EP0198024B1 - Verfahren zum herstellen von spannstählen - Google Patents

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EP0198024B1
EP0198024B1 EP85905199A EP85905199A EP0198024B1 EP 0198024 B1 EP0198024 B1 EP 0198024B1 EP 85905199 A EP85905199 A EP 85905199A EP 85905199 A EP85905199 A EP 85905199A EP 0198024 B1 EP0198024 B1 EP 0198024B1
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EP
European Patent Office
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process according
hardening
strength
grain
steel
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EP85905199A
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Max Willy Tischhauser
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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 producing high-strength, weldable, corrosion-resistant and brittle fracture-proof prestressing steels.
  • prestressing steels are usually made from unalloyed, high-carbon, high-grade structural steels
  • patented or style-treated wire rod with dimensions of 5.5 to 14.5 mm round with a composition of 0.60 to 0.90 C, 0.10 to 0.30 Si, 0.50 to 0.80 Mn, 0.035 S and 0.035 P. This is used to make cold drawn tension wire.
  • semi-finished billets of approx. 120 mm 4-kt are used as primary material, which is heat-treated according to different criteria depending on the manufacturer and existing systems, i.e. is brought to the rolling temperature and therefore also has different microstructures and properties, but in the end product it must have the mechanical properties customary for registration certificates.
  • prestressing steels have the considerable disadvantage that they cannot be welded.
  • Conventional processes are used to manufacture them, such as the well-known Siemens Martin, electric furnace or oxygen inflation process, with the steel being treated neither before nor after. If at all, steel pretreatment by desulfurization and steel post-treatment by vacuum treatment take place, if at all. Block and continuous casting are still used as the casting process.
  • prestressing steels In addition to the lack of weldability, these known prestressing steels have deficiencies with regard to their mechanical properties, susceptibility to corrosion and, in particular, insensitivity to brittle fracture, in spite of hardly any changed conceptions with regard to their chemical composition, structure and manufacturing conditions.
  • a fact that has so far been overlooked in the assessment of prestressing steel is that the susceptibility of prestressing steel 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 door significantly above + 20 ° C !.
  • Corrosion occurs in prestressing steel in a variety of forms, be it trough, hole, gap, intercrystalline and transcrystalline corrosion. Especially. Attention should be paid to stress corrosion cracking.
  • the corrosion-inhibiting properties of copper are known, but copper has so far not been used as an alloying element in prestressing steels.
  • the reason for keeping the steel at the lowest possible reheating temperature is that vanadium and niobium dissolve at 850 ° C and 950 ° C, but are dissolved again above 1150 ° C. The latter should be avoided.
  • a particle size of 100-200 ⁇ and a particle quantity of 20 x 10 6 per mm 2 should be achieved for the intended purpose.
  • thermomechanical treatment produces wire rod grades for the production of cold drawn wire, three-wire strands, seven-wire strands and tension rods, which correspond to the Euro standard 138 in their properties, however, the additional usage properties (corrosion-resistant, brittle-break proof and weldable). There is no need for costly cold forming (stretching) and subsequent tempering for tensioning rods, which already means a considerable advantage of the invention.
  • a third stage of the treatment can also be provided, in which, starting at about 650/550 ° C., rolling is again carried out in a controlled manner 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 down for example in still air, are considered.
  • an increased precipitation hardening process results in an increase in strength of over (at least) 40% compared to conventional prestressing steels.
  • the accompanying diagram serves to illustrate this process sequence.
  • the steel can also be strain hardened, provided that higher strength classes are aimed for or are necessary.
  • thermomechanical treatment in accordance with the present invention, the mechanisms of increasing the strength due to the chemical composition and the targeted metering of the microalloying elements interact in an additive manner. 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.
  • thermomechanical treatment along with the chemical composition for melting and hardening fine grains, is the most important step in achieving the desired goal, namely for the production of high-strength, corrosion-resistant, brittle-breakable and weldable prestressing steels.
  • 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 metering 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.
  • this phase of the thermomechanical treatment is also the highest Importance, because 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 fine-grain hardening, fine-grain melting being necessary to achieve it optimally, which simultaneously increases 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 sought, 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 used to inhibit grain growth and to form strengthening obstacles to the dislocations through fine precipitations in the austenite structure.
  • a particle size of 100 to 200 ⁇ is most effective for this, the particle quantity per mm 2 approx. 20. 10 6 should be.
  • Continuous casting should be a suitable type of casting. Continuous casting is the most economical and, at the same time, the best quality of casting and solidifying the molten steel into the primary material used to manufacture prestressing steel: billets. To ensure a high * level of quality required for prestressing steel, special measures must be taken to prevent such defects, such as e.g. Protection against reoxidation, concealed casting, electromagnetic stirring.
  • the low carbon content of 0.05-0.20% provided in the directional analysis largely prevents the occurrence of the abovementioned faults and at the same time favors the economy of continuous casting for the production of prestressing steel grades by the costly measures to a greater extent, such as for the conventional high-carbon prestressing steel grades are not required, while at the same time ensuring a high degree of purity, homogeneity and quality.
  • 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 a simultaneous increase in toughness. Furthermore, the two-dimensional obstacles to moving dislocations are such strong obstacles that they cannot be overcome by them. 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 the strength. However, the average grain size influences the lower yield strength.
  • these individual hardening mechanisms can be combined with one another and with a specific work hardening, their effect being additive, but their respective proportions can change considerably depending on the specified conditions. According to the invention, however, it was found that the basic mechanisms of the individual hardenings can only be achieved by a further, the most important treatment - step, become optimal, namely through the so-called thermomechanical treatment.
  • thermomechanical treatment within the scope 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 a low final rolling temperature, rapid cooling before the last rolling pass and a high degree of final deformation, so that recrystallization occurs leads to the finest possible austenite grain before the ferrite-pearlite transformation.
  • the rolling process additionally results in precipitation of carbides, nitrides or carbonitrides, as well as solid-crystal and fine-grain and particle hardening.
  • the temperature control is controlled by alloying and rolling technology in such a way that the ⁇ -a conversion takes place shortly before and / or after the lowest possible final rolling temperature which comes to be just before A, 3 . In any case, the formation of martensite should be excluded.
  • the final rolling temperature and the degree of deformation, particularly 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 microstructures have only a small, often no pearlite content in the structure in a controlled final-rolled state.
  • the mechanical properties experience an additional favorable influence.
  • thermomechanical treatment The last stage of the process following the thermomechanical treatment is work hardening, which consists in particular of stretching or drawing. Through 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, a considerable increase in strength is achieved compared to today's prestressing steel grades by means of the degree of deformation to be used.
  • microalloying elements In order to further improve the properties of the prestressing steels according to the invention in connection with the thermomechanical treatment, the additions of microalloying elements can be ascribed.
  • niobium has the most effective influence on fine grain hardening and hardening through thermomechanical treatment, i.e. the strength increase, followed by vanadium. The same applies to the improvement of the transition temperature.
  • Microalloying with niobium and vanadium increases the strengthening proportion of the manganese and silicon content with increasing levels while at the same time reducing pearlite.
  • niobium alloys result 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 due to the addition of niobium is therefore a major reason why niobium must be used here, since niobium also brings about the greatest reduction in the transition temperature.
  • Manganese and silicon at levels below about 0.5% also shift the transition temperature to lower temperatures.
  • the sulfur content plays a decisive role in the anisotropy of toughness, the most important factor influencing cold formability.
  • a desired lower sulfur content ie a reduced number of sulfide inclusions, significantly improves the toughness with regard to constriction of the 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.
  • molybdenum-niobium-alloyed structural structures give 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 most effective way to achieve optimal mechanical properties is to produce a fine grain.
  • the refinement of the grain size leads to an increase in the yield strength with a simultaneous improvement in the transition temperature.
  • an austenite grain that is as fine as possible is sought, since this also determines the size of the ferrite grain.
  • a reduction in the austenite grain size has a factor of around 0.3 that affects the reduction in the ferrite grain size.
  • the essential process in the growth of the austenite grain is not the dissolution of the excretions, 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 and vanadium in particle sizes from 100 to 200 ⁇ that have a comparable effect via their carbides, nitrides or carbonitrides.
  • the most favorable conditions for preventing the sharp increase in grain growth when reheating in the pusher furnace for rolling show 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 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.
  • alloying small amounts of molybdenum to the micro-alloyed, low-pearlite structure can also favor the delay in austenite recrystallization, which shifts the--a conversion to lower temperatures. It is precisely this possibility that is used in thermomechanical treatment, as a result of which an even more fine-grained structure is achieved with a simultaneous additional improvement in the transition temperature.
  • incoherent niobium and vanadium carbonitrides act in different particle sizes and quantities on the ferrite grain size.
  • vanadium In the thermomechanically treated state, vanadium only causes a slight 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 ⁇ -a conversion. It should also be noted that the optimal grain refinement due to niobium contents between 0.04 and 0.10% is equally effective, but that of vanadium is also increasingly effective with increasing contents.
  • the carbon and nitrogen content of the steel influences the ferrite grain size significantly less in steels with niobium than in those with vanadium. With decreasing carbon contents, the influence of nucleation due to separated particles on the grain size decreases in favor of a very pronounced and, in the present case, desirable recrystallization inhibition due to 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 or niobium or titanium cause a further fine grain effect by delaying the austenite transformation desired here. Rising manganese contents also lower the transition temperature, ensure optimal particle separation and thus the optimal effect of particle hardening.
  • the carbon content causes a substantial solidification via the cementite (pearlite) and plays an important role in this connection.
  • the carbon content via the pearlite component has the most significant negative influence on the brittle fracture safety (transition temperature) also specified in this development and on the weldability, and increasingly with increasing pearlite component, the carbon content on components increases limit, which allow both an increase in strength and improvement of corrosion resistance, but also improve the brittle fracture safety down to around -40 ° C and the weldability.
  • the optimal 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, due to solidification of the solid solution and increased hardening, so that the manganese--
  • the content should preferably be arranged at the upper limit because the increase in strength due to manganese is very strongly dependent on the pearlite content and, thanks to a suitably low pearlite content, also ensures a favorable transition temperature and thus also safety against brittle fracture. Rising manganese contents make a considerable contribution to delaying the austenite transformation desired here and thus cause optimal 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, i.e. on the achievable strength increase, followed by 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 therefore not only a higher yield strength than is achieved by vanadium alloy structure structures, but above all a very favorable, low transition temperature.
  • Niobium reduces the ferrite grain size to a particularly large extent.
  • Niobium has the additional strengthening effect of increasing manganese contents even when pearlite is low.
  • vanadium 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. Like niobium, vanadium therefore helps to control the austenite grain size by embedding fine precipitates in the austenite structure, which inhibits grain growth. Like niobium, vanadium contributes to solid-solution strengthening, but both are insoluble in ferrite. Their elimination in ferrite is therefore the most effective for increasing strength.
  • the carbides and nitrides of vanadium and niobium have face-centered cubic lattices, are isomorphic and therefore completely miscible.
  • vanadium In contrast to titanium, they do not contribute to the formation of sulfide. With an increased nitrogen content, vanadium has the greatest influence on the formation of a fine ferrite grain size and causes an additional increase in the yield strength. Like niobium, dissolved vanadium affects this fine grain effect and hardening by delaying the austenite transformation.
  • the delay in austenite recrystallization is greatly promoted by adding small amounts of molybdenum to the microalloyed, low-pearlite structure, which shifts the o-a conversion to lower temperatures.
  • This possibility is used in the thermomechanical treatment by an even lower final forest temperature, whereby an even more fine-grained structure is achieved with a simultaneous improvement in the transition temperature.
  • alloying with molybdenum and the resulting possibility of shifting the ole-a conversion to lower temperatures it is also additionally possible to take full advantage of the considerable strengthening properties of copper.
  • both hardening mechanisms work both through the precipitation of mixed crystals and through the formation of carbonitrides, especially at temperatures between 650 and 550 ° C.
  • Copper is used for the purpose envisaged here because of its two advantages. First, because of its strong hardening effect through hardening. Second, because of its strong anti-corrosive effects.
  • the corrosion-inhibiting effect of copper can be used particularly well in high-strength microstructures created with thermomechanical treatment, because at the low final rolling temperatures, which also lead to the highest strength increases, the element copper simultaneously with the precipitation-hardening elements used here between 650 and 550 ° C, in addition to its corrosion-inhibiting effect, also acts as a precipitation-hardening element. By rapid cooling from the 6 region at approx. 840 ° C, around 2% copper can be dissolved in low-pearlite microstructures and the thermomechanical treatment already provided here.
  • a copper-rich, cubic surface-centered mixed crystal is then separated out in the form of incoherent, spherical particles, which, from a certain particle size, leads to a considerable precipitation hardness effect by the bypass mechanism.
  • niobium is present, micro-alloyed structures with a low pearlite content and a high copper content both cause hardening mechanisms due to the precipitation of mixed crystals and carbonitrides.
  • a nickel content of up to 1% must be added to the copper-alloyed microstructures in order to increase the solder fragility caused by copper prevent.
  • an additional increase in strength can be achieved with a copper alloy structure apart from particle hardening through a high dislocation density and fine grain hardening.
  • the corrosion-inhibiting effect of copper is already very effective with a very low copper content (0.25 to 0.40%). It is therefore necessary to adjust the copper content in order to be able to optimally use the corrosion-inhibiting effect and the hardening mechanisms on the one hand, but on the other hand not to let the solder fragility, which would be unsustainable for prestressing steels, come into effect and, if possible, to avoid adding nickel to this prevention .
  • the sudden grain growth is increased to around 1150 ° C when the primary material is heated, whereby the holding time is also important.
  • aluminum which produces this effect via aluminum nitride, it is primarily the microalloying elements niobium and vanadium that have a comparable effect via their carbides, nitrides or carbonitrides.
  • the lowest possible pusher furnace temperature is essential. The most favorable conditions for preventing the sharp increase in grain growth when reheating for rolling show higher aluminum contents.
  • Aluminum also contributes to solidification of the solid solution.
  • 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 a significant contribution to increasing the strength by increasing the nitride content.
  • 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 lowest possible phosphorus content is of particular importance and should therefore be aimed for.
  • 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 significantly with regard to fracture constriction, 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 calcium additions that are common 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 4 C 2 S 2 .
  • 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 interaction with the other microalloying elements would be offset by an increased nitrogen content.
  • the coupling links are the most sensitive weak points for the occurrence of damage caused by the penetration of corrosive media up to the steel. According to today's technical possibilities, 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.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von hochfesten, schweissbaren, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen.
  • Gegenwärtig werden Spannstähle in der Regel aus unlegierten, höher kohlenstoffhaltigen Edelbaustählen hergestellt und zwar
  • warmgewalzte, gereckte und angelassene Stäbe der Abmessungen 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 sowie
  • patentierter oder stelmorbehandelter Walzdraht der Abmessungen 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 Spanndraht 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 -eigenschaften aufweist, im Endprodukt jedoch die für Zulassungsbescheinigungen üblichen mechanischen Eigenschaften aufweisen muss.
  • Diese Spannstähle haben den erheblichen Nachteil, dass sie nicht schweissbar sind. Zu ihrer Herstellung werden herkömmliche Verfahren angewandt, wie beispielsweise das bekannte Siemens-Martin-, Elektroofen- oder Sauerstoffaufblas-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 bekannten Spannstähle trotz kaum wesentlich .veränderter Konzeptionen hinsichtlich ihrer chemischen Zusammensetzung, des Gefügeaufbaus und der Herstellungsbedingungen Mängel betreffend der mechanischen Eigenschaften, der Korrosionsanfälligkeit und insbesondere der Sprödbruch-Unempfindlichkeit auf. Eine bei der Beurteilung von Spannstählen bisher übersehene Tatsache liegt darin, dass die Sprödbruch-Anfälligkeit von Spannstählen schon wesentlich 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 Tü von meist wesentlich über + 20°C!. Da bei den meisten Spannstahlbauwerken regelmässig über Monate hinweg Temperaturen bis zu -40°C und mehr auftreten können, insbesondere bei Brückenunterbauten, muss dieser Tatsache bei der Konzipierung und Entwicklung von Spannstählen entsprechend Rechnung getragen werden. Die Sprödbruch-Anfälligkeit liegt einmal weitgehend im inneren Reinheitsgrad, in oxidischen und sulfidischen Einschlüssen und Einschlussformen begründet, welcher heute durch gezielte Stahlnachbehandlung weitgehend verbessert werden kann. Sodann steht die Sprödbruch-Anfälligkeit und vor allen Dingen deren Temperatur-Abhängigkeit in engstem Zusammenhang mit dem Perlit- (Zementit-) -Anteil im Stahl, also mit dem Kohlenstoffgehalt, der den grössten negativen Einfluss ausübt. Bis heute gibt es keine perlitarme, d.h. kohlenstoffarme Spannstähle.
  • Korrosion tritt am Spannstahl in vielfältiger Form auf, sei es als Mulden-, Loch-, Spalt-, interkristalline und transkristalline Korrosion. Beson. deres Augenmerk ist auf die Spannungsriss-Korrosion zu richten. Bekannt sind die korrosionshemmenden Eigenschaften von Kupfer, jedoch hat Kupfer als Legierungselement bisher keine Anwendung bei Spannstählen gefunden.
  • Bis heute ist es also nicht gelungen, hochfeste, gleichzeitig korrosionsbeständigere und dabei sprödbruchsicherere Spannstähle herzustellen, welche gleichzeitig eine Schweisseignung aufweisen. Der Erfinder hat sich die Aufgabe gesetzt einen derartigen Spannstahl 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 0,60 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 in einer ersten Stufel der Stahl vor der thermomechanischen Behandlung bei einer möglichst niedrigen Wiedererwärmungs-Temperatur (= zweite Hitze unter 1150°C) gehalten wird und nachfolgend ein kontrolliertes Walzen des Stahls mit einer geringen Stichzahl bei einem hohen Umformungsgrad (10-45%) und einer hohen Umformungsgeschwindigkeit bis zu einer niedrigen Umformungstemperatur nahe oberhalb 850°C durchgeführt wird.
  • Der Grund für das Halten des Stahls bei einer möglichst niedrigen Wiedererwärmungs - Temperatur liegt darin, dass Vanadium und Niobium bei 850°C bzw. 950°C in Lösung gehen, jedoch über 1150°C wieder aufgelöst werden. Letzteres soll vermieden werden. Dabei soll eine Teilchengröße von 100-200 Ä sowie eine Teilchenmenge von 20 x 106 pro mm2 zum angestrebten Zweck erzielt werden.
  • Danach erfolgt ein kontrolliertes Walzen des Stahls mit einer geringen Stichzahl bei einem hohen Umformungsgrad (10-45%) und einer hohen Umformungsgeschwindigkeit bis zu einer möglichst niedrigen Umformtemperatur, welche nahe oberhalb 850°C liegt. Diese Temperaturgrenze muss wegen des im Stahl vorhandenen Kupfers eingehalten werden, da eine wirksame verfestigende Abscheidung von Kupfer nur durch eine beschleunigte Abkühlung aus ca. 850°C auf rund 650/550°C ohne Walzen erzielt werden kann und bekannt ist, dass bei einer Temperatur unter 850°C keine Ausscheidung von Kupfer beim Walzen mehr stattfindet.
  • Mittels dieser ersten Stufe der thermomechanischen Behandlung werden Walzdrahtgüten zur Herstellung von kalt gezogenem Draht, Drei-Draht-Litzen, Sieben-Draht-Litzen sowie Spannstäbe hergestellt, welche in ihren Eigenschaft der Euro-Norm 138 entsprechen, jedoch die zusätzlichen Gebrauchseigenschaften (korrosionsbeständiger, sprödbruchsicher und schweissbar) aufweisen. Dabei entfällt für Spannstäbe ein kostenaufwendiges Kaltverformen (Recken) und anschliessendes Anlassen, was schon einen erheblichen Vorteil der Erfindung bedeutet.
  • Die eigentlichen Härtungsvorgänge der hier zur Anwendung kommenden Verfestigungsmechanismen finden vor allem während des Bereiches zwischen 850°C und einer Verweilzeit statt, welche nahe der Ar3-Grenze liegen soll. Hierbei erfolgt in einer weiteren erfindungsgemässen Verfahrensstufe eine beschleunigte Abkühlung ohne Walzen auf etwa 650/550°C, wodurch eine Erniedrigung der ö-a Umwandlung unter gleichzeitiger Rekristallisationsverzögerung erfolgt.
  • Bei Anwendung der Stufe 1 und 2 des erfindungsgemässen Verfahrens werden Festigkeitsklassen von vergütetem Draht oder Stube entsprechend Euro-Norm 138 erzielt und zwar ohne das kostenaufwendige Vergüten und Anlassen, ein weiterer Vorteil des erfindungsgemässen Verfahrens beruhend auf der erfindungsgemässen chemischen Zusammensetzung. Bei den Spannstäben und Walzdraht wird die Streckgrenze um mindestens 20% gegenüber den herkömmlichen Güten erhöht, woraus auch kalt gezogene Drähte und daraus Litzen mit entsprechend erhöhten Festigkeits-Eigenschaften hergestellt werden können.
  • Erfindungsgemäss kann auch eine dritte Stufe der Behandlung vorgesehen sein, in welcher ab etwa 650/550°C nochmals kontrolliert mit einem oder wenigen Stichen, das heisst, mit einem hohen Umformungsgrad bei hoher Geschwindigkeit gewalzt wird. Nachfolgend ist an eine Verweilzeit und eine verzögerte Abkühlung, beispielsweise bei ruhender Luft, gedacht. Hierdurch wird durch einen verstärkten Ausscheidungshärtungsvorgang eine Festigungssteigerung von über (mind.) 40% gegenüber herkömmlichen Spannstählen erreicht. Der Verdeutlichung dieses Verfahrensablaufs dient das beiliegende Diagramm.
  • Nach der thermomechanischen Behandlung und der damit ablaufenden VerfestigungsMechanismen kann zusätzlich ein Kaltverfestigen des Stahls erfolgen, sofern damit höhere Festigkeitsklassen angestrebt werden oder erforderlich sind.
  • Beim Ablauf der thermomechanischen Behandlung entsprechend der vorliegenden Erfindung wirken die Mechanismen der Festigkeitssteigerung aufgrund der chemischen Zusammensetzung und der gezielten Dosierung der Mikrolegierungselemente additiv zusammen. Diese Mechanismen sind insbesondere die Feinkornhärtung, Mischkristallhärtung und ganz besonders die Ausscheidungshärtung, an der das Legierungselement Kupfer besonders wirksam beteiligt ist. Das bedeutet, daß die thermomechanische Behandlung nebst der chemischen Zusammensetzung zur Feinkorn-Erschmelzung und -Härtung der bedeutenste Schritt zur Verwirklichung des angestrebten Zieles, nämlich zur Herstellung von hochfesten, korrosionsbeständigeren, sprödbruchsichereren und schweissbaren Spannstählen, ist. Die Dosierung der Legierungs-Elemente ist dabei so konzipiert, dass nicht nur die Festigkeit eine erhebliche Steigerung erfährt, sondern insbesondere über die Feinkornhärtung auch gleichzeitig die Zähigkeit erhöht wird. Ebenfalls bewirkt die gezielte Dosierung der Legierungselemente, dass über die Ausscheidungshärtung die höchste Verfestigung stattfindet. Eine Ausscheidung im Ferrit ist für die Festigkeitssteigerung am wirksamsten.
  • Da insbesondere die Ausscheidungshärtung aufgrund der beschleunigten Abkühlung sowie einer tiefen Endwalz-Temperatur mit gleichzeitig hohem Verformungs-Grad und hoher Verformungs-Geschwindigkeit mit anschliessender Verweilzeit nach der Endverformung und verzögerten Abkühlung die höchste Wirkung der Festigkeitssteigerung erzielt, ist dieser Phase der thermomechanischen Behandlung auch die höchste Bedeutung beizumessen, denn über diese Phase wird durch die gezielte Dosierung der Legierungselemente auch gleichzeitig die höchste Sprödbruch-Sicherheit erreicht, insbesondere durch Zusammenwirken der Elemente Mangan und Molybdän.
  • Voraussetzung zu einer wirksamen FestigkeitsSteigerung im erfindungsgemäßen Sinne ist weiterhin die Feinkornhärtung, wobei zu deren optimalen Verwirklichung eine Feinkorn-Erschmelzung erforderlich ist, die gleichzeitig die Zähigkeit erhöht. Die zu erreichende Korngrösse nach ASTM 112 soll mindestens 9, nach Möglichkeit jedoch mindestens 12 betragen, wozu ein erhöhter Mangangehalt von 1,45% im Mittel beiträgt.
  • Hierzu ist bereits ein möglichst feines AustenitKorn anzustreben, da dieses die Grössenordnung des Ferrit-Korns mitbestimmt. Zu diesem Zwecke ist es notwendig, dass sich die in der Richtanalyse vorgesehenen Mikrolegierungs-Elemente, insbesondere Aluminium, Stickstoff, Niob und Vanadin, zur Hemmung der Kornwachstums und zur Bildung von festigkeitssteigernden Hindernissen zu den Versetzungen durch feine Ausscheidungen in das Austenit-Gefüge einlagern. Eine Teilchen-Grösse von 100 bis 200 Ä ist dazu am wirksamsten, wobei die Teilchen-Menge pro mm2 rd. 20. 106 betragen soll.
  • Die Feinkorn-Erschmelzung soll dabei erfindungsgemäss folgende Stufen umfassen:
    • 1. eine Stahl-Vorbehandlung wobei eine weitgehende Entschwefelung angestrebt wird. Dies geschieht z.B. durch Calcium-Behandlung CAB, beispielsweise durch das TN-Verfahren.
    • 2. Eine Stahl-Nachbehandlung, wobei insbesondere an ein Inertgasspülen, ein Vakuumbehandeln, ein Desoxydieren, Vollberuhigung, sowie nach Möglichkeit und Maßgebe an ein Einschlussmodifizieren und/oder eine Pfannenbehandlung mit metallischem Calcium oder Calciumhalogenid-Schlacken gedacht ist.
  • Als Giessart dürfte sich der Strangguss anbieten. Strangguss ist die wirtschaftlichste und gleichzeitig qualitativ beste Art des Vergiessens und Erstarrens der Stahlschmelze zu dem für die Spannstahl-Herstellung eingesetzten Vormaterial:Knüppel. Zur Gewährleistung eines für Spannstähle geforderten hohen*Qualitätsgrades, müssen jedoch zur Vermeidung von Kernfehlern wie Mittenseigerung und Erstarrungsbrücken sowie Oberflächenfehler je nach Massgabe ganz besondere Massnahmen zur Verhütung socher Fehler getroffen werden, wie z.B. Reoxydationsschutz, verdecktes Vergiessen, elektromagnetisches Rühren.
  • Der in der Richtanalyse vorgesehene, niedrige Kohlenstoff-Gehalt von 0,05-0,20% 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 Festigkeit Berücksichtigung finden. Hierzu zählen insbesondere Hindernisse für Versetzungsbewegungen. Das Gefüge hat einen besonders hohen Einfluss auf die Festigkeits-Eigenschaften 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 eingeteilt 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.
    • zweidimensionale. Dies sind flächenförmige Hindernisse als Korngrenzen. Verfestigung durch Kornverfeinerung.
    • dreidimensionale. Dies sind räumliche Hindernisse als Ausscheidungen. Verfestigung durch Teilchenhärtung oder Dispersionshärtung.
  • Die Mischkristallhärtung wirkt durch die Art der chemischen Zusammensetzung, wobei dem Einfluss der Fremdatome in Substitutions-Mischkristallen und der interstitiell gelösten Fremdatome besondere Bedeutung zukommt. Hierzu gibt es zahlreiche Diagramme und Tabellen aus denen die einzelnen Legierungselemente und ihre Wirkung auf die Streckgrenzerhöhung ablesbar sind. Der Einfluss der verschiedenen Legierungs- elemente lässt sich erklären durch die Verzerrung, die diese Elemente im Gitter hervorrufen. Je grösser die Verzerrung ist, um so höher ist die Festigkeitssteigerung.
  • 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 fürwandernde Versetzungen so starke Hindernisse, dass sie von diesen nicht überwunden 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 hervorgehoben werden, dass die höchste Verfestigung dann gegeben ist, wenn die Teilchen- grösse und der Teilchenabstand gerade so gross sind, dass kein Schneiden eintritt. Die Ausscheidungsvorgänge zur Teilchenhärtung werden stark beeinflusst durch den Uebersättigungsgrad, die Verformung, die Umwandlung und letztlich die Rekristallisation, welcher weiter unten bei der termomechanischen Behandlung zur Festigkeitssteigerung besondere Beachtung geschenkt werden muss. Bei der Entwicklung von hochfesten Spannstählen muss daher die Ausscheidung von Karbiden, Nitriden bzw. Karbonitriden durch Teilchenhärtung mitberücksichtigtwerden. Beachtet werden muss auch, dass durch die Ausscheidungen von Sonderkarbiden oder Karbonitriden der Mikrolegierungselemente Niobium und Vanadium eine spezifisch höhere Härtungswirkung zukommt als durch beispielsweise Kupferausscheidungen. Erfindungsgemäss können diese einzelnen Verfestigungsmechanismen untereinander und mit einer gezielten Kaltverfestigung kombiniert werden, wobei ihre Wirkung additiv ist, ihre jeweiligen Anteile sich aber erheblich je nach den vorgegebenen Bedingungen verändern können. Erfindungsgemäss wurde jedoch festgestellt, dass die Grundmechanismen der einzelnen Härtungen erst durch einen weiteren, den wichtigsten Behandlungs-- schritt, optimal werden, nämlich durch die sogenannte thermomechanische Behandlung.
  • Unter den Begriff der thermomechanischen Behandlung sollen eine Reihe besonders gesteuerter Formgebungsverfahren subsummiert werden, bei denen die Einflussgrössen
    • Verformungs-Temperatur,
    • Verformungs-Grad,
    • Verformungs-Geschwindigkeit,
    • Verformungs-Zeitpunkt,
    • Endverformungs-Temperatur,
    • Abkühlungsgeschwindigkeit,
    • Umwandlung ö-a,
    • 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- Eigenschaften sowie die Uebergangs-Temperatur und damit die Sprödbruch-Unempfindlichkeit.
  • Die thermomechanische Behandlung im Rahmen der Erfindung erfolgt durch eine ganze 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 eingestellt wird, so dass die Rekristallisation zu einem möglichst feinen Austenitkorn vor der Ferrit-Perlit-Umwandlung führt. Beim kontrollierten Walzen des erfindungsgemässen Stahls nach Richtanalyse in der erfindungsgemässen Folge wird bei diesem mikrolegierten Stahl durch den Walzvorgang zusätzlich durch Ausscheidung von Karbiden, Nitriden oder Karbonitriden sowohl eine Mischkristall- als auch Feinkorn- und Teilchen-Härtung bewirkt. Zusätzlich wird die Temperaturführung legierungs- und walztechnisch so gesteuert, dass die ö-a-Umwandlung kurz vor und/oder nach der niedrigst möglichen Endwalztemperatur, die kurz vor A,3 zu liegen kommt, erfolgt. Auf jeden Fall ausgeschlossen werden soll eine Martensitbildung.
  • Wichtig ist bei den perlitarmen, mikrolegierten Stählen, dass die Karbide und Nitride der Mikrolegierungselemente Niobium und Vanadium kubisch flächenzentrierte Gitter aufweisen, sowie isomorph und daher lückenlos mischbar sind. Die höchste festigkeitssteigernde Wirkung durch die vorgenannten Verfestigungsmechanismen wird jedoch im kubisch-raumzentrierten Gitter wirksam. Ferner ist die Form und Grösse der Karbonitrid-Ausscheidung zu berücksichtigen. Für die Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften sind die Teilchengrösse und -menge, bzw. der Teilchenabstand sowie die Form und Anordnung der Ausscheidungen und deren Festigkeit selbst massgebend.
  • Diese Grössen werden durch die chemische Zusammensetzung beeinflusst und vor allem durch die Temperatur-Zeit-Bedingungen, unter denen sich die Ausscheidungen bilden. In Abhängigkeit von der Temperatur können sie die Karbonitride im Austenit, während der o-a-Umwandlung oder im Ferrit ausscheiden. Eine Ausscheidung im Ferrit ist für die Festigkeitssteigerung am wirksamsten. Die Kinetik, das Ausmass und die Temperaturlage der Ausscheidungen hängen nicht nur von den thermodynamischen Bedingungen, sondern auch von der Diffusionsfähigkeit der Legierungsatome, dem Grad der Unterkühlung und den Keimbedingungen der Auscheidungen 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-Temperatur, insbesondere zur Verhinderung oder Beschränkung der Wiederauflösung von Karbid-, Nitrid- und/oder Karbonitrid-Ausscheidungen,
  • Hoher Verformungsgrad mit wenigen Stichfolgen,
  • Niedrige Umform-Temperatur,
  • Erniedrigung der b-α-Umwandlungs-Temperatur durch beschleunigte Abkühlung und/oder durch Legierung und/oder
  • Rekristallisations-Verzögerung.
  • Im thermomechanisch behandelten Zustand stellt sich die optimal günstigste (feinste) Korngrösse mit allen Vorteilen hinsichtlich der Festigkeitssteigerung und gleichzeitig 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 thermomechanische Behandlung, mitbestimmt. Diese bedingt zu diesem Zweck
    • eine hohe Umformgeschwindigkeit und -grade,
    • eine schnelle und gesteuerte Abkühlung vor dem letzten Walzstich und
    • eine anschliessende verzögerte Abkühlung,
    • abgestimmt auf die Herstellung von thermomechanische behandelten. Stäben oder Walzdraht für die Herstellung von kaltgereckten Spanndrähten und Litzen daraus.
  • Massgebend für die erzielbaren mechanischen Eigenschaften ist einmal die Endwalztemperatur und zum anderen der Verformungsgrad insbesondere im letzten Stich. Mit absinkender Endwalztemperatur nimmt der Perlitanteil ab, was dazu führt, dass kohlenstoffarme, mikrolegierte Gefügestrukturen in kontrolliert endgewalztem Zustand nur einen geringen, häufig gar keinen Perlitanteil im Gefüge aufweisen. Die mechanischen Eigenschaften erfahren dadurch eine zusätzliche günstige Beeinflussung.
  • Mit höherer Stichabnahme und geringerer Stichzahl werden kleinere Austenitkorngrössen erzielt, die über eine entsprechend kleineres Ferritkorn günstigere mechanische Eigenschaften ergeben. Dabei wirken sich steigende Stichabnahmen von 10 bis 45% besonders günstig auf eine feinere Ferritkorngrösse und sodann auf eine spürbare Verbesserung der Uebergangs- temperatur bzw. der Sprödbruch-Unempfindlichkeit aus. Stichabnahme und Endwalztemperatur sowie eventuelle Haltezeiten müssen auf die angestrebten Eigenschaften und Abmessungen der Endprodukte Spannstäbe zur Herstellung von Kaltgereckten Stäben 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 Ferritkorngrösse infolge der durch beschleunigte Abkühlung zu niedrigeren Temperaturen verschobenen o-a-Umwandlung aus, zum anderen werden die bei der nachfolgenden, langsamen Abkühlung ablaufenden Ausscheidungsvorgänge erheblich unterstützt.
  • Für die Gefügeausbildung, die sich im Spannstahl ergibt, sind die Rekristallisation, die öa-Umwandlung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen entscheidend. Diese Vorgänge können in sehr kurzer Zeit von wenigen Minuten 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 Erfassung 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 thermomechanische 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 erfindungsgemässen Spannstähle im Zusammenhang mit der thermomechanischen Behandlung ist den Zulegierungen von Mikrolegierungselementen zuzuschreiben. Von möglichen Mikrolegierungselementen hat Niobium den wirksamsten Einfluss auf die Feinkornhärtung und Aushärtung durch die thermomechanische Behandlung, d.h. auf die Festigkeitssteigerung, gefolgt von Vanadium. Dasselbe gilt auch für die Verbesserung der Uebergangs- temperatur.
  • Durch Mikrolegieren mit Niobium und Vanadium erhöht sich bei gleichzeitiger Perlitarmut auch der verfestigende Anteil des Mangan- und Siliziumgehaltes mit steigenden Gehalten.
  • Eine Erhöhung des Stickstoffgehaltes bewirkt bei gleichzeitigem Vorhandensein von Vanadium eine zusätzliche Steigerung 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 grösserer Anteil an Feinkornhärtung als an Aushärtung und damit nicht nur eine höhere Streckgrenze als durch eine Titan oder Vanadium-Zulegierung, sondern vor allem auch, wie bereits erwähnt, eine sehr günstige niedrige Uebergangstemperatur. 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 Mikrolegierungselemente besteht. Bei gleicher Streckgrenze aber unterschiedlichen Niobium- bzw. Vanadiumgehalten wird nahezu die gleiche Sprödbruch-Unempfindlichkeit bzw. Uebergangs- temperatur erreicht.
  • Auch Mangan sowie Silizium bei Gehalten unter etwa 0,5% verschieben die Uebergangs- temperatur ebenfalls zu tieferen Temperaturen.
  • Die Kornverfeinerung bewirkt ausser einer Verfestigung auch eine deutliche Verbesserung der Zähigkeit, die sich in einer starken Erniedrigung der Uebergangstemperatur äussert. Zusätzlich wird der anzustrebende Einfluss durch einen abnehmenden Perlitanteil verstärkt. Perlitarme Stähle sind deshalb allgemein bei feinem Ferritkorn besonders unempfindlich gegen Sprödbruch.
  • Auch hinsichtlich der Kaltverformungs-Eigenschaften der Spannstähle muss ihrer chemischen Zusammensetzung ein besonderes Augenmerk gewidmet werden. Die entscheidende Rolle für die Anisotropie der Zähigkeit, die wichtigste Einflussgrösse auf die Kaltumformbarkeit, spielt der Schwefelgehalt. Ein anzustrebender geringerer Schwefelgehalt, d.h. eine verminderte Zahl von Sulfid-Einschlüssen, verbessert die Zähigkeit ganz wesentlich hinsichtlich Brucheinschnürung, eine für Spannstähle besonders wichtige Eigenschaft. Daneben ist die Verringerung der Sulfidlänge für eine günstigere Brucheinschnürung besonders wirkungsvoll. 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 geschenkt werden muss, d.h. es müssen Massnahmen getroffen werden, um die Verdampfung des Calziums zu verhindern. Selbst bei Schwefelgehalten von 0,008% werden in aluminiumberuhigten Stählen keine Mangansutfide mehr festgestellt, sondern kugelförmige Einschlüsse aus Calzium- und Aluminium-Oxiden, die an ihrer Oberfläche geringe Mengen an Schwefel gelöst enthalten. Durch die günstigen Bedingungen der Calzium-Aluminate hinsichtlich einer Ausscheidung 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 Zähigkeitseigenschaften auf. Die für die Gewährleistung der Gütewerte bei Spannstählen so wichtige Brucheinschnürung verbessert sich durch die Calziumbehandlung und mit sinkendem 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-legierte Gefügestrukturen die besten Eigenschaften. Eine zusätzliche Verbesserung der Eigenschaften wird durch die Kombination Niobium-Vanadium-Molybdän-Kupfer bei gleichzeitiger erfindungsgemässer thermomechanischer Behandlung erreicht, wobei durch Anwendung einer niedrigen Endwalz- temperatur 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 wirksam. Bis herab zu 750°C werden sowohl Festigkeits- als auch Zähigkeitsverbesserungen festgestellt. Die Wirksamkeit der Mechanismen, welche für die Festigkeitssteigerung verantwortlich sind, wird durch Zulegieren von Molybdän als auch durch Regelung der Walzgeschwindigkeit ganz erheblich gesteigert mit dem Zweck, die 6-a-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 mechanischen Eigenschaften ist jedoch die Erzeugung einer weitgehenden Feinkörnigkeit. Die Verfeinerung der Korngrösse bewirkt eine Steigerung der Streckgrenze bei gleichzeitiger Verbesserung der Uebergangs- temperatur. In der Praxis wird ein möglichst feines Austenitkorn angestrebt, da dieses die Grössenordnung des Ferritkorns mitbestimmt. Als allgemeiner Erfahrungswert gilt, dass eine Verringerung der Austenitkorngrösse sich mit einem Faktor von rund 0,3 auf die Verringerung der Ferritkorngrösse auswirkt. Der wesentliche Vorgang beim Wachsen des Austenitkorns ist nicht die Auflösung der Ausscheidungen, sondern ihre Zusammenballung zu grossen und damit wirksamen Teilchen.
  • Eine Massnahme zur Steuerung der Austenitkorngrösse ist die Einlagerung von feinen Ausscheidungen im Austenitgefüge, wodurch das Kornwachstum gehemmt wird. Neben Aluminium, welches über Aluminium-Nitrid diesen Effekt erzeugt, sind es vor allem die Mikrolegierungs-Elemente Niobium, Vanadium in Teilchengrössen von 100 bis 200 Ä, die über ihre Karbide, Nitride bzw. Karbonitride in vergleichbarer Weise zur Wirkung kommen. Die günstigsten Verhältnisse zur Verhinderung des starken Kornwachstumsanstiegs beim Wiedererwärmen im Stossofen zum Walzen zeigen höhere Aluminiumgehalte (bis 0,050%) und Stickstoff-gehalte (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 Erwärmen vor dem Walzen ist eine möglichst niedrige Stossofen-Temperatur. Weiterhin kann das Austenitkorn durch höhere Umformungsgrade ebenfalls verfeinert werden. Dabei ist die Kornfeinungswirkung bei niederen Endverformungstemperaturen am ausgeprägtesten.
  • Wird durch eine beschleunigte Abkühlung die Umwandlung 5-a zu tieferen Temperaturen hin verschoben, so bedingt die niedrigere Umwandlungs-Temperatur eine höhere Keimbildungs-Häufigkeit und eine geringere Korngrenz-Beweglichkeit, woraus sich eine Verringerung der Ferrit- korngrösse ergibt.
  • Zusätzlich zur Kornverfeinerung besteht die Möglichkeit, die Rekristallisation des Austenits zu verzögern. Es werden dann Anteile von nichtrekristallisiertem Austenit während der Endwalz- temperatur verformt, woraus sich langgestreckte Körner und damit stark vergrösserte Austenitkorn-Oberflächen ergeben. Durch die Umwandlung dieses Gefüges in der Ferrit-Perlit-Stufe ergibt sich durch die erhöhte Keimdichte und das gehemmte Wachstum der aus diesen Keimen gebildeten Körner eine starke Kornverfeinerung.
  • Die Verzögerung der Austenit-Rekristallisation kann auch neben der Steuerung der Abkühlungs- geschwindigkeit durch Zulegieren von geringen Mengen von Molybdän zu den mikrolegierten, perlitarmen Gefügestrukturen begünstigt werden, wodurch die ö-a-Umwandlung zu tiefereren Temperaturen verschoben wird. Eben diese Möglichkeit wird bei der thermomechanischen Behandlung genutzt, wodurch ein noch feinkörnigeres Gefüge erzielt wird bei gleichzeitig zusätzlicher Verbesserung der Uebergangstemperatur.
  • Dass die günstige Uebergangstemperatur bei Niobium- und Vanadium- oder Niobium plus Vanadium-legierten Gefügestrukturen 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 unempfindlich gegen Sprödbruch.
  • Beim Zusammenhang zwischen den Mikrolegierungsbestandteilen und der Feinkornhärtung ist zu berücksichtigen, dass inkohärente Niobium-und Vanadium-Karbonitride in wirksamer Teilchengrösse und -menge unterschiedlich auf die Ferrit-Korngrösse wirken. Im thermomechanisch behandelten Zustand bewirkt Vanadium nur eine schwache Kornverfeinerung. Die Grundzusammensetzung spielt dabei insofern eine Rolle, als höhere Kohlenstoff- und Stickstoff-Gehalte über eine stärkere oder schnellere Ausscheidung vor oder bei der ö-a-Umwandlung ein feineres Sekundärgefüge hervorrufen. Dabei ist auch festzustellen, dass die optimale Kornverfeinerung durch Niobium-Gehalte zwischen 0,04 und 0,10% gleichmässig wirksam, diejenige von Vanadium jedoch mit zunehmenden Gehalten auch zunehmend wirksam sind.
  • Der Kohlenstoff- und Stickstoff-Gehalt des Stahles beeinflusst die Ferritkorngrösse in Stählen mit Niobium wesentlich schwächer als in solchen mit Vanadium. Mit abnehmenden Kohlenstoff-Gehalten tritt der Einfluss der Keimbildung durch ausgeschiedene Teilchen auf die Korngrösse zugunsten einer sehr ausgeprägten und im vorliegenden Falle erwünschten Rekristallisationshemmung durch gelöstes Niobium zurück. Perlitarme Stähle weisen deshalb im thermomechanisch behandelten Zustand kleinere Ferritkorngrössen auf als Stähle mit höherem Kohlenstoff-Gehalt.
  • Gelöstes Vanadium oder Niobium oder Titan verursachen über eine Verzögerung der hier erwünschten Austenitumwandlung eine weitere Feinkornwirkung. Steigende Mangan-Gehalte senken die Umwandlungstemperatur ebenfalls herab, gewährleisten 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 Temperaturen statt, was der Forderung auf
  • Erniedrigung der ö-a-Umwandlung,
  • Rekristallisations-Verzögerung und damit
    • der Einstellung einer möglichst niedrigen Endwalz-Temperatur
      entgegenkommt und gleichzeitig die optimale Ausscheidung, beispielsweise von Kupfer, ermöglicht, wobei zusammenwirkend eine maximal mögliche Festigkeitssteigerung stattfindet. Eine weitgehende Gefügeverfeinerung tritt dabei infolge erhöhter Keimdichte und Wachstumsbehinderung der neugebildeten Ferritkörner ein.
  • In bezug auf die Ausscheidungshärtung ist im Zusammenhang mit der thermomechanischen Behandlung zu berücksichtigen, dass die Aushärtungsmaxima im Temperaturbereich zwischen 550 und 650°C auftreten. Dies ist zu erklären durch die Wirkung der chemisch nicht erfassbaren kohärenten Ausscheidungen (clusters) von Niobium-, Kohlenstoff- und Stickstoff-Atomen, die der inkohärenten Ausscheidung vorausgehen. Nach Erreichen des Aushärtungsmaximums ist dem Abfall der Streckganze Bedeutung zu schenken. Dieser Abfall wird durch steigende Temperaturen oder Ueberschreiten der Haltezeit bewirkt und ist bedingt durch den Abbau der Kohärentsspannungen beim Uebergang der kohärenten Teilchen in inkohärente und dem nachfolgenden Wachsen der Teilchendurchmesser und -menge.
  • Als Ausgangsmaterial für die Durchführung des erfindungsgemässen Verfahrens soll erfindungsgemäss ein Stahl eingesetzt werden, der in seiner Richtanalyse folgende 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 :5 0,030 Massen-%
    • Schwefel S 0,020 Massen-%
  • Zu den einzelnen Elementen:
  • Ueber den Zementit (Perlit) bewirkt der Kohlenstoffgeha/t eine wesentliche Verfestigung und spielt in diesem Zusammenhang eine bedeutende Rolle. Da jedoch der Kohlenstoff-Gehalt über den Perlitanteil den bedeutendsten negativen Einfluss auf die in dieser Entwicklung ebenfalls vorgegebene Sprödbruch-Sicherheit (Uebergangs- Temperatur) als auch auf die Schweissbarkeit ausübt, und zwar zunehmend mit ansteigendem Perlitanteil, ist der Kohlenstoff-Gehalt auf Anteile zu beschränken, die sowohl eine Festigkeitssteigerung und Verbesserung der KorrosionsBeständigkeit zulassen, aber auch die Verbesserung der Sprödbruch-Sicherheit bis rund -40°C sowie die Schweissbarkeit ermöglichen. Hinsichtlich der anzustrebenden optimalen Feinkornbildung ist ebenfalls zu berücksichtigen, dass der Kohlenstoff-Gehalt hierauf einen erheblichen Einfluss 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 Aushärtung, 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 Sprödbruch-Sicherheit gewährleistet. Steigende Mangan-Gehalte erbringen einen erheblichen Beitrag zur Verzögerung der hier erwünschten Austenit-Umwandlung und bewirken dadurch eine optimale Feinkornbildung. Bei gleichzeitigem Vorhandensein von Niobium und Vanadium als Mikrolegierungs-Elemente wird bei perlitarmen Gefügestrukturen mit steigendem Mangangehalt der zunehmende verfestigende Anteil von Mangan wirksam.
  • Letztgesagtes für Mangan gilt auch für den Silizium-Gehalt. Bei einem Silizium-Gehalt unter etwa 0,5% wird auch die Uebergangstemperatur zu tieferen Temperaturen verschoben. 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 Feinkornhärtung und Aushärtung durch thermomechanische Behandlung, d.h. auf die erzielbare Festigkeitssteigerung, gefolgt von Vanadium. Es bewirkt die stärkste Senkung der Uebergangs- temperatur. Die Niobium-haltige Gefügestruktur ergibt einen wesentlich grösseren Anteil an Feinkornhärtung als an Aushärtung und damit nicht nur eine höhere Streckgrenze als durch Vanadium legierte Gefügestrukturen 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 steigendem Mangan-Gehalten.
  • Vanadium bildet, wie Niobium, Ausscheidungen von Sonderkarbiden, die einerseits zur Feinkornbildung und -härtung und andererseits zur Ausscheidungshärtung und damit wesentlich zur Festigkeitssteigerung beitragen. Vanadium trägt also wie Niobium, zur Steuerung der Austenitkorngrösse bei durch Einlagerung von feinen Ausscheidungen im Austenitgefüge, wodurch das Kornwachstum gehemmt wird. Ebenfalls wie Niobium trägt Vanadium zur Mischkristall-verfestigung bei, beide sind jedoch im Ferrit unlöslich. Ihre Ausscheidung im Ferrit ist deshalb für eine Festigkeitssteigerung am wirksamsten. Die Karbide und Nitride von Vanadium und Niobium haben kubisch-flächenzentriertes Gitter, sind isomorph und daher lückenlos mischbar. Sie tragen, im Gegensatz zu Titan, nicht zur Sulfidbildung bei. Bei erhöhtem Stickstoff-Gehalt beeinflusst Vanadium die Bildung einer feinen Ferritkorngrösse am stärksten und bewirkt eine zusätzliche Streckgrenzsteigerung. Wie auch Niobium beeinflusst gelöstes Vanadium über eine Verzögerung der Austenitumwandlung diese Feinkornwirkung und -härtung.
  • Die Verzögerung der Austenit-Rekristallisation wird durch Zulegieren von geringen Mengen von Molybdän zu den mikrolegierten, perlitarmen Gefügestrukturen ganz wesentlich begünstigt, wodurch die o-a-Umwandlung zu tiefereren Temperaturen verschoben wird. Diese Möglichkeit wird bei der thermomechanischen Behandlung durch eine noch tiefere Endwaldtemperatur genutzt, wodurch ein noch feinkörnigeres Gefüge bei gleichzeitiger Verbesserung der Uebergangs- Temperatur erzielt wird. Darüber hinaus wird es durch Zulegieren von Molybdän und die daraus sich ergebende Möglichkeit der ö-a-Umwandlungs-Verschiebung zu tieferen Temperaturen auch zusätzlich möglich, die erheblichen Verfestigungs-Eigenschaften von Kupfer voll zu nutzen. Bei mikrolegierten Gefügestrukturen der hier beschriebenen Art und gleichzeitig niedrigen Perlit-Anteilen und hohem Kupfer-Gehalt wirken beide Aushärtungsmechanismen sowohl durch Ausscheidung von Mischkristallen als auch durch Bildung von Karbonitriden, besonders bei Temperaturen zwischen 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 zusätzliche Festigkeitssteigerung durch eine hohe Versetzungsdichte 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 seiner starken korrosionshemmenden Wirkung. Die korrosionshemmende Wirkung von Kupfer kann bei hochfesten, mit thermomechanischer Behandlung erzeugten Gefügestrukturen besonders gut eingesetzt werden, weil bei den niedrigen Endwalztemperaturen, die gleichzeitig auch zu den höchsten Festigkeitssteigerungen führen, das Element Kupfer gleichzeitig mit den hier eingesetzten, ausscheidungshärtenden Elementen zwischen 650 und 550°C zusätzlich zu seiner korrosionshemmenden Wirkung auch als ausscheidungshärtendes Element wirkt. Durch rasche Abkühlung aus dem 6-Gebiet bei ca. 840°C kann bei perlitarmen Gefügestrukturen und der hier ohnehin vorgesehenen thermomechanischen Behandlung etwa 2% Kupfer in Lösung gebracht werden. Es scheidet sich dann ein kupferreicher kubischflächenzentrierter Mischkristall in Form von inkohärenten, kugelförmigen Teilchen aus, der von einer bestimmten Teilchengrösse an zu einem erheblichen Ausscheidungshärte-Effekt durch den Umgehungsmechanismus führt. Bei Anwesentheit von Niobium kommen bei mikrolegierten Gefügestrukturen und gleichzeitig niederem Perlit-Anteil und hohem Kupfer-Gehalt beide Aushärtungsmechanismen durch Ausscheidung von Mischkristallen und Karbonitriden zur Wirkung. Bei hohen Kupfer-Gehalten muss den kupferlegierten Gefügestrukturen allerdings 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 Gefügestrukturen ausser durch die Teilchenhärtung eine zusätzliche Festigkeitssteigerung durch eine hohe Versetzungsdichte 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 Kupfergehaltes vorzunehmen, um einerseits optimal die korrosionshemmende 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 wird das sprunghafte Kornwachstum beim Erwärmen des Vormaterials auf etwa 1150°C angehoben, wobei auch die Haltezeit von Bedeutung ist. Neben Aluminium, das über Aluminium-Nitrid diesen Effekt erzeugt, sind es vor allem die Mikrolegierungs-Elemente Niobium 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 wesentlich. Die gunstigsten Verhältnisse zur Verhinderung des starken Kornwachstumsanstieges beim Wiedererwärmen zum Walzen zeigen höhere Aluminium-Gehalte. Aluminium trägt ausserdem zur Mischkristall-verfestigung 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 Nitridgehaltes einen bedeutenden Beitrag zur Festigkeitssteigerung. 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 Streckgrenzen-Verhältnises von 70% auf 90% bewirkt wird.
  • Im forliegenden Fall muss der Phosphor-Gehalt begrenzt bleiben, obwohl ein höherer Gehalt die Streckgrenze steigern würde, jedoch der Stahl gleichzeitig sehr stark versprödet. Durch kombiniertes Sauerstoffblasen/Inertgasspülung 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-Gehalt 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 wesentlich hinsichtlich Brucheinschnürung, eine für Spannstähle besonders wichtige Eigenschaft. Daneben ist die Verringerung der Sulfidlänge für eine günstigere Brucheinschnürung besonders wirkungsvoll. Durch die bei der Pfannenmetallurgie üblichen Calziumzugaben kann eine starke Entschwefelung erreicht werden.
  • Zu dem erfindungsgemäss nicht beteiligten Titan sei bemerkt, dass es sich einmal im Gegensatz zu Niobium und Vanadium an der Sulfidbildung beteiligt. Zum anderen bindet es zunächst den gesamten Stickstoff zu Nitriden, TiN, und nachfolgend den Schwefel zu einem Titankarbosulfid, Ti4C2S2. Aus beiden Gründen wird Titan hier nicht berücksichtigt, da unter anderem die Wirkung einer des Austenitkornwachstums und diejenige einer Festigkeitssteigerung im Zusammenwirken mit den übrigen Mikrolegierungs- elementen durch einen erhöhten Stickstoff-Gehalt aufgehoben würde.
  • Bei der erfindungsgemässen Herstellung von hochfesten, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen entfallen alle jene Schwierigkeiten, die bei der Erzeugung von herkömmlichen, hochkohlenstoffhaltigen Spannstahlgüten berücksichtigt werden müssen. Vor allen Dingen entfallen die wesentlichen Bedenken gegen eine Herstellung im Stranggussverfahren, die dort vor allem aus den die Ziehfähigkeit beeinträchtigenden auftretenden Mittenseigerungen 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 entfällt 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 Sprödbruch-Sicherheit führt.
  • Sodann entfallen ebenfalls weitgehend die Massnahmen, welche 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 Stahlnachbehandlung, insbesondere aber auch ein aufwendiger Reoxidationsschutz. Die Verwirklichung eines hohen mikroskopischen Reinheitsgrades, weitgehende Vermeidung von oxidischen 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, Erstarrungsbrücken, gerichtete Erstarrungsstrukturen, Innen- und Oberflächenfehler weitgehend verhütet werden können.
  • Die vorliegend erfindungsgemäss hergestellten Spannstähle besitzen
    • wesentlich höhere Festigkeitswerte,
    • wesentlich herabgesetzte Eigenspannungen,
    • wesentlich erhöhte Sprödbruch-Sicherheiten,
    • wesentlich erhöhte Verschleiss-Festigkeiten,
    • wesentlich verbesserte Einsatzmöglichkeiten wegen ihrer Schweisseignung und
    • wesenttic.i verbesserte Korrosionsbeständigkeit.
  • Bezüglich der beiden letztgenannten Vorteile sei noch darauf 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 Stählen das Chrom wirksam werden. Zudem können solche korrosionshemmende Elemente bei hochfesten, mit thermomechanischer Behandlung erzeugten Stählen besonders gut eingesetzt werden, weil sie bei den niedrigen Endwalztemperaturen, die gleichzeitig auch die höchsten Festigkeitssteigerungen bewirken, zusätzlich zur korrosionshemmenden Wirkung durch Ausscheidungshärtung zur Festigkeitssteigerung beitragen. Gelingt es dazu aber auch noch, neben der Festigkeitssteigerung 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-System. Bekannterweise sind z.B. im Brückenbau die Kopplungsglieder die empfindlichsten Schwachstellen für das Auftreten von Schäden durch Eindringen von korrosionsfördernden 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 Kopplungsfugen ergibt sich eine gleichzeitig hohe Anzahl von Schwachstellen.
  • Bei Verwendung der erfindungsgemässen hochfesten, korrosionsbeständigeren 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 aufgrund der Schweisseignung dieser Spannstähle auch die Spannsysteme konstruktiv vereinfacht und verbessert, ergibt sich daraus zusätzlich eine wesentlich Verminderung der Schadensanfälligkeit.
  • Weitere Vorteile sind
    • geringere und damit leichter zu beherrschende Durchmesser von Spanndrähten, -stäben oder -litzen,
    • durch die höheren Festigkeits-Eigenschaften wird auch die Konstruktion von geringeren Beton-Dicken möglich, wodurch sich
    • eine Einsparung von Konstruktions-Gewicht insgesamt, einerseits, und
    • erheblich gesteigerte Möglichkeiten in der Konstruktions-Gestaltung, andererseits, ergeben, also
  • Ausführungen von Konstruktionen, die sich mit Spannstahl herkömmlicher Art mit geringerer Festigkeit aus technischen oder wirtschaftlichen Gründen nicht verwirklichen lassen, sowie
    • eine Verringerung der Totallast von bewegten Konstruktionen (Brückenbau, Elementbau z.B.) und
    • Verringerung der Transportkosten bei bewegten Konstruktionen und beim Spannstahl.
  • Trotz des Einsatzes von Mikrolegierungs-Elementen und verbesserter Stahlnachbehandlung zur Festigkeitssteigerung, Erhöhung von Korrosions-Beständigkeit und Sprödbruch-Sicherheit 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 Gesamtheit würden aber dich wirtschaftlichen Vorteile selbst den Nachteil eines Preisanstiegs überbieten.

Claims (25)

1. Verfahren zum Herstellen von hochfesten, schweissbaren, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen, dadurch gekennzeichnet, dass 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 in einer ersten Stufe der Stahl vor der thermomechanischen Behandlung bei einer möglichst niedrigen Wiedererwärmungs-Temperatur (= zweite Hitze unter 1150°C) gehalten wird und nachfolgend ein kontrolliertes Walzen des Stahles mit einer geringen Stichzahl bei einem hohen Umformungsgrad (10-45%) und einer hohen Umformungsgeschwindigkeit bis zu einer niedrigen Umformungstemperatur nahe oberhalb 850°C durchgeführt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung eine zweite Stufe umfasst, in welcher ab etwa 850°C eine beschleunigte Abkühlung ohne Walzen auf etwa 650/550°C erfolgt, wodurch eine Erniedrigung der 5-a Umwandlung und eine Rekristallisations-Verzögerung bewirkt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung eine dritte Stufe umfaßt, in welcher ab etwa 650/550°C nochmals kontrolliert mit einem oder wenigen Stichen, das heisst mit einem hohen Verformungsgrad bei hoher Geschwindigkeit, auf eine niedrige Endwalztemperatur nahe oberhalb der Ar3-Grenze gewalzt wird und sodann nach einer Verweilzeit eine verzögerte Abkühlung erfolgt.
4. Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass auf die thermomechanische Behandlung ein Kaltverfestigen des Stahls durch ein Reoken für Spannstähle oder ein Ziehen für kaltgezogene Drähte erfolgt.
5. Verfahren nach wenigstens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl vor und/oder nach dem Frischen weitgehend entschwefelt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlschmelze vor und/oder nach dem Frischen einer Calziumbehandlung unterzogen wird.
7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, dass zusätzlich eine Stahl-Nachbehandlung, beispielsweise ein Inertgasspülen, Vakuumbehandeln, Desoxydieren, Einschlussmodifizieren oder eine Pfannenbehandlung mit metallischem Calcium oder Calzium-halogenid-Schlacken, stattfindet.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass als Verfestigungsmechanismen während der thermomechanischen Behandlung sowohl eine Mischkristall-, Feinkorn-und Teilchen- bzw. Ausscheidungshärtung mit weitgehend additiver Wirkung Anwendung findet.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die thermomechanische Behandlung durch das kontrollierte Walzen mikrolegierter, feinkornerschmolzener 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 Austenitkorn 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 Mischkristall-, als auch eine Feinkorn- und besonders verstärkte Teilchenhärtung bewirkt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Temperaturführung so gesteuert wird, dass eine 5-a Umwandlung kurz vor und/oder während der niedrigst möglichen Endwalztemperatur erfolgt, welche kurz von Ar3 zu liegen kommt.
13. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass durch die erste Stufe der thermomechanischen Behandlung Walzdrahtgüten zur Herstellung von kalt gezogenem Draht, Drei- und Sieben-Drahtlitzen sowie Spannstäbe erreicht werden, welche in ihren Eigenschaften der Euro-Norm 138 entsprechen, jedoch die zusätzlichen Gebrauchseigenschaften Korrosionsbeständigkeit, Sprödbruchsicherheit und Schweissbarkeit aufweisen.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass durch die Zulegierung der Mikrolegierungselemente Niobium und/oder Vanadium und/oder Molybdän eine optimal mögliche Teilchenhärtung in Form von Karbiden, 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 Austenitkorns durch Einlagerung von feinen Ausscheidungen wie Aluminium-Nitride sowie Karbide, Nitride, und/oder Karbonitride insbesondere der Mikrolegierungselemente Nobium und Vanadium erfolgt und zwar in Teilchenmenge von 20 x 106 pro mm2 und in Teilchendurchmesser von 100 bis 200 Ä, wobei höchstmögliche Umformungsgrade und Geschwindigkeiten nebst niedrigstmöglicher Endwalztemperatur eingesetzt werden.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass durch eine Rekristallisations-Verzögerung Anteile von nicht rekristallisiertem Austenit während den niedrigen Endwalztemperaturen verformt werden, woraus sich langgestreckte Körner und damit stark vergrösserte Austenitkorn-Oberflächen ergeben, 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 Festigkeitssteigerung sowohl durch Feinkorn- als auch durch Teilchen- härtung ergibt.
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 ö-a-Umwandlung zu tieferen Temperaturen verschoben wird.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass durch Zulegieren eines erhöhten Mangangehalts im Rahmen der vorgegebenen Richtanalyse eine angestrebte Kornverfeinerung und sodann gleichzeitig durch Mischkristall-Verfestigung und verstärkte Aushärtung eine optimale Festigkeitssteigerung gewährleistet wird.
19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass durch steigende Mangan-Gehalte gleichzeitig eine optimale Verzögerung der angestrebten Austenit-Umwandlung und dadurch die optimale Feinkornbildung gewährleistet wird.
20..Verfahren nach Anspruch 18 oder 19, dadurch gekennzeichnet, dass durch steigende Mangan-Gehalte gleichzeitig die angestrebte Rekristallisationsverzögerung gewährleistet wird und zwar durch Verschiebung der ö-a-Umwandlung zu tiefereren Temperaturen und Einstellen der niedrigstmöglichen Endwaiz-Temperatur sowie gleichzeitige Anwendung der thermomechanischen Behandlung.
21. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass durch einen erhöhten Mangan-Gehalt die optimale Ausscheidung von Teilchen und damit optimale Wirkung der Teilchenhärtung zur maximalmöglichsten Festigkeitssteigerung gewährleistet wird.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 21, dadurch gekennzeichet, dass durch erhöhten Mangan-Gehalt und gleichzeitigem Vorhandensein von Niobium und Vanadium sowie Perlitarmut auch der verfestigende und damit festigkeitssteigernde 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 Kornwachstums beim Vorwärmen im Stossofen od.dgl. erhöhte Aluminium-und Stickstoff-Gehalte im Rahmen der vorgegebenen Richtanalyse eingesetzt werden, wobei bei diesem Verfahren zu diesem Zwecke eine Teilchenmenge von 20 x 106 pro mm2 und ein Teilchendurchmesser von 100 bis 200 Ä 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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