furthermore the fine-grain hardening, a fine-grain depletion being required for its optimal realization, which simultaneously increases the toughness.
  • the grain size to be achieved according to ASTM 112 should be at least 9, but if possible at least 12, to which an increased manganese content of 1.45% on average contributes.
  • an austenite grain that is as fine as possible should already be aimed for, since this also determines the size of the ferrite grain.
  • the microalloying elements provided in the directional analysis in particular aluminum, nitrogen, niobium and vanadium, are incorporated into the austenite structure to inhibit grain growth and to form strength-increasing obstacles to dislocations due to fine precipitations.
  • a particle size of 100 to 200 X is most effective for this, the
  • the fine grain melting should include the following stages according to the invention:
  • a steel aftertreatment in particular an inert gas purging, a vacuum treatment, a deoxidizing, full sedation, and, if possible and relevant, an inclusion modification and / or a pan treatment with metallic calcium or calcium halide slags.
  • Continuous casting is a good choice for casting. Continuous casting is the most economical and at the same time the best quality way of casting and solidifying the molten steel into the primary material used for the manufacture of prestressing steel: billets. To ensure a high level of quality required for prestressing steels, special measures must be taken to prevent such defects, such as, to avoid core defects such as mitigating and solidification bridges and surface defects. B. Reoxidation protection, concealed casting, electromagnetic stirring.
  • the low carbon content of 0.1% provided in the directional analysis largely prevents the occurrence of the abovementioned defects and at the same time favors the economy of continuous casting for the production of prestressing steel grades, since the costly measures are more extensive than for conventional ones , high-carbon prestressing steel grades are required, while at the same time ensuring a high degree of purity, homogeneity and quality.
  • the mixed crystal hardening acts through the type of chemical composition, the influence of the foreign atoms in substitution mixed crystals and the interstitially dissolved foreign atoms being of particular importance.
  • the influence of the different alloy elements can be explained by the distortion that these elements cause in the lattice. The greater the distortion, the higher the increase in strength.
  • fine grain hardening has to be given the most consideration because the hardening mechanism resulting from it is characterized not only by an increase in strength but also in a simultaneous increase in toughness. Furthermore, the 'two-dimensional obstacles are just for migratory Versetzun ⁇ gen so strong obstacles that they can not be overcome über ⁇ of these. The dislocation has then become impossible and numerous dislocations form a build-up at the grain boundary, which results in a significant stress concentration and therefore an influence on strength. However, the average grain size influences the lower yield strength.
  • thermomechanical treatment is intended to subsume a number of specially controlled shaping processes in which the influencing factors
  • thermomechanical treatment in the context of the invention is carried out by a very specific sequence of controlled rolling of the microalloyed and fine-grained steel specifically developed for this purpose, in particular setting a low final rolling temperature, rapid cooling before the last rolling pass and a high degree of final deformation, so that the Recrystallization leads to the finest possible austenite grain before the ferrite-pearlite transformation.
  • the rolling process additionally causes hardening of mixed crystals as well as fine grains and particles by the precipitation of carbides, nitrides or carbonitrides.
  • the temperature control is alloying and by rolling so ge controls that Diev - ⁇ A- conversion shortly before and / or after the lowest possible final rolling temperature, which comes to lie shortly before A 3, takes place. In any case, the formation of martensite should be excluded.
  • the carbonitrides can precipitate in austenite, during the ⁇ * - ⁇ transformation or in ferrite. Elimination in the ferrite is most effective for increasing the strength.
  • the kinetics, the extent and the temperature of the precipitations depend not only on the thermodynamic conditions, but also on the diffusibility of the alloy atoms, the degree of hypothermia and the germ conditions of the precipitates.
  • thermomechanically acted, cold-stretched tension rods or wire rod for the production of cold-drawn tension wires and Lit ⁇ zen from it.
  • the final rolling temperature and the degree of deformation, in particular in the last pass, are decisive for the mechanical properties that can be achieved.
  • the pearlite content decreases, which means that low-carbon, micro-alloyed structure structures in the controlled final rolled state have only a low, often no pearlite content in the structure.
  • the mechanical properties are thereby additionally favorably influenced.
  • thermomechanical treatment The last stage of the process following the thermomechanical treatment is work hardening, which in particular consists of stretching or drawing.
  • This subsequent cold working which is used to manufacture all prestressing steels and for which the steels of the new design are particularly well suited, once again results in a considerable increase in strength compared to today's prestressing steel grades by means of the degree of deformation to be used.
  • Niobium has the most effective influence of possible microalloying elements the fine grain hardening and hardening by the thermomechanical treatment, ie the increase in strength, is followed by vanadium. The same applies to the improvement of the transition temperature.
  • niobium alloy results in a much larger proportion of fine-grain hardening than hardening and therefore not only a higher yield strength than with a titanium or vanadium alloy, but above all, as already mentioned, a very favorable low transition ⁇ temperature.
  • the high ratio of fine grain hardening to hardening through the addition of niobium is therefore a major reason why niobium must be used here, since niobium also causes the greatest reduction in the transition temperature.
  • Manganese and nickel as well as silicon with contents below about 0.5% also shift the transition temperature to lower temperatures.
  • grain refinement In addition to solidification, grain refinement also leads to a significant improvement in toughness, which is manifested in a sharp reduction in the transition temperature. In addition, the desired influence is reinforced by a decreasing pearlite content. Low-pearlite steels are therefore generally particularly insensitive to brittle fracture in the case of fine ferrite grains.
  • the sulfur content plays the decisive role in the anisotropy of toughness, the most important factor influencing the cold formability.
  • a desired lower sulfur content ie a reduced number of sulfide inclusions, considerably improves the toughness with regard to constriction of the fracture, a property which is particularly important for prestressing steels.
  • the reduction in the sulfide length is particularly effective for a more favorable constriction of the fracture.
  • the mechanical properties that can be achieved with calcium treatment have a significantly reduced spatial anisotropy of the toughness properties.
  • the constriction of the fracture which is so important for ensuring the quality values for prestressing steels, is improved considerably by the calcium treatment and with a decreasing sulfur content.
  • Desulphurization should be carried out to below 0.020 mass% if possible.
  • molybdenum-niobium-alloyed structural structures result in the best properties.
  • An additional improvement in the properties is achieved by the combination of niobium-vanadium-molybdenum-copper with simultaneous thermomechanical treatment according to the invention, the best results being achieved by using a low final rolling temperature and the highest possible degree of final deformation.
  • the speed of rolling and cooling and the cooling in bed are also effective for the production of prestressing steels. Both strength and toughness improvements are found down to 750 ° C.
  • the effective The mechanisms which are responsible for the increase in strength are increased considerably by alloying with molybdenum and by regulating the rolling speed with the purpose of reducing the f - ⁇ - conversion as far as possible in the range between 650 and 550 ° C, just 'a region in which the strength-enhancing mechanisms, in particular by precipitation hardening are most effective.
  • the most effective means of achieving optimal mechanical properties is, however, the production of extensive fine grain.
  • the refinement of the grain size causes an increase in the yield strength with a simultaneous improvement in the transition temperature.
  • the aim is to achieve the finest possible austenite grain, since this also determines the size of the ferrite grain.
  • a general empirical value is that a reduction in the size of the austenite grain has a factor of around 0.3 on the reduction in the size of the ferrite grain.
  • the essential process in the growth of the austenite grain is not the dissolution of the precipitates, but their aggregation into large and thus effective particles.
  • One measure for controlling the austenite grain size is the incorporation of fine precipitates in the austenite structure, which inhibits grain growth.
  • aluminum which produces this effect via aluminum nitride
  • it is primarily the microalloying elements niobium, vanadium and titanium in particle sizes from 100 to 200 ⁇ which are comparable in their carbides, nitrides or carbonitrides Come into effect. Show the most favorable conditions for preventing the sharp increase in grain growth when reheating in the pusher furnace for rolling higher aluminum contents (up to 0.050%) and nitrogen contents (up to 0.020%). With increasing niobium content, the start of the sudden grain growth is also shifted to higher temperatures.
  • austenite grain can also be refined by means of higher degrees of deformation. The grain refinement effect is most pronounced at low final deformation temperatures.
  • the lower transformation temperature causes a higher nucleation frequency and a lower mobility of the grain boundaries, which results in a reduction in the ferrite grain size .
  • the delay in austenite recrystallization can also be controlled by controlling the cooling rate Alloying of small amounts of molybdenum to the microalloyed, low-pearlite structure is favored, whereby the i-pC conversion is shifted to lower temperatures. This possibility is used in the thermomechanical treatment, whereby an even more fine-grained structure is achieved with an additional improvement in the transition temperature.
  • incoherent niobium vanadium and titanium carbonitrides have different effects on the ferrite grain size in their effective particle size and quantity.
  • vanadium In the thermomechanically treated state, vanadium only causes a weak grain refinement.
  • the basic composition plays a role in that higher carbon and nitrogen contents result in a finer secondary structure via a stronger or faster excretion before or during the> ⁇ * - o conversion.
  • the optimal Grain refinement due to niobium contents between 0.04 and 0.10% is uniformly effective, but those of titanium and vanadium are also increasingly effective with increasing contents.
  • the carbon and nitrogen content of the steel influences the ferrite grain size considerably less in steels with niobium than in those with vanadium. With decreasing carbon contents, the influence of the nucleation by excreted particles on the grain size decreases in favor of a very pronounced and, in the present case, desirable inhibition of recrystallization by dissolved niobium. Low-pearlite steels therefore have smaller ferrite grain sizes in the thermomechanically treated state than steels with a higher carbon content.
  • Dissolved vanadium, niobium or titanium cause a further fine grain effect by delaying the austenite conversion desired here. Rising manganese contents also lower the transition temperature, ensure optimum particle separation and thus the optimal effect of particle hardening.
  • the setting of the lowest possible final rolling temperature accommodates and at the same time enables the optimal separation, for example of copper, interacting to achieve a maximum possible increase in strength.
  • Extensive microstructure refinement occurs as a result of increased germ density and growth hindrance of the newly formed ferrite grains.
  • the hardening maxima occur in the temperature range between 550 and 650 ° C. This can be explained by the effect of the chemically non-detectable coherent precipitates (clusters) of niobium, carbon and nitrogen atoms (including titanium), which precede the incoherent precipitate.
  • the drop in the yield point is of importance. This drop is caused by increasing temperatures or exceeding the holding time and is due to the reduction of the coherent stresses when the coherent particles change into incoherent and the subsequent waxing of the particle diameter and quantity.
  • the starting material (crude steel) for carrying out the method according to the invention is to use a steel which has the following alloying elements in its directional analysis:
  • the carbon content causes a substantial solidification and plays an important role in this context.
  • the carbon content via the pearlite component exerts the most significant negative influence on the brittle fracture safety (transition temperature) also given in this development, as well as on the weldability, and this with increasing pearlite content, this is To limit the carbon content to proportions which both permit an increase in strength and an improvement in the corrosion resistance, but also enable the safety against brittle fracture to be improved down to around -40 ° C. and also make it weldable.
  • the desired fine grain formation to be aimed at it should also be taken into account that the carbon content has a considerable influence on this.
  • Manganese has a particularly fine grain refinement and at the same time through solidification of solid solution and increased hardening, so that the manganese content should preferably be placed at the upper limit, because the increase in strength due to manganese depends very much on the pearlite content and, due to a suitably low pearlite content, also a favorable transition Temperature and thus also guaranteed brittle fracture safety.
  • Increasing manganese levels provide a significant contribution to the delay of the 'desired austenite transformation here and thus cause an optimum fine grain formation. With the simultaneous presence of niobium and vanadium as microalloying elements, the increasing solidifying proportion of manganese becomes effective in the case of low-pearlite structures with increasing manganese content.
  • the latter for manganese also applies to the silicon content. If the silicon content is below about 0.5%, the transition temperature is also shifted to lower temperatures. However, silicon also has a strengthening effect above 0.5%, but at the same time is becoming increasingly brittle, which is to be avoided here for prestressing steels.
  • Niobium has the most effective influence on fine grain hardening and hardening through thermomechanical treatment, ie on the achievable increase in strength, followed by titanium and vanadium. It causes the greatest reduction in the transition temperature.
  • the niobium-containing structure results in a much larger proportion of fine-grain hardening than in hardening and thus not only a higher yield strength than structure structures alloyed with titanium or vanadium, but above all also a very favorable, low transition temperature.
  • Niobium reduces the ferrite grain size to a particularly large extent.
  • the high ratio of fine grain hardening to hardening in the structure with the addition of niobium is therefore an essential reason for the preference for niobium.
  • Niobium causes the additional hardening effect of increasing manganese contents even when pearlite is low.
  • Vanadium, like niobium forms precipitates of special carbides which, on the one hand, contribute to fine grain formation and hardening and, on the other hand, to precipitation hardening and thus significantly increase strength. Vanadium, like niobium, thus helps to control the austenite grain size by incorporating fine precipitates "in the austenite structure, which inhibits grain growth. Vanadium also contributes to solid solution strengthening like niobium, but both are insoluble in ferrite. Their excretion in ferrite The carbides and nitrides of vanadium and niobium have face-centered cubic lattice, are isomorphic and therefore completely miscible and, unlike titanium, do not contribute to the formation of sulfide.
  • vanadium has the greatest influence on the formation of a fine ferrite grain size and has an additional increase in the yield point, just like niobium, as does dissolved vanadium, by delaying the austenite conversion, this fine grain effect and hardening.
  • the delay in the austenite recrystallization is very much favored by alloying small amounts of molybdenum into the microalloyed, low-pearlite structure, whereby the - Conversion is shifted to lower temperatures.
  • this possibility is enhanced by an even deeper one Final rolling temperature used, whereby an even more fine-grained structure is achieved while improving the transition temperature.
  • alloying molybdenum and the resulting possibility of the i - - r conversion shift to lower temperatures it is also additionally possible to make full use of the considerable strengthening properties of copper.
  • both hardening mechanisms act both through the precipitation of mixed crystals and through the formation of carbonitrides, particularly at temperatures between 650 and 550 ° C.
  • Copper is used for the purpose envisaged here because of its two advantages. Firstly because of its strong hardening effect through hardening. Secondly, because of its strong corrosion-inhibiting effect.
  • the corrosion-inhibiting effect of copper can be used particularly well in high-strength structural structures produced with thermomechanical treatment, because at the low final rolling temperatures, which at the same time also lead to the highest strength increases, the element copper simultaneously with the
  • the precipitation-hardening elements used here between 650 and 550 ° C., in addition to its corrosion-inhibiting effect, also act as a precipitation-hardening element.
  • rapid cooling from the Jf ⁇ area At approximately 840 ° C., about 2% copper can be dissolved in low-pearlite structures and the thermomechanical treatment already provided here.
  • a copper-rich, face-centered mixed crystal in the form of incoherent, spherical particles then separates out, which leads, from a certain particle size, to a considerable precipitation hardness effect due to the bypass mechanism.
  • niobium, micro-alloyed structures and at the same time a low proportion of pearlite and a high copper content both hardening mechanisms take effect through the precipitation of mixed crystals and carbonitrides.
  • a nickel content of up to 1% must be added to the copper-alloyed structure in order to prevent the solder fragility caused by copper.
  • Aluminum which produces this effect via aluminum nitride, is primarily the microalloying elements niobium and vanadium, which have a comparable effect via their carbides, nitrides or carbonitrides.
  • the lowest possible pusher furnace temperature is essential for preventing or restricting the re-dissolution of such precipitates when heating before rolling.
  • the most favorable conditions for preventing the sharp increase in grain growth when reheating for rolling show higher aluminum contents.
  • Aluminum also contributes to solid solution strengthening.
  • the sudden grain growth before heating for rolling is also increased by nitrogen to higher temperatures of around 1150 ° C.
  • An increased nitrogen content also makes an important contribution to increasing the strength by increasing the nitride content. Particularly when vanadium is present, the yield strength increases significantly. This also increases the tensile strength, so that an increase in the yield strength ratio from 70% to 90%, which is particularly important for prestressing steels, is brought about.
  • the phosphorus content must remain limited, although a higher content would increase the yield strength, but at the same time the steel becomes very brittle.
  • Combined oxygen blowing / inert gas flushing makes it possible to lower the phosphorus content and largely prevent its embrittling effect. A corresponding reduction in the phosphorus content is also possible with ladle metallurgy.
  • the sulfur content plays a decisive role in the anisotropy of toughness, the most important factor influencing their cold formability for prestressing steels.
  • a lower sulfur content i.e. a reduced number of sulfide inclusions improves the toughness considerably with regard to constriction of fracture, a property that is particularly important for prestressing steels.
  • the reduction in the sulfide length is particularly effective for a more favorable constriction of the fracture.
  • a strong desulfurization can be achieved by the additions that are usual in ladle metallurgy.
  • titanium in contrast to niobium and vanadium, it participates in the formation of sulfide. On the other hand, it first binds all nitrogen to nitrides, TiN, and then sulfur to a titanium carbosulfide, Ti ⁇ C-S-. For both reasons, titanium is not taken into account here since, among other things, the effect of one of the austenite grain growth and that of an increase in strength in cooperation with the other microalloying elements would be eliminated by an increased nitrogen content.
  • the prestressing steels produced according to the present invention have
  • the coupling links are the most sensitive weak points for the occurrence of damage caused by the penetration of corrosion-promoting media up to the steel.
  • such coupling elements are usually arranged at too short intervals from one another.
  • the resulting high number of coupling joints results in a high number of weak points at the same time.
  • the prestressing systems are also structurally simplified and improved due to the suitability of these prestressing steels for welding, this additionally results in a significant reduction in the susceptibility to damage.

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Description

Verfahren zum Herstellen von Spannstählen
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von hochfesten, schweissbaren, korrosionsbeständigeren und spröd- bruchsichereren Spannstählen.
Gegenwärtig werden Spannstähle in der Regel aus unlegier¬ ten, höher kohlenstoffhaltigen Edelbaustählen hergestellt und zwar
- warmgewalzte, gereckte und angelassene Stäbe der Abmes¬ sungen 15 bis 40 mm rund mit einer Zusammensetzung von 0,65 bis 0,85 C, 0,65 bis 0,85 Si, 1,10 bis 1,70 Mn, 0,035 S, 0,035 P und gegebenenfalls 0,10 bis 0,40 V so¬ wie
- patentierter oder stelmorbehandelter Walzdraht der Ab¬ messungen 5,5 bis 14,5 mm rund mit einer Zusammensetzung von 0,60 bis 0,90 C, 0,10 bis 0,30 Si, 0,50 bis 0,80 Mn, 0,035 S und 0,035 P. Daraus wird kaltgezogener Spann¬ draht hergestellt.
In beiden Fällen wird als Vormaterial Knüppel-Halbzeug von ca. 120 mm 4-kt eingesetzt, welches je nach Herstellerwerk und vorhandenen Anlagen nach unterschiedlichen Kriterien wärmebehandelt, d.h. auf Walztemperatur gebracht wird und deshalb auch unterschiedliche Gefügestrukturen und -eigen- schaften aufweist, im Endprodukt jedoch die für Zulas¬ sungsbescheinigungen üblichen mechanischen Eigenschaften aufweisen muss.
Diese Spannstähle haben den erheblichen Nachteil, dass sie nicht schweissbar sind. Zu ihrer Herstellung werden her¬ kömmliche Verfahren angewandt, wie beispielsweise das be¬ kannte Siemens-Martin-, Elektroofen- oder Sauerstoffauf- blas-Verfahren, wobei der Stahl weder vorher noch nachher behandelt wird. Wenn überhaupt findet in einigen Fällen eine Stahlvorbehandlung durch Entschwefelung und eine Stahlnachbehandlung durch Vakuumbehandlung statt. Als Giessverfahren finden 'nach wie vor Block- und Strangguss Anwendung.
Ausser der fehlenden Schweissbarkeit weisen diese bekann¬ ten Spannstähle trotz kaum wesentlich veränderter Konzep¬ tionen hinsichtlich ihrer chemischen Zusammensetzung, des Gefügeaufbaus und der Herstellungsbedingungen Mängel be¬ treffend der mechanischen Eigenschaften der Korrosionsan¬ fälligkeit und insbesondere der Sprödbruch-Unempfindlich- keit auf. Eine bei der Beurteilung von Spannstählen bisher übersehene Tatsache liegt darin, dass die Sprödbruch-An- fälligkeit von Spannstählen schon wesentliche oberhalb 0°C beginnen kann und zu tiefereren Temperaturen hin rapide zunimmt. Die Sprödbruchsicherheit wird mit der sogenannten Uebergangstemperatur zum möglichen Sprödbruch ausgedrückt. Herkömmliche Spannstähle haben eine Tu von meist wesent¬ lich über + 20°C!. Da bei den meisten Spannstahlbauwerken regelmässig über Monate hinweg Temperaturen bis zu - 40°C und mehr auftreten können, insbesondere bei Brückenunter¬ bauten, muss dieser Tatsache bei der Konzipierung und Ent¬ wicklung von Spannstählen entsprechend Rechnung getragen werden. Die Sprödbruch-Anfälligkeit liegt einmal weitge¬ hend im inneren Reinheitsgrad, in oxidischen und sulfidi¬ schen Einschlüssen und Einschlussformen, begründet, wel¬ cher heute durch gezielte Stahlnachbehandlung weitgehend verbessert werden kann. Sodann steht die Sprödbruch-Anf l¬ ligkeit und vor allen Dingen deren Temperatur-Abhängigkeit in engstem Zusammenhang mit dem Perlit- (Zementit-) -An¬ teil im Stahl, also mit dem Kohlenstoffgehalt, der den grössten negativen Einfluss ausübt. Bis heute gibt es kei¬ ne perlitar e, d.h. kohlenstoffarme Spannstähle.
Korrosion tritt am Spannstahl in vielfältiger Form auf, sei es als Mulden-, Loch-, Spalt-, interkristalline und transkristalline Korrosion. Besonderes Augenmerk ist auf die Spannungsriss-Korrosion zu richten. Bekannt sind die korrosionshemmenden Eigenschaf en von Kupfer, jedoch hat
Kupfer als Legierungselement bisher keine Anwendung bei Spannstählen gefunden.
Bis heute ist es also nicht gelungen, hochfeste, gleich¬ zeitig korrosionsbeständigere und dabei sprödbruchsichere- re Spannstähle herzustellen, welche gleichzeitig eine Jchweisseignung aufweisen. Der Erfinder hat sich die Auf¬ gabe gesetzt einen derartigen Spannstähl und zugleich ein Verfahren zu seiner Herstellung zu entwickeln.
Zur Lösung dieser Aufgabe führt ein Verfahren, bei welchem ein Stahl bestehend 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
einer thermomechanischen Behandlung unterworfen wird, welche nach dem Erstarren aus der Schmelze und einem Wiedererwärmen aus zweiter Hitze erfolgt, wobei
der Stahl vor der thermomechanischen Be¬ handlung bei einer möglichst niedrigen Wiedererwär- munσs-Temperatur (= zweite Hitze unter 1150° C) ge¬ halten wird und nachfolgend ein kontrolliertes Wal¬ zen des Stahls mit einer geringen Stichzahl bei ei¬ nem hohen Umformungsgrad (10 - 45%) und einer hohen Qmforrπungsgeschwindigkeit bis zu einer niedrigen Umforrr.ungsteinperatur nahe oberhalb 850 °C durchge¬ führt 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 Lö¬ sung gehen, jedoch über 1150 °C wieder aufgelöst wer¬ den. Letzteres soll vermieden werden. Dabei soll eine
Teilchengröße von 100 - 200 A sowie eine Teilchenmenge
6 2 von 20 x 10 pro mm zum angestrebten Zweck erzielt werden.
Danach erfolgt ein kontrolliertes Walzen des Stahls mit einer geringen Stichzahl bei einem hohen Umformungs¬ grad (10-45 %) und einer hohen Umformungsgeschwindig¬ keit bis zu einer möglichst niedrigen Um¬ formtemperatur, welche nahe oberhalb 850 °C liegt. Die- se Temperaturgrenze uss wegen des im Stahl vorhandenen Kupfers eingehalten werden, da eine wirksame ver¬ festigende Abscheidung von Kupfer nur durch eine be¬ schleunigte Abkühlung aus ca. -850 °C auf rund 650/550 °C ohne Walzen erzielt werden kamuri 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 (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 Ar^-Grenze liegen soll. Hierbei erfolgt in einer weiteren erfindungsgemässen Verfahrensstufe eine beschleunigte Abkühlung ohne Walzen auf etwa 650/550°C, wodurch eine Erniedrigung der <T- ~ 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 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-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. Nachfolgend ist an eine Verweilzeit und eine verzögerte Abkühlung, beispiels¬ weise bei ruhender Luft, gedacht. Hierdurch wird durch einen verstärkten Ausscheidungshärtungsvorgang eine Festigungssteigerung von über ( ind.) 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 erfor¬ derlich 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 zusammen. Diese Mecha¬ nismen sind insbesondere 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- deutenste 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 Ξndwalz- 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 d i e s e r P h a s e 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 zu einer wirksamen Festigkeits-Steigerung im erfindungsgemäßen Sinne ist weiterhin die Feinkorn¬ härtung, wobei zu deren optimalen Verwirklichung eine Feinkorn-Ersch elzung 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 Mikro- legierungs-Ele ente, insbesondere Aluminium, Stick¬ stoff, 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 X ist dazu am wirksamsten, wobei die
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Teilchen-Menge pro mm rd. 20. 10 betragen soll.
Die Feinkorn-Erschmelzung soll dabei erfindungsge äss folgende Stufen umfassen:
1. eine Stahl-Vorbehandlung wobei eine weitgehende Ent¬ schwefelung angestrebt wird. Dies geschieht durch Calcium-Behandlung CAB, beispielsweise durch das TN-Verfahren.
2. Eine Stahl-Nachbehandlung, wobei insbesondere an ein Inertgasspülen, ein Vakuumbehandeln, ein Desoxydie¬ ren, Vollberuhigung, sowie nach Möglichkeit und Ma߬ gebe 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 wirtschaf lichste 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 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.
um der ersten oben genannten Teilaufgabe, nämlich der Steigerung der Festigkeit von Spannstählen, Rechnung zu tragen, müssen die wichtigsten Einflussgrössen auf die Fe¬ stigkeit Berücksichtigung finden. Hierzu zählen insbeson¬ dere Hindernisse für Versetzungsbewegungen. Das Gefüge hat einen besonders hohen Einfluss auf die Festigkeits-Eigen¬ schaften von Spannstählen, da zur Erreichung jeder Art von Festigkeitssteigerungen das Vorhandensein oder die Bildung von Hindernissen zur Versetzungsbewegung gegeben sein muss. Diese Hindernisse können nach ihren Dimensionen ein- geteilt werden in
- nulldimensionale. Dies sind punktförmige Hindernisse wie Fremdatome im Mischkristall. Steigerung der Festigkeit durch Mischkristallhärtung.
- eindimensionale. Dies sind linienförmige Hindernisse als Versetzungen. Verfestigung durch Kaltverformen.
- zweidi ensionale. Dies sind flächenförmige Hindernisse als Korngrenzen. Verfestigung durch Kornverfeinerung.
- dreidimensionale. Dies sind räumliche Hindernisse als Ausscheidungen. Verfestigung durch Teilchenhärtung oder Dispersionshärtuπg.
Die- Mischkristallhärtung wirkt durch die Art der chemi¬ schen Zusammensetzung, wobei dem Einfluss der Fremdatome in Substitutions-Mischkristallen und der interstitiell ge¬ lösten Fremdatome besondere Bedeutung zukommt. Hierzu gibt es zahlreiche Diagramme und Tabellen aus denen die einzel¬ nen Legierungselemente und ihre Wirkung auf die Streck¬ grenzerhöhung ablesbar sind. Der Einfluss der verschiede¬ nen Legierungselemente lässt sich erklären durch die Ver¬ zerrung, die diese Elemente im Gitter hervorrufen. Je grösser die Verzerrung ist, um so höher ist die Festig¬ keitssteigerung.
Die Feinkornhärtung muss von allen vier Verfestigungsarten die meiste Berücksichtigung finden, weil sich der daraus bedingte Verfestigungsmechanismus durch eine Steigerung nicht nur der Festigkeit sondern auch eine gleichzeitige Erhöhung der Zähigkeit auszeichnet. Weiterhin sind gerade die 'zweidimensionalen Hindernisse für wandernde Versetzun¬ gen so starke Hindernisse, dass sie von diesen nicht über¬ wunden werden können. Die Versetzung ist dann unmöglich geworden und aus zahlreichen Versetzungen bildet sich ein Aufstau an der Korngrenze, woraus sich eine bedeutende Spannungskonzentration und daher Festigkeitsbeeinflussung ergibt. Gerade die mittlere Korngrösse beeinflusst aber die untere Streckgrenze.
Bei der Teilchenhärtung durch Ausscheidung muss hervorge¬ hoben werden* dass die höchste Verfestigung dann gegeben ist., wenn die Teilchengrösse und der Teilchenabstand gera¬ de so gross sind, dass kein Schneiden eintritt. Die Aus¬ scheidungsvorgänge zur Teilchenhärtung werden stark beein¬ flusst durch den üebersättigungsgrad, die Verformung, die Umwandlung und letztlich die Rekristallisation, welcher weiter unten bei der termomechanischen Behandlung zur Fe¬ stigkeitssteigerung besondere Beachtung geschenkt werden muss. Bei der Entwicklung von hochfesten Spannstählen muss daher die Ausscheidung von Karbiden, Nitriden bzw. Karbo- nitriden durch Teilchenhärtung mitberücksichtigt werden. Beachtet werden muss auch, dass durch die Ausscheidungen von Sonderkarbiden oder Karbonitriden der Mikrolegierungs- elemente Niobium und Vanadium eine spezifisch höhere Här¬ tungswirkung zukommt als durch beispielsweise Kupferaus¬ scheidungen. Erfindungsgemäss können diese einzelnen Ver¬ festigungsmechanismen untereinander und mit einer geziel¬ ten Kaltverfestigung kombiniert werden, wobei ihre Wirkung additiv ist, ihre jeweiligen Anteile sich aber erheblich je nach den vorgegebenen Bedingungen verändern können. Erfindungsge äss wurde jedoch festgestellt, dass die Grundmechanismen der einzelnen Härtungen erst durch einen weiteren, den wichtigsten Behandlungsschritt, optimal werden, nämlich durch die sogenannte thermomechanische Behandlung.
Unter den Begriff der thermomechanischen Behandlung sollen eine Reihe besonders gesteuerter Formgebungsverfahren sub- su miert werden, bei denen die Einflussgrössen
- Verformungs-Temperatur,
- Verformungs-Grad,
- Verformungs-Geschwindigkeit,
- Verformungs-Zeitpunkt,
- Endverformungs-Te peratur,
- Abkühlungsgeschwindigkeit,
- Umwandlung Ϊ** - oi. , - Verweilzeit nach der Verformung sowie
- anschliessende Abkühlung
jede für sich eine bedeutende Rolle spielen im Hinblick auf die optimale Verbesserung der Stahleigenschaften. Durch eine thermomechanische Behandlung können praktisch alle Kennwerte der mechanischen Eigenschaften beeinflusst werden, insbesondere aber Festigkeits- und Zähigkeits-Ei¬ genschaften sowie die Uebergangs-Temperatur und damit die Sprödbruch-Unempfindlichkeit.
Die thermomechanische Behandlung im Rahmen der Erfindung erfolgt durch eine ganz bestimmte Folge des kontrollierten Walzens des spezifisch hierzu entwickelten mikrolegierten und feinkornerschmolzenen Stahles, wobei insbesondere eine niedrige Endwalztemperatur, eine rasche Abkühlung vor dem letzten Walzstich und ein hoher Endverformungsgrad einge¬ stellt wird, so dass die Rekristallisation zu einem mög¬ lichst feinen Austenitkorn vor der Ferrit-Perlit-Umwand- lung führt. Beim kontrollierten Walzen des erfindungsge¬ mässen Stahls nach Richtanalyse in der erfindungsgemässen Folge wird bei diesem mikrolegierten Stahl durch den Walz¬ vorgang zusätzlich durch Ausscheidung von Karbiden, Nitri¬ den oder Karbonitriden sowohl eine Mischkristall- als auch Feinkorn- und Teilchen-Härtung bewirkt. Zusätzlich wird die Temperaturführung legierungs- und walztechnisch so ge¬ steuert, dass dieV -<A- -Umwandlung kurz vor und/oder nach der niedrigst möglichen Endwalztemperatur, die kurz vor A 3 zu liegen kommt, erfolgt. Auf jeden Fall ausgeschlos¬ sen werden soll eine Martensitbildung.
Wichtig ist bei den perlitarmen, mikrolegierten Stählen, dass die Karbide und Nitride der Mikrolegierungsele ente Niobium und Vanadium kubisch flächenzentrierte Gitter auf¬ weisen, sowie isomorph und daher lückenlos mischbar sind. Die höchste festigkeitssteigernde Wirkung durch die vor¬ genannten Verfestigungsmechanismen wird jedoch im ku- bisch-raumzentrierten Gitter wirksam. Ferner ist die Form und Grosse der Karbonitrid-Ausscheidung zu berücksichti¬ gen. 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 Grossen werden durch die chemische Zusammensetzung beeinflusst und vor allem durch die Temperatur-Zeit-Bedin¬ gungen, unter denen sich die Ausscheidungen bilden. In Ab¬ hängigkeit von der Temperatur können sich die Karbonitride im Austenit, während der ~* - < -Umwandlung oder im Ferrit ausscheiden. Eine Ausscheidung im Ferrit ist für die Fe¬ stigkeitssteigerung am wirksamsten. Die Kinetik, das Aus- mass und die Temperaturlage der Ausscheidungen hängen nicht nur von den thermodynamischen Bedingungen, sondern auch von der Diffusionsfähigkeit der Legierungsatome, dem Grad der Unterkühlung und den Keimbedingungen der Aus¬ scheidungen ab.
Die praktischen Massnahmen, die angewandt werden müssen, um den Anteil der Feinkornhärtung im Zusammenhang mit der zu dieser Entwicklung erforderlichen thermomechanischen Behandlung zu optimieren sind bei der erfindungsgemäss_ vorliegenden Legierung:
- Niedrige, feinkornerhaltende Stossofen-Temperatu , ins¬ besondere zur Verhinderung oder Beschränkung der Wie- derauflösung von Karbid-, Nitrid- und/oder Karboni- trid-Ausscheidungen,
- Hoher Verformungsgrad mit wenigen Stichfolgen,
- Niedrige Umform-Temperatur,
- Erniedrigung der Y~~ - <{*-, -Umwandlungs-Temperatur durch be¬ schleunigte Abkühlung und/oder durch Legierung und/oder
- Rekristallisations-Ve zögerung.
Im thermomechanisch behandelten Zustand stellt sich die optimal günstigste (feinste) Korngrösse mit allen Vortei¬ len hinsichtlich der Festigkeitssteigerung und gleichzei¬ tig der günstigsten Wirkung auf Zähigkeits-Eigenschaften und Uebergangs-Temperatur ein.
Die Anteile von Feinkornhärtung und Aushärtung und damit ein bedeutender Anteil der möglichen Festigkeitssteigerung werden bei der vorliegenden Erfindung ganz wesentlich durch die Herstellungsbedingungen, d.h. die thermomechani¬ sche Behandlung, mitbestimmt. Diese bedingt zu diesem Zweck
- eine hohe Umformgeschwindigkeit und -grade,
- eine schnelle und gesteuerte Abkühlung vor und/oder nach dem letzten Walzstich und
- eine anschliessende verzögerte Abkühlung,
- abgestimmt auf die Herstellung von thermomechanisch be- handelten, kaltgereckten Spannstäben oder Walzdraht für die Herstellung von kaltgezogenen Spanndrähten und Lit¬ zen daraus.
Massgebend für die erzielbaren mechanischen Eigenschaften ist einmal die Endwalztemperatur und zum anderen der Ver¬ formungsgrad insbesondere im letzten Stich. Mit absinken¬ der Ξndwalztemperatur nimmt der Perlitanteil ab, was dazu führt, dass kohlenstoffarme, mikrolegierte Gefügestruktu¬ ren in kontrolliert endgewalztem Zustand nur einen gerin¬ gen, häufig gar keinen Perlitanteil im Gefüge aufweisen. Die mechanischen Eigenschaf en erfahren dadurch eine zu¬ sätzliche günstige Beeinflussung.
Mit höherer Stichabnahme und geringerer Stichzahl werden kleinere Austenitkorngrössen erzielt, die über eine ent¬ sprechend kleineres Ferritkorn günstigere mechanische Ei¬ genschaften ergeben. Dabei wirken sich steigende Stichab¬ nahmen von 10 bis 45 % besonders günstig auf eine feinere Ferritkorngrösse und sodann auf eine spürbare Verbesserung der Uebergangstemperatur bzw. der Sprödbruch-Unemp- findlichkeit aus. Stichabnahme und Endwalztemperatur sowie eventuelle Haltezeiten müssen auf die angestrebten Eigen¬ schaften und Abmessungen der Endprodukte Spannstäbe (ther¬ momechanisch behandelte, kaltgereckte) und Walzdraht (zur Herstellung von kaltgezogenen Drähten) abgestimmt werden, um einerseits die angestrebte metallurgische Wirkung und andererseits einen walztechnisch wirtschaftlichen Ablauf zu gewährleisten. Von ausschlaggebendem Einfluss auf die erzielbaren mechanischen Eigenschaften ist also das schnelle Walzen sowie die Abkühlung nach dem Fertigwalzen. Eine niedrige Temperatur wirkt sich einmal auf die Ferrit¬ korngrösse infolge der durch beschleunigte Abkühlung zu niedrigeren Temperaturen verschobenen Y~" - « -Umwandlung aus, zum anderen werden die bei der nachfolgenden, lansa- men Abkühlung ablaufenden Ausscheidungsvorgänge erheblich unterstützt.
Für die Gefügeausbildung, die sich im Spannstahl ergibt, sind die Rekristallisation, die ^ - < . -Umwandlung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen entscheidend. Diese Vorgänge können in sehr kurzer Zeit von wenigen Mi¬ nuten nebeneinader ablaufen und beeinflussen sich zudem gegenseitig. Aus diesen Gründen ist es notwendig, für die Entwicklung von hochfesten, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen, bezogen auf mechanische Eigenschaften und Abmessungsbereiche, eine genaue Erfas¬ sung der ablaufenden Vorgänge und ihre Zuordnung zu den sich einstellenden Gefügeausbildungen und der durch sie bedingten Eigenschaften vorzunehmen und zu optimieren.
Die letzte Stufe des Verfahrens im Anschluss an die ther¬ momechanische Behandlung ist ein Kaltverfestigen, welches insbesondere aus einem Recken oder Ziehen besteht. Durch dieses nachfolgende Kaltbearbeiten, das zur Herstellung aller Spannstähle eingesetzt wird und für welches sich die Stähle der neuen Konzeption besonders gut eignen, wird abermals eine erhebliche Festigkeits-Steigerung gegenüber den heutigen Spannstahlgüten mittels des anzuwendenden Verformungsgrades erzielt.
Zu einer weiteren Verbesserung der Eigenschaften der er- findungsgemässen Spannstähle im Zusammenhang mit der ther¬ momechanischen Behandlung ist den Zulegierungen von Mikro¬ legierungselementen zuzuschreiben. Von möglichen Mikrole¬ gierungselementen hat Niobium den wirksamsten Einfluss auf die Feinkornhärtung und Aushärtung durch die thermomecha¬ nische Behandlung, d.h. auf die Festigkeitssteigerung, ge¬ folgt von Vanadium. Dasselbe gilt auch für die Verbesse¬ rung der Uebergangstemperatur.
Durch Mikrolegieren mit Niobium und Vanadium erhöht sich bei gleichzeitiger Perlitarmut auch der verfestigende An¬ teil des Mangan- und Siliziumgehaltes mit steigenden Ge¬ halten.
Eine Erhöhung des Stickstoffgehaltes bewirkt bei gleich¬ zeitigem Vorhandensein von Vanadium eine zusätzliche Stei¬ gerung der Streckgrenze. Auch die Zugfestigkeit wird hierdurch erhöht, so dass ein für Spannstähle besonders wichtiger Anstieg des Streckgrenzverhältnisses von rund 70 % auf 90 % bewirkt wird.
Niobiumlegiert ergibt sich beim Stahl ein wesentlich grös- serer Anteil an Feinkornhärtung als an Aushärtung und da¬ mit nicht nur eine höhere Streckgrenze als durch eine Ti¬ tan oder Vanadium-Zulegierung, sondern vor allem auch, wie bereits erwähnt, eine sehr günstige niedrige Uebergangs¬ temperatur. Das hohe Verhältnis von Feinkornhärtung zu Aushärtung durch Niobium-Zusatz ist daher ein wesentlicher Grund, weshalb hier bevorzugt Niobium eingesetzt werden muss, da Niobium auch gleichzeitig die stärkste Senkung der Uebergangstemperatur bewirkt.
Hinsichtlich der Verbesserung der Uebergangstemperatur bzw. der Sprödbruch-Unempfindlichkeit, muss festgehalten werden, dass durch Zulegieren von Niobium und Vanadium ein Zusammenhang zwischen der Streckgrenzsteigerung und der Verbesserung der Uebergangstemperatur unabhängig der Mik- rolegierungselemente besteht. Bei gleicher Streckgrenze aber unterschiedlichen Niobium- bzw. Vanadiumgehalten wird nahezu die gleiche Sprödbruch-Unempfindlichkeit bzw. Ue¬ bergangstemperatur erreicht.
Auch Mangan und Nickel sowie Silizium bei Gehalten unter etwa 0,5 % verschieben die Uebergangstemperatur ebenfalls zu tieferen Temperaturen.
Die Kornverfeinerung bewirkt ausser einer Verfestigung auch eine deutliche Verbesserung der Zähigkeit, die sich in einer starken Erniedrigung der Uebergangstemperatu-r äussert. Zusätzlich wird der anzustrebende Einfluss durch einen abnehmenden Perlitanteil verstärkt. Perlitarme Stäh¬ le sind deshalb allgemein bei feinem Ferritkorn besonders unempfindlich gegen Sprödbruch.
Auch hinsichtlich der Kaltverformungs-Eigenschaften der Spannstähle muss ihrer chemischen Zusammensetzung ein be¬ sonderes Augenmerk gewidmet werden. Die entscheidende Rol¬ le für die Anisotropie der Zähigkeit, die wichtigste Ein- flussgrösse auf die Kaltumformbarkeit, spielt der Schwe¬ felgehalt. Ein anzustrebender geringerer Schwefelgehalt, d.h. eine verminderte Zahl von Sulfid-Einschlüssen, ver¬ bessert die Zähigkeit ganz wesentlich hinsichtlich Bruch¬ einschnürung, eine für Spannstähle besonders wichtige Ei¬ genschaft. Daneben ist die Verringerung der Sulfidlänge für eine günstigere Brucheinschnürung besonders wirkungs¬ voll. Eine starke Entschwefelung kann durch die bei der Pfannenmetallurgie übliche Calziumzugabe erreicht werden, wobei dem hohen Dampfdruck des Calziums, der bei einer Schmelzentemperatur von 1600°C 1,86 bar beträgt, sowie seiner hohen Sauerstoffaffinität besondere Beachtung ge- schenkt werden muss, d.h. es müssen Massnahmen getroffen werden, um die Verdampfung des Calziums zu verhindern. Selbst bei Schwefelgehalten von 0,008 % werden in alumini¬ umberuhigten Stählen keine Mangansulfide mehr festge¬ stellt, sondern kugelförmige Einschlüsse aus Calzium- und Aluminium-Oxiden, die an ihrer Oberfläche geringe Mengen an Schwefel gelöst enthalten. Durch die günstigen Bedin¬ gungen der Calzium-Aluminate hinsichtlich einer Ausschei¬ dung aus der Schmelze wird zusätzlich eine Verbesserung des oxidischen Reinheitsgrades erreicht. Die erzielbaren mechanischen Eigenschaften mit Calzium-Behandlung weisen eine deutlich verringerte räumliche Anisotropie der Zähig¬ keitseigenschaften auf. Die für die Gewährleistung der Gü¬ tewerte bei Spannstählen so wichtige Brucheinschnürung verbessert sich durch die Calziumbehandlung und mit sin¬ kendem Schwefelgehalt ganz wesentlich. Die Entschwefelung soll möglichst bis auf unter 0,020 Massen-% erfolgen.
Hinsichtlich der geeignetsten kombinierten Anwendung von Mikrolegierungs-Elementen ergeben Molybdän-Niobium-legier¬ te Gefügestrukturen die besten Eigenschaf en. Eine zusätz¬ liche Verbesserung der Eigenschaften wird durch die Kombi¬ nation Niobium-Vanadium-Molybdän-Kupfer bei gleichzeitiger erfindungsgemässer thermomechanischer Behandlung erreicht, wobei durch Anwendung einer niedrigen Endwalztemperatur und eines möglichst hohen Endverformungsgrades die besten Ergebnisse erzielt werden.
Für die Herstellung von Spannstählen wird zusätzlich zu den Folgen der thermischen Behandlung noch die Walz- und Abkühlungsgeschwindigkeit und die Abkühlung im Bett wirk¬ sam. Bis herab zu 750°C werden sowohl Festigkeits- als auch Zähigkeitsverbesserungen festgestellt. Die Wirksam- keit der Mechanismen, welche für die Festigkeitssteigerung verantwortlich sind, wird durch Zulegieren von Molybdän als auch durch Regelung der Walzgeschwindigkeit ganz er¬ heblich gesteigert mit dem Zweck, die f - < - -Umwandlung möglichst herabzusetzen in den Bereich zwischen 650 und 550°C, eben 'ein Bereich, in dem die festigkeitssteigernden Mechanismen, insbesondere durch Ausscheidungshärtung am wirksamsten sind.
Das wirksamste Mittel zur Erzielung von optimalen mechani¬ schen Eigenschaften ist jedoch die Erzeugung einer weitge¬ henden Feinkörnigkeit. Die Verfeinerung der Korngrösse be¬ wirkt eine Steigerung der Streckgrenze bei gleichzeitiger Verbesserung der Uebergangstemperatur. In der Praxis v/ird ein möglichst feines Austenitkorn angestrebt, da dieses die Grössenordung des Ferritkorns mitbestimmt. Als allge¬ meiner Erfahrungswert gilt, dass eine Verringerung der Austenitkorngrosse sich mit einem Faktor von rund 0,3 auf die Verringerung der Ferritkorngrösse auswirkt. Der we¬ sentliche Vorgang beim Wachsen des Austenitkorns ist nicht die Auflösung der Ausscheidungen, sondern ihre Zusammen¬ ballung zu grossen und damit wirksamen Teilchen.
Eine Massnahme zur Steuerung der Austenitkorngrosse ist die Einlagerung von feinen Ausscheidungen im Austenitge- füge, wodurch das Kornwachstum gehemmt wird. Neben Alumi¬ nium, welches über Aluminium-Nitrid diesen Effekt erzeugt, sind es vor allem die Mikrolegierungs-Elemente Niobium, Vanadium und Titan in Teilchengrössen von 100 bis 200 Ä, die über ihre Karbide, Nitride bzw. Karbonitride in ver¬ gleichbarer Weise zur Wirkung kommen. Die günstigsten Ver¬ hältnisse zur Verhinderung des starken Kornwachstumsan- stiegs beim Wiedererwärmen im Stossofen zum Walzen zeigen höhere Aluminiumgehalte (bis 0,050 %) und Stickstoffgehal¬ te (bis 0,020 %). Mit steigendem Niobium-Gehalt wird der Beginn des sprunghaften Kornwachstums ebenfalls zu höheren Temperaturen verschoben.
Eine weitere Massnahme zur Verhinderung oder Beschränkung des Wiederauflösens von derartigen Ausscheidungen beim Er¬ wärmen vor dem Walzen ist eine möglichst niedrige Stoss- ofen-Temperatur, Weiterhin kann das Austenitkorn durch hö¬ here Umformungsgrade ebenfalls verfeinert werden. Dabei ist die Kornfeinungswirkung bei niederen Endverformungs- temperaturen am ausgeprägtesten.
Wird durch eine beschleunigte Abkühlung die Umwandlung y-1 - - zu tieferen Temperaturen hin verschoben, so be¬ dingt die niedrigere Umwandlungs-Temperatur eine höhere Keimbildungs-Häufigkeit und eine geringere Korngrenz-Be- weglichkeit, woraus sich eine Verringerung der Ferritkorn- grösse ergibt.
Zusätzlich zur Kornverfeinerung besteht die Möglichkeit, die Rekristallisation des Austenits zu verzögern. Es wer¬ den dann Anteile von nichtrekristallisiertem Austenit wäh¬ rend der Endwalztemperatur verformt, woraus sich lang¬ gestreckte Körner und damit stark vergrösserte Auste- nitkorn-Oberflachen 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 Kornverfeine¬ rung.
Die Verzögerung der Austenit-Rekristallisation kann auch neben der Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit durch Zulegieren von geringen Mengen von Molybdän zu den mikro¬ legierten, perlitarmen Gefügestrukturen begünstigt werden, wodurch die i - pC -Umwandlung zu tiefereren Temperaturen verschoben wird. Eben diese Möglichkeit wird bei der thermomechanischen Behandlung genutzt, wodurch ein noch feinkörnigeres Gefüge erzielt wird bei gleichzeitig zu¬ sätzlicher Verbesserung der Uebergangstemperatur.
Dass die günstige Uebergangstemperatur bei Niobium- und Vanadium- oder Niobium plus Vanadium-legierten Gefüge¬ strukturen unverändert bleibt oder sich sogar verbessert, ist durch einen grösseren Anteil der Kornverfeinerung zu erklären.. Die Kornverfeinerung bewirkt also ausser einer Verfestigung die bei der vorliegenden Erfindung ebenfalls angestrebte deutliche Verbesserung der Zähigkeit, die sich gleichzeitig in einer starken Erniedrigung der Uebergangs¬ temperatur äussert. Zusätzlich wird dieser anzustrebende Einfluss bei dieser Entwicklung durch einen abnehmenden Perlitanteil verstärkt. Perlitarme Gefügestrukturen sind deshalb allgemein bei feinem Ferritkorn besonders unemp¬ findlich gegen Sprödbruch.
Beim Zusammenhang zwischen den Mikrolegierungsbestandtei- len und der Feinkornhärtung ist zu berücksichtigen, dass inkohärente Niobium- Vanadium- und Titan-Karbonitride in wirksamer Teilchengrösse und -menge unterschiedlich auf die Ferrit-Korngrösse wirken. Im thermomechanisch behan¬ delten Zustand bewirkt Vanadium nur eine schwache Kornver¬ feinerung. Die Grundzusammensetzung spielt dabei insofern eine Rolle, als höhere Kohlenstoff- und Stickstoff-Gehalte über eine stärkere oder schnellere Ausscheidung vor oder bei der >¥* - o -Umwandlung ein feineres Sekundärgefüge her¬ vorrufen. Dabei ist auch festzustellen, dass die optimale Kornverfeinerung durch Niobium-Gehalte zwischen 0,04 und 0,10 % gleichmässig v/irksam, diejenige von Titan und Vana¬ dium jedoch mit zunehmenden Gehalten auch zunehmend wirk¬ sam sind.
Der Kohlenstoff- und Stickstoff-Gehalt des Stahles beein- flusst die Ferritkorngrösse in Stählen mit Niobium wesent¬ lich schwächer als in solchen mit Vanadium. Mit abnehmen¬ den Kohlenstoff-Gehalten tritt der Einfluss der Keimbil¬ dung durch ausgeschiedene Teilchen auf die Korngrösse zu¬ gunsten einer sehr ausgeprägten und im vorliegenden Falle erwünschten Rekristallisationshemmung durch gelöstes Nio¬ bium zurück. Perlitarme Stähle weisen deshalb im thermome¬ chanisch behandelten Zustand kleinere Ferritkorngrössen auf als Stähle mit höherem Kohlenstoff-Gehalt.
Gelöstes Vanadium, Niobium oder Titan verursachen über ei¬ ne Verzögerung der hier erwünschten Austenitumwandlung eine weitere Feinkornwirkung. Steigende Mangan-Gehalte senken die Umwandlungstemperatur ebenfalls herab, gewähr¬ leisten eine optimale Ausscheidung von Teilchen und damit optimale Wirkung der Teilchenhärtung.
Zu der zeitlich verschobenen Austenitumwandlung tritt in der Regel die Verzögerung der Rekristallisation, d.h. die Rekristallisation findet später bei niedrigeren Temperatu¬ ren statt, was der Forderung auf
- Erniedrigung der ζ - cC -Umwandlung,
- Rekristallisations-Verzögerung und damit
- der Einstellung einer möglichst niedrigen Endwalz-Tempe- ratur entgegenkommt und gleichzeitig die optimale Ausscheidung, beispielsweise von Kupfer, ermöglicht, wobei zusammenwir¬ kend eine maximal mögliche Festigkeitssteigerung stattfin¬ det. Eine weitgehende Gefügeverfeinerung tritt dabei in¬ folge erhöhter Keimdichte und Wachstumsbehinderung der neugebildeten Ferritkörner ein.
In bezug auf die Ausscheidungshärtung ist im Zusammenhang mit der thermomechanischen Behandlung zu berücksichtigen, dass die Aushartungsmaxima im Temperaturbereich zwischen 550 und 650°C auftreten. Dies ist zu erklären durch die Wirkung der chemisch nicht erfassbaren kohärenten Aus¬ scheidungen (clusters) von Niobium-, Kohlenstoff- und Stickstoff-Atomen (auch Titan), die der inkohärenten Aus¬ scheidung vorausgehen. Nach Erreichen des Aushärtungsmaxi¬ mums ist dem Abfall der Streckgrenze Bedeutung zu schen¬ ken. Dieser Abfall wird durch steigende Temperaturen oder Ueberschreiten der Haltezeit bewirkt und ist bedingt durch den Abbau der Kohärentsspannungen beim Uebergang der kohä¬ renten Teilchen in inkohärente und dem nachfolgenden Wach¬ sen der Teilchendurchmesser und -menge.
Als Ausgangsmaterial (Rohstahl) für die Durchführung des erfindungsgemässen Verfahrens soll erfindungsgemäss ein Stahl eingesetzt werden, der in seiner Richtanalyse fol¬ gende Legierungselemente aufweist:
Kohlenstoff 0,05 bis 0,20 Massen-%
Mangan 1,20 bis 1,70 Massen-%
Silizium 0,30 bis 0,50 Massen-%
Niobium 0,04 bis 0,06 Massen-%
Vanadium 0,035 bis 0,05 Massen-%
Molybdän 0,30 bis 0,50 Massen-% Kupfer 0,30 bis 2,00 Massen-% Aluminium 0,04 bis 0,06 Massen-%
Stickstoff 0,015 bis 0,02 Massen-% Phosphor' — 0,030 Massen-%
Schwefel ≤. 0,020 Massen-%
Zu den einzelnen Elementen:
Ueber den Zementit (Perlit) bewirkt der Kohlenstoffgehalt eine wesentliche Verfestigung und spielt in diesem Zusam¬ menhang eine bedeutende Rolle. Da jedoch der Kohlen¬ stoff-Gehalt über den Perlitanteil den bedeutendsten nega¬ tiven Einfluss auf die in dieser Entwicklung ebenfalls vorgegebene Sprödbruch-Sicherheit (Uebergangs-Temperatur ) als auch auf die Schweissbarkeit ausübt, und zwar zuneh¬ mend mit ansteigendem Perlitanteil, ist der Kohlen¬ stoff-Gehalt auf Anteile zu beschränken, die sowohl eine Festigkeitssteigerung und Verbesserung der Korrosions-Be¬ ständigkeit zulassen, aber auch die Verbesserung der Sprödbruch-Sicherheit bis rund -40°C sowie die Schweiss¬ barkeit ermöglichen. Hinsichtlich der anzustrebenden opti¬ malen Feinkornbildung ist ebenfalls zu berücksichtigen, dass der Kohlenstoff-Gehalt hierauf einen erheblichen Ein¬ fluss hat. Mit abnehmendem Kohlenstoff-Gehalt tritt der Einfluss der Keimbildung durch ausgeschiedene Teilchen auf die Korngrösse zugunsten einer sehr ausgeprägten und im vorliegenden Fall erwünschten Rekristallisationshemmung durch gelöstes Niobium zurück. Perlitarme Gefügestrukturen weisen im thermomechanisch behandelten Zustand kleinere Ferritkorngrössen auf als Gefügestrukturen mit höherem Kohlenstoff-Gehalt.
Mangan wirkt besonders kornverfeinernd und gleichzeitig durch Mischkristall-Verfestigung und verstärkte Aushär¬ tung, so dass der Mangan-Gehalt bevorzugt an der oberen Grenze anzuordnen ist, weil die Festigkeitssteigerung durch Mangan sehr stark vom Perlit-Gehalt abhängig ist und durch einen zweckmässig niedrigen Perlit-Anteil auch eine günstige Uebergangs-Temperatur und damit auch Spröd¬ bruch-Sicherheit gewährleistet. Steigende Mangan-Gehalte erbringen einen erheblichen Beitrag zur Verzögerung der 'hier erwünschten Austenit-Umwandlung und bewirken dadurch eine optimale Feinkornbildung. Bei gleichzeitigem Vorhan¬ densein von Niobium und Vanadium als Mikrolegierungs-Ele- mente wird bei perlitarmen Gefügestrukturen mit steigendem Mangangehalt der zunehmende verfestigende Anteil von Man¬ gan wirksam.
Letztgesagtes für Mangan gilt auch für den Silizium-Ge¬ halt. Bei einem Silizium-Gehalt unter etwa 0,5 % wird auch die Uebergangstemperatur zu tieferen Temperaturen verscho¬ ben. Aber auch oberhalb 0,5 % wirkt Silizium verfestigend, jedoch gleichzeitig zunehmend stark versprödend, was hier für Spannstähle zu vermeiden ist.
Niobium hat den wirksamsten Einfluss auf die Feinkornhär¬ tung und Aushärtung durch thermomechanische Behandlung, d.h. auf die erzielbare Festigkeitssteigerung, gefolgt von Titan und Vanadium. Es bewirkt die stärkste Senkung der Uebergangstemperatur. Die Niobium-haltige Gefügestruktur ergibt einen wesentlich grösseren Anteil an Feinkornhär¬ tung als an Aushärtung und damit nicht nur eine höhere Streckgrenze als durch Titan oder Vanadium legierte Gefü- gestrukturen erreicht wird, sondern vor allem auch eine sehr günstige, niedrige Uebergangs-Temperatur. Niobium verringert die Ferritkorngrösse in besonders starkem Mass. Das hohe Verhältnis von Feinkornhärtung zu Aushärtung beim Gefüge mit Niobium-Zusatz ist daher ein wesentlicher Grund zur Bevorzugung von Niobium. Niobium bewirkt auch bei gleichzeitiger Perlitarmut die zusätzlich verfestigende Wirkung von steigenden Mangan-Gehalten.
Vanadium bildet, wie Niobium, Ausscheidungen von Sonder¬ karbiden, die einerseits zur Feinkornbildung und -härtung und andererseits zur Ausscheidungshärtung und damit we¬ sentlich zur Festigkeitssteigerung beitragen. Vanadium trägt also wie Niobium, zur Steuerung der Austenitkorn¬ grosse bei durch Einlagerung von feinen Ausscheidungen" im Austenitgefüge, wodurch das Kornwachstum gehemmt wird. Ebenfalls wie Niobium trägt Vanadium zur Mischkristallver¬ festigung bei, beide sind jedoch im Ferrit unlöslich. Ihre Ausscheidung im Ferrit ist deshalb für eine Festigkeits¬ steigerung am wirksamsten. Die Karbide und Nitride von Va¬ nadium und Niobium haben kubisch-flächenzentriertes Git¬ ter, sind isomorph und daher lückenlos mischbar. Sie tra¬ gen, im Gegensatz zu Titan, nicht zur Sulfidbildung bei. Bei erhöhtem Stickstoff-Gehalt beeinflusst Vanadium die Bildung einer feinen Ferritkorngrösse am stärksten und be¬ wirkt eine zusätzliche Streckgrenzsteigerung. Wie auch Niobium beeinflusst gelöstes Vanadium über eine Verzöge¬ rung der Austenitumwandlung diese Feinkornwirkung und -härtung.
Die Verzögerung der Austenit-Rekristallisation wird durch Zulegieren von geringen Mengen von Molybdän zu den mikro¬ legierten, perlitarmen Gefügestrukturen ganz wesentlich begünstigt, wodurch die -Umwandlung zu tiefereren Temperaturen verschoben wird. Diese Möglichkeit wird bei der thermomechanischen Behandlung durch eine noch tiefere Endwalztemperatur genutzt, wodurch ein noch feinkörnigeres Gefüge bei gleichzeitiger Verbesserung der Uebergangs-Tem¬ peratur erzielt wird. Darüber hinaus wird es durch Zule¬ gieren von Molybdän und die daraus sich ergebende Möglich¬ keit der i - - -r -Umwandlungs-Verschiebung zu tieferen Temperaturen auch zusätzlich möglich, die erheblichen Ver¬ festigungs-Eigenschaften von Kupfer voll zu nutzen. Bei mikrolegierten Gefügestrukturen der hier beschriebenen Art und gleichzeitig niedrigen Perlit-Anteilen und hohem Kup¬ fer-Gehalt wirken beide Aushärtungsmechanismen sowohl durch Ausscheidung von Mischkristallen als auch durch Bil¬ dung von Karbonitriden, besonders bei Temperaturen zwi*- schen 650 und 550°C.
Bei zusätzlich hohen Mangan- und Molybdän-Gehalten, wie hier für hochfeste Spannstähle, kann bei kupferlegierten Gefügestrukturen ausser -durch die Teilchenhärtung eine zu¬ sätzlich Festigkeitssteigerung durch eine hohe Verset¬ zungsdichte und eine Feinkornhärtung erreicht werden.
Kupfer wird für den hier vorgesehenen Zweck wegen seiner zwei Vorteile eingesetzt. Erstens wegen seiner starken Verfestigungswirkung durch Aushärtung. Zweitens wegen sei¬ ner starken korrosionshemmenden Wirkung. Die korrosions- hemmende Wirkung von Kupfer kann bei hochfesten, mit ther- momechanischer Behandlung erzeugten Gefügestrukturen be¬ sonders gut eingesetzt werden, weil bei den niedrigen End¬ walztemperaturen, die gleichzeitig auch zu den höchsten Festigkeitssteigerungen führen, das Element Kupfer gleich¬ zeitig mit den hier eingesetzten, ausscheidungshärtenden Elementen zwischen 650 und 550°C zusätzlich zu seiner kor¬ rosionshemmenden Wirkung auch als ausscheidungshärtendes Element wirkt. Durch rasche Abkühlung aus dem Jf^-Gebiet bei ca. 840°C kann bei perlitarmen Gefügestrukturen und der hier ohnehin vorgesehenen thermomechanischen Behand¬ lung etwa 2 % Kupfer in Lösung gebracht werden. Es schei¬ det sich dann ein kupferreicher kubisch-flächenzentrierter Mischkristall in Form von inkohärenten, kugelförmigen Teilchen aus, der von einer bestimmten Teilchengrosse an zu einem erheblichen Ausscheidungshärte-Effekt durch den Umgehungsmechanismus führt. Bei Anwesenheit von Niobium kommen bei mikrolegierten Gefügestrukturen und gleichzei¬ tig niederem Perlit-Anteil und hohem Kupfer-Gehalt beide Aushärtungsmechanismen durch Ausscheidung von Mischkri¬ stallen und Karbonitriden zur Wirkung. Bei hohen Kup¬ fer-Gehalten muss den kupferlegierten Gefügestrukturen al¬ lerdings ein Nickel-Gehalt bis zu 1 % zugegeben werden, um die durch Kupfer verursachte Lotbrüchigkeit zu verhindern. Bei zusätzlichen hohen Mangan- und Molybdän-Gehalten, wie hier ebenfalls vorgesehen, kann bei kupferlegierten' Gefü¬ gestrukturen ausser durch die Teilchenhärtung eine zusätzliche Festigkeitssteigerung durch eine hohe Ver¬ setzungsdichte und eine Feinkornhärtung erreicht werden. Die korrosionshemmende Wirkung von Kupfer ist bereits schon bei einem recht niederen Kupfergehalt (0,25 bis 0,40 %) sehr wirksam. Es ist deshalb eine Abstimmung des Kup¬ fergehaltes vorzunehmen, um einerseits optimal die korro¬ sionshemmende Wirkung und die Verfestigungsmechanismen nutzen zu können, andererseits aber die Lotbrüchigkeit, die für Spannstähle nicht tragbar wäre, nicht zur Wirkung kommen zu lassen und nach Möglichkeit einen Nickelzusatz zu dieser Verhütung zu vermeiden.
Durch den Aluminium-Gehalt v/ird das sprunghafte Kornwachs- tum beim Erwärmen des Vormaterials auf etwa 1150°C angeho¬ ben, wobei auch die Haltezeit von Bedeutung ist. Neben Aluminium, das über Aluminium-Nitrid diesen Effekt er¬ zeugt, sind es vor allem die Mikrolegierungs-Elemente Nio¬ bium und Vanadium, die über ihre Karbide, Nitride bzw. Karbonitride in vergleichbarer Weise zur Wirkung kommen. Für die Verhinderung oder Beschränkung des Wiederauflösens von derartigen Ausscheidungen beim Erwärmen vor dem Walzen ist eine möglichst niedrige Stossofen-Temperatur wesent¬ lich. Die günstigsten Verhältnisse zur Verhinderung des starken Kornwachstumsanstieges beim Wiedererwärmen zum Walzen zeigen höhere Aluminium-Gehalte. Aluminium trägt ausserdem zur Mischkristallverfestigung bei.
Neben dem Aluminium wird das sprunghafte Kornwachstum vor dem Erwärmen zum Walzen auch durch Stickstoff zu höheren Temperaturen von etwa 1150°C angehoben. Ein erhöhter Stickstoff-Gehalt bewirkt zudem durch Verstärkung des Nit¬ ridgehaltes einen bedeutenden Beitrag zur Festigkeitsstei¬ gerung. Insbesondere bei Vorhandensein von Vanadium ist ein deutlicher Anstieg der Streckgrenze zu verzeichnen. Auch die Zugfestigkeit wird hierdurch erhöht, so dass ein für Spannstähle besonders wichtiger Anstieg des Streck- grenzen-Verhältnises von 70 % auf 90 % bewirkt wird.
Im vorliegenden Fall muss der Phosphor-Gehalt begrenzt bleiben, obwohl ein höherer Gehalt die Streckgrenze stei¬ gern würde, jedoch der Stahl gleichzeitig sehr stark ver- sprödet. Durch kombiniertes Sauerstoffblasen/Inertgasspü- lung ist es möglich, den Phosphor-Gehalt abzusenken und seine versprödende Wirkung weitgehend zu unterbinden. Eine entsprechende Absenkung des Phosphor-Gehaltes ist auch durch die Pfannenmetallurgie möglich.
Erfindungsgemäss ist der niedrigst mögliche Phosphor-Ge- halt von besonderer Bedeutung und daher anzustreben.
Die entscheidende Rolle für die Anisotropie der Zähigkeit, die für Spannstähle wichtigste Einflussgrösse auf ihre Kaltumformbarkeit, spielt der Schwefel-Gehalt.
Ein geringerer Schwefel-Gehalt, d.h. eine verminderte Zahl von Sulfideinschlüssen, verbessert die Zähigkeit ganz we¬ sentlich hinsichtlich Brucheinschnürung, eine für Spann¬ stähle besonders wichtige Eigenschaft. Daneben ist die Verringerung der Sulfidlänge für eine günstigere Bruchein¬ schnürung besonders wirkungsvoll. Durch die bei der Pfan¬ nenmetallurgie üblichen Calziu zugaben kann eine starke Entschv/efelung erreicht werden.
Zu dem erfindungsgemäss nicht beteiligten Titan sei be¬ merkt, dass es sich einmal im Gegensatz zu Niobium und Va¬ nadium an der Sulfidbildung beteiligt. Zum anderen bindet es zunächst den gesamten Stickstoff zu Nitriden, TiN, und nachfolgend den Schwefel zu einem Titankarbosulfid, Ti^C-S-. Aus beiden Gründen wird Titan hier nicht berück¬ sichtigt, da unter anderem die Wirkung einer des Austenit- kornwachstums und diejenige einer Festigkeitssteigerung im Zusammenwirken mit den übrigen Mikrolegierungselementen durch einen erhöhten Stickstoff-Gehalt aufgehoben würde.
Bei der erfindungsgemässen Herstellung von hochfesten, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spann¬ stählen entfallen alle jene Schwierigkeiten, die bei der Erzeugung von herkömmlichen, hochkohlenstoffhaltigen Spannstahlgüten berücksichtigt werden müssen. Vor allen Dingen entfallen die wesentlichen Bedenken gegen eine Her- Stellung im Stranggussverfahren, die dort vor allem aus den die Ziehfähigkeit beeinträchtigenden auftretenden Mit- tenseigerungen und Oberflächenfehlern resultieren. Die Wirtschaftlichkeit von Strangguss gegenüber Blockguss kommt dann voll zum Tragen und zwar sowohl hinsichtlich des Aufwandes als auch hinsichtlich der Qualität. Es ent¬ fällt einmal weitgehend die bisher mögliche Anreicherung von Kohlenstoff in der Strangmitte, die zu eutektoiden Ausscheidungen von Zementit-Netzwerken und damit zu einer erheblichen Verschlechterung nicht nur der Gefügestruktur und daraus der Eigenschaften, sondern auch der Spröd¬ bruch-Sicherheit führt.
Sodann entfallen ebenfalls weitgehend die Massnahmen, wel¬ che wegen der hohen Sauerstoff-Affinität des Kohlenstoffs während der gesamten Herstellung getroffen werden müssen, sowohl beim Schmelzen (z.B. beim Aufbau- oder Umschmelz- Verfahren), Frischen und der anschliessenden Stahlnachbe¬ handlung, insbesondere aber auch ein aufwendiger Reoxida- tionsschutz. Die Verwirklichung eines hohen mikroskopi¬ schen Reinheitsgrades, weitgehende Vermeidung von oxidi¬ schen und sulfidischen Einschlüssen, wird begünstigt. Beim Strangguss entfällt weitgehend der hohe Aufwand, der für das elektromagnetische Rühren bei der Herstellung von hochkohlenstoffhaltigen Drahtgüten erbracht werden muss, wodurch auch die sehr nachteiligen Mittenseigerungen, Er¬ starrungsbrücken, gerichtete Erstarrungsstrukturen, Innen- und Oberflächenfehler weitgehend verhütet werden können.
Die vorliegend erfindungsgemäss hergestellten Spannstähle besitzen
- wesentliche höhere Festigkeitswerte, - wesentlich herabgesetzte Ξigenspannungen,
- wesentlich erhöhte Sprödbruch-Sicherheiten,
- wesentlich erhöhte Verschleiss-Festigkeiten,
- wesentlich verbesserte Einsatzmöglichkeiten wegen ihrer Schv/eisseignung und
- wesentlich verbesserte Korrosionsbeständigkeit.
Bezüglich der beiden letztgenannten Vorteile sei noch da¬ rauf hingewiesen, dass hinsichtlich der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit nach der vorliegenden Erfindung wirtschaftlich einsetzbare Elemente in Betracht gezogen sind, die in ähnlicher Weise wie bei nicht rostenden Stäh¬ len das Chrom wirksam werden. Zudem können solche korro- sionshem ende Elemente bei hochfesten, mit thermomechani- scher Behandlung erzeugten Stählen besonders gut einge¬ setzt werden, weil sie bei den niedrigen Endwalztemperatu¬ ren, die gleichzeitig auch die höchsten Festigkeitssteige¬ rungen bewirken, zusätzlich zur korrosionshemmenden Wir¬ kung durch Ausscheidungshärtung zur Festigkeitssteigerung beitragen. Gelingt es dazu aber auch noch, neben der Fe¬ stigkeitssteigerung zu hochfesten Spannstählen auch die Schweisseignung zu verwirklichen, so ergeben sich daraus erhebliche und bedeutende Möglichkeiten zur konstruktiven Vereinfachung und Verbesserung der heute gebräuchlichen Spann-Systeme. Bekannterweise sind z.B. im Brückenbau die Kopplungsglieder die empfindlichsten Schwachstellen für das Auftreten von Schäden durch Eindringen von korrosions- fördernden Medien bis zum Stahl. Den heutigen technischen Möglichkeiten entsprechend sind solche Kopplungsglieder in der Regel in zu kurzen Abständen zueinander angeordnet. Durch die hierdurch bedingte hohe Anzahl von Kopplungsfu¬ gen ergibt sich eine gleichzeitig hohe Anzahl von Schwach¬ stellen. Bei Verwendung der erfindungsgemässen hochfesten, korro¬ sionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen wird es möglich, längere Spannstränge zu erzeugen, durch welche die Anzahl der Kopplungsglieder und damit der Schwachstellen verringert wird. Werden darüber hinaus auf¬ grund der Schweisseignung dieser Spannstähle auch die Spannsysteme konstruktiv vereinfacht und verbessert, er¬ gibt sich daraus zusätzlich eine wesentliche Verminderung der Schadensanfälligkeit.
Weitere Vorteile sind
- geringere und damit leichter zu beherrschende Durchmes¬ ser von Spanndrähten/ -Stäben oder -litzen,
- durch die höheren Festigkeits-Eigenschaften wird auch die Konstruktion von geringeren Beton-Dicken möglich, v/odurch sich
- eine Einsparung von Konstruktions-Gewicht insgesamt, ei¬ nerseits, und
- erheblich gesteigerte Möglichkeiten in der Konstruk¬ tions-Gestaltung, andererseits, ergeben, also
- Ausführungen von Konstruktionen, die sich mit Spannstahl herkömmlicher Art mit geringerer Festigkeit aus techni¬ schen oder wirtschaftlichen Gründen nicht verwirklichen lassen, sowie
- eine Verringerung der Totallast von bewegten Konstrukti¬ onen (Brückenbau, Elementbau- z.B. ) und - Verringerung der Transportkosten bei bewegten Konstruk¬ tionen und beim Spannstahl.
Trotz des Einsatzes von Mikrolegierungs-Elementen und ver¬ besserter Stahlnachbehandlung zur Festigkeitssteigerung, Erhöhung von Korrosions-Beständigkeit und Sprödbruch-Si¬ cherheit kann das heutige Preisniveau von Spannstählen dank der erheblichen Vorteile bei Ihrer Herstellung und Verwendung in etwa gehalten, ja sogar verbessert werden. Durch die zusätzlichen konstruktiven Möglichkeiten, die sich durch die Schweisseignung bei Spannsystemen ergeben, wird die Wirtschaftlichkeit stark erhöht. In ihrer Gesamt¬ heit würden aber die wirtschaftlichen Vorteile selbst den Nachteil eines Preisanstiegs überbieten.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen von hochfesten, schweissbaren, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spann¬ stählen, dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahl be¬ stehend 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
einer thermomechanischen Behandlung unterworfen wird, welche nach dem Erstarren aus der Schmelze und einem Wiedererwärmen aus zweiter Hitze erfolgt, wobei der Stahl vor der thermo¬ mechanischen Behandlung bei einer möglichst niedrigen Wie- dererwärmungs-Temperatur (= zweite Hitze unter 1150°C) ge¬ halten wird und nachfolgend ein kontrolliertes Walzen des Stahles mit einer geringen Stichzahl bei einem hohen Umfor¬ mungsgrad (10 - 45%) und einer hohen Umformungsgeschwindig¬ keit bis zu einer niedrigen Umformungstemperatur nahe ober¬ halb 850°C durchgeführt wird. - -
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung eine zweite Stufe u fasst, in welcher ab etwa 850°C eine be¬ schleunigte Abkühlung ohne Walzen auf etwa 650/550°C erfolgt, wodurch eine Erniedrigung der ft" - c Umwandlung und eine Rekristallisations- Verzögerung bewirkt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung eine dritte Stufe umfaßt, in welcher ab etwa 650/550 °C noch¬ mals kontrolliert mit einem oder wenigen Stichen, das heisst mit einem hohen Verformungsgrad bei hoher Geschwindigkeit, auf eine niedrige Endwalztem¬ peratur nahe oberhalb der Ar--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 thermome¬ chanische 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 gekenn¬ zeichnet, dass zusätzlich eine Stahl-Nachbehand¬ lung, beispielsweise ein Inertgasspülen, Vakuumbe¬ handeln, Desoxydieren, Einschlussmodifizieren oder eine Pfannenbehandlung mit metallischem Calcium oder Calzium-halogenid-Schlacken, stattfindet.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch ge¬ kennzeichnet, dass als Verfestigungsmechanismen während der thermomechanischen Behandlung sowohl eine Mischkri¬ stal-, Feinkorn- und Teilchen- bzw. Ausscheidungshärtung mit weitgehend additiver Wirkung Anwendung findet.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch ge¬ kennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung durch das kontrollierte Walzen mikrolegierter, feinkornerschmol¬ zener Stähle erfolgt und eine Martensitbildung ausschliesst.
10.Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass das die Rekristallisation dieser feinkornerschmolzenen, mikrolegierten Stähle zu einem möglichst feinen Austenit- korn vor der Ferrit-Perlit-Umwandlung führt.
11.Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet,- dass bei den mikrolegierten Stählen der Walzvorgang zusätzlich durch Ausscheidung von Karbiden, Nitriden und/oder Karbonitriden ergänzt wird, wodurch sowohl eine Mischkris¬ tall-, als auch eine Feinkorn- und besonders verstärkte Teilchenhärtung bewirkt wird.
12.Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 11, dadurch ge¬ kennzeichnet, dass die Temperaturführung so gesteuert wird, dass eine V - .- Umwandlung kurz vor und/oder während der niedrigst möglichen Endwalztemperatur erfolgt, welche kurz vor Ar3 zu Hege kommt.
13.Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 12, dadurch ge¬ kennzeichnet, dass nach der thermomechanischen Behandlung als Kaltverfestigen ein Recken (für Spannstäbe) oder Zie¬ hen (für kaltgezogene Drähte) erfolgt.
14.Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch ge¬ kennzeichnet, dass durch die Zulegierung der Mikrolegie- rungselemente Niobium und/oder Vanadium und /oder Molybdän eine optimal mögliche Teilchenhärtung in Form von Karbi¬ den, Nitriden und/oder Karbonitriden durch Ausscheidung während der thermomechanischen Behandlung zusätzlich zur Feinkorn- und Mischkristallhärtung bewirkt wird.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass eine Verfeinerung des Austenit- korns durch Einlagerung von feinen Ausscheidungen wie Aluminiu -Nitride sowie Karbide, Nitride, und/oder Kar- bonitride insbesondere der Mikrolegierungselemente Nobium und Vanadium erfolgt und zwar in Teilchenmenge von 20 x 10 pro mm und in Teilchendurchmesser von 100 bis 200 A, wobei höchstmögliche Umformungsgrade und Ge¬ schwindigkeiten nebst niedrigstmöglicher Endwalztemperatur eingesetzt werden.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichent, dass durch eine Rekristallisati¬ ons-Verzögerung Anteile von nicht rekristallisiertem Austenit während den niedrigen Endwalztemperaturen verformt werden, v/oraus sich langgestreckte Körner und damit stark vergrösserte' Austenitkorn-Oberflachen er¬ geben, bei deren Umwandlung in der Ferrit-Perlit-Stufe sich durch eine erhöhte Keimdichte und das gehemmte Wachstum der aus diesen Keimen gebildeten Körner eine starke Kornverfeinerung und daraus eine optimale Fe¬ stigkeitssteigerung sowohl durch Feinkorn- als auch durch Teilchenhärtung ergibt. - 42 -
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 16 dadurch gekennzeichnet, dass die Austenit-Rekristallisation nebst der Steuerung der Abkühlungs-Geschwindigkeit durch Zulegieren von Molybdän und damit die r - </L -Um¬ wandlung zu tieferen Temperaturen verschoben v/ird.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 1.7, dadurch gekennzeichnet, dass durch Zulegieren eines erhöhten Mangangehalts im Rahmen der vorgegebenen Richtanalyse eine angestrebte Kornverfeinerung und sodann gleich¬ zeitig durch Mischkristall-Verfestigung und verstärkte Aushärtung eine optimale Festigkeitssteigerung gewähr¬ leistet wird.
19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass durch steigende Mangan-Gehalte gleichzeitig eine optimale Verzögerung der angestrebten Austenit-Umwand- lung und dadurch die optimale Feinkornbildung gewähr¬ leistet wird.
20. Verfahren nach Anspruch 18 oder 19, dadurch gekenn¬ zeichnet, dass durch steigende Mangan-Gehalte gleich¬ zeitig die angestrebte Rekristallisationsverzögerung gewährleistet wird und zwar durch Verschiebung der T f -Umwandlung zu tiefereren Temperaturen und
Einstellen der niedrigstmöglichen Endwalz-Temperatur sowie gleichzeitige Anwendung der thermomechanischen Behandlung.
21. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 20 , dadurch gekennzeichnet, dass durch einen erhöhten Mangan-Ge¬ halt die optimale Ausscheidung von Teilchen und damit optimale Wirkung der Teilchenhärtung zur maximalmög¬ lichsten Festigkeitssteigerung gewährleistet wird.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 21, dadurch gekennzeichnet, dass durch erhöhten Mangan-Gehalt und gleichzeitigem Vorhandensein von Niobium und Vanadium sowie Perlitarmut auch der verfestigende und damit fe- stigkeitssteigernde Anteil des Mangans erhöht wird.
23. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass der Perlitanteil abgesenkt wird.
24. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass zur Verhinderung des rapiden Korn¬ wachstums beim Vorwärmen im Stossofen od.dgl. erhöhte Aluminium- und Stickstoff-Gehalte im Rahmen der vorge¬ gebenen Richtanalyse eingesetzt werden, wobei bei die¬ sem Verfahren zu diesem Zwecke eine Teilchenmenge von
6 6 oo 2 200 xx 1100 pprroo mmmm uunndd eeiinn 'Teilchendurchmesser von 100 bis-
0
200 A angestrebt werden.
25. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass durch einen steigenden Niobium- Gehalt innerhalb der vorgegebenen Richtanalyse der Beginn des zu verhütenden Kornwachstums zu erhöhten Temperaturen verschoben wird.
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