WO1995015405A1 - Armierungs-, maschinen-, apparate- und metall- baustähle in feinkorn-güte mit stabiler korrosions-schutzschicht - Google Patents

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WO1995015405A1
WO1995015405A1 PCT/CH1994/000228 CH9400228W WO9515405A1 WO 1995015405 A1 WO1995015405 A1 WO 1995015405A1 CH 9400228 W CH9400228 W CH 9400228W WO 9515405 A1 WO9515405 A1 WO 9515405A1
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steels
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structural steel
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Max-Willy Tischhauser
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Tischhauser Max Willy
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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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper

Definitions

  • the present invention relates to steels which are used in reinforced structures as well as in machine, apparatus and metal construction.
  • the invention relates to structural steels with corrosion-resistant and improved mechanical and technological properties.
  • structural steels Reinforcing steels and steels which are used in machine, apparatus and metal construction are referred to below as structural steels.
  • Structural steels as mentioned here usually have strengths of less than 700N / mm2, mostly around 500 N / mm 2 . They should be as cheap as possible and still generally have a certain corrosion resistance. Reinforcement steels commonly used today are unalloyed steels with a carbon content of 0.15 to 0.25% by weight of carbon.
  • steels with an average higher carbon content are generally used, for example unalloyed steels with carbon contents of 0.80 to 1.10% by weight or light or medium alloy steels with carbon contents from 0.20 to 0.60% by weight.
  • the goal was achieved by providing copper-containing and for this purpose lightly alloyed steels, which under corrosive conditions can form a dense, stable and therefore not a porous, but rather an impermeable corrosion protection layer.
  • these steels of reinforcement, machine, apparatus and metal construction according to the invention contain approx. 1.5, but preferably approx.
  • the steels contain the aforementioned Application range is preferably 1.5 to 1.8% by weight of manganese to improve the saltability in the presence of copper. In the chemical composition according to the invention, however, manganese also brings about a considerable grain refinement, which further improves the
  • the carbon content is preferably from
  • reinforcing steels in cooperation with the carbonation of the concrete can form a highly desired roughness of the surface corrosion layer to improve the adhesion of the concrete, especially since the corrosion protection layer formed is very dense and stable and therefore in its thickness remains very limited compared to the usual surface corrosion layer, which increases the liability of the concrete even more, but prevents chipping.
  • the additional alloying elements are preferably used together, according to the piece analysis as a whole:
  • Alloying the above-mentioned elements for example up to the total amounts indicated as preferred above, enables any known standard steels to be formed to form a corrosion protection layer.
  • Such alloyed steels are suitable for the production of any steel parts such as rods, profiles, sheets, strips, circular and square tubes as well as springs, screws, nuts and chains.
  • Such structural steels according to the invention are preferably produced using a process which also forms the subject of this invention.
  • the preferred chemical composition indicated above is a highly preferred piece analysis of the starting material to be used for this process.
  • This primary material is produced by melting and metallurgical treatment, preferably desulfurization, vacuum / ladle treatment, in a known manner and is to have the appropriate composition according to the invention in its piece analysis. Very high qualities can be achieved by means of this method.
  • the temperature The course of time of six variants of the method according to the invention and the fine grain formation are shown in the figures.
  • FIG. 1 shows the temperature / time profile of a method for the production of structural steel of higher strength without the degree of dissolution of the microalloy elements during reheating
  • FIG. 2 shows the temperature / time profile of a preferred method for the production of structural steel of high strength with degree of solution the microalloy elements during reheating
  • FIG. 3 shows the temperature / time profile of a process for the production of structural steel of high strength without the degree of dissolution of the microalloying elements during reheating
  • FIG. 4 shows the temperature / time profile of a preferred method for the production of structural steel of the highest strength with degree of solution of the micro-alloying elements during reheating
  • FIG. 5 shows the temperature / time profile of a method for the production of structural steel of extremely high quality without the degree of dissolution of the microalloying elements during reheating
  • FIG. 6 shows the temperature / time profile of a preferred method for the production of structural steel of the highest strength (best quality) with a degree of dissolution of the microalloying elements during reheating
  • FIG. 7 shows micrographs of the structural state before rolling (left), a holding time at 1000 ° C. for 1 hour and quenched in water (1000 ° C./1 hour / water) (right) at 100 times (top) ) and 500x (bottom) magnification added,
  • FIG. 8 shows micrographs of the raw rolling state with the presence of a submicroscopic excretion in FIG. 8A and magnification
  • FIG. 8B 10,000x magnification
  • FIG. 9 shows micrographs of quenched steel (1000 ° C./1 hour / water) with the presence of an enlarged submicroscopic excretion
  • FIG. 10 shows micrographs of quenched steel (1,100 ° C./1 hour / water), which illustrate the increasing excretion of the submicroscopic excretion and the increase in the grain size, where FIG. 10A at a magnification of 1,000 and FIG. 10B at a magnification of 10,000.
  • a reheat stick normally
  • Cooling area preferably slow cooling in the cooling bed
  • Rapid cooling e.g. Quenching in water, after rolling from 850 ° C to 550 ° C with subsequent slow or delayed cooling
  • the processes have in common that the primary material (billet), after reheating, is subjected to a normal rolling process at corresponding normal rolling temperatures between about 1080 and about 850 ° C. (area D in the figures), followed by Quiet cooling in bed while avoiding controlled rolling or thermomechanical treatment to ensure an economically advantageous process.
  • the primary material (billet) is first heated to over 950 ° C (areas A + B in the figures). This heating is preferably carried out at two different speeds, ie first it is normal to about 850 ° C. (A), then more slowly to over 1000 ° C (B), generally heated to approx. 1050 ° C to 1080 ° C.
  • the steel is then subjected to a rolling process in the temperature range from approximately 1080 ° C. to approximately 850 ° C. (region D in the figures). In the process of producing higher strength
  • Grades (cf. FIG. 1), the steel is subjected to a normal rolling process (D) in the temperature range from 1050 to 1080 ° C. to approximately 850 ° C.
  • the steel is e.g. brought to the dissolving temperature in two stages (in particular quickly to 850 ° C. and then slowly to approx. 1065 ⁇ 15 ° C.) and held there for a sufficiently long time to dissolve the microalloying elements (at approx. 1080 ° C. approx. 60 Min.), Whereupon it is in the temperature range of 1050 ° C, max. 1080 ° C, up to about 900 ° C subjected to a normal rolling process (see FIG. 2).
  • the manufacturing process for high-strength and high-strength grades differs from that for higher-strength grades by the rolling temperature.
  • rolling is carried out at lower rolling temperatures above 850 ° C., in particular in the range from approximately 980 ° C. to approximately 850 ° C. (FIGS. 3 and 4, F and D), using the fine-grain and the mixed-crystal solidification effects which are inherent in the present chemical composition according to the invention and are characteristic of these.
  • the cooling from about 850 ° C. to ambient temperature can take place slowly in still air or, preferably, with a delay, the precipitation hardening being additionally supported and raised by the delay (cf. FIGS. 1-4, E).
  • Holding is maintained len to complete for their solution to Mischkristal ⁇ and rolling from about 950 ° C to about 850 C C is performed (see FIG. 4).
  • High-strength grades can also be produced if the steel is initially cooled to approx. 980 ° C (Fig. 5, F) due to its chemical composition in the temperature range from 1080 ° C (Fig. 5, F) and the rolling process from this temperature to approx. 850 ° C (FIG. 5, D) is carried out, and that for high-strength grades in a characteristic rolling process with as few passes as possible, high degree of deformation and high speed, whereby both fine-grain and mixed-crystal solidification Effects are used, followed and supported by the high effect of the precipitation hardening, in particular caused by copper, by quenching the steel from the final rolling temperature of approx. 850 ° C. to approx. 550 ° C. (FIG.
  • the melt can also be produced in a conventional electric arc furnace, preferably with subsequent vacuum degassing / ladle metallurgy.
  • Steels according to the invention are referred to below as TI-COR.
  • FIGS. 1 to 6 The temperature / time profile of different variants of structural steel with the same heating but different rolling characteristics is shown in FIGS. 1 to 6.
  • Structural steel of higher strength was obtained by rolling between approximately 1080 ° C. and approximately 860 ° C., the range of fine-grain and mixed crystal strengthening taken into account according to the invention.
  • This steel obtained according to the temperature profile according to FIG. 1 has the properties listed in Table 2.
  • Structural steel of high strength was obtained by rolling between 980 ° C and 870 ° C, the area of increased fine grain and mixed crystal strengthening taken into account according to the invention.
  • This steel produced according to the temperature profile shown in FIG. 3 has the high mechanical properties according to Table 3:
  • Structural steel of the highest strength was obtained by rolling between 980 and 870 ° C, the range of increased fine-grain and mixed crystal solidification taken into account according to the invention, followed by rapid cooling / quenching from 850 ° C to 550 ° C, the range of the additionally high effect of Precipitation solidification, in particular by copper, followed by a calm and / or delayed cooling to reinforce the high precipitation-strengthening effect introduced by the preceding quenching, which is based on the temperature / time profile of FIG ⁇ provided steel with the following mechanical properties (Table 4):
  • the method is carried out with the conditions given in the temperature / time profiles according to FIGS. 2, 4 and 6, ie with two-stage heating, first quickly to 850 ° C., then slowly to 1080 ° C. and then dwell time at 1080 ° C (for about 1 hour), the micro-alloy elements dissolve completely into mixed crystals.
  • the results obtained greatly improve.
  • the tensile strength and the yield strength are at least doubled from the values given in Table 2-4.
  • the toughness properties are also improved.
  • the tensile strength is, for example, at least 2250 N / mm 2 with correspondingly improved ductility values.

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Abstract

Durch Zulegierung von Kupfer, und vorzugsweise Mangan, kann bewirkt werden, dass Baustahl eine Korrosions-Schutzschicht ausbildet, die dicht, stabil und nicht porös ist und dem Stahl dadurch Korrosionsbeständigkeit verleiht. Solcher Stahl ist gewöhnlich zudem schweissbar und kann durch Zusatz weiterer Legierungselemente sprödbruchsicher bis mindestens -40 DEG C gemacht werden. Ferner werden Verfahren zur Herstellung solcher Stähle in normalfesten, höherfesten und hochfesten Güten sowie bevorzugte Verwendungen beschrieben.

Description

Armierungs-, Maschinen-, Apparate- und Metall-Baustähle in Feinkorn-Güte mit stabiler Korrosions-Schutzschicht
Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft Stähle, die bei armierten Bauwerken sowie im Maschinen-, Appara¬ te- und Metallbau Verwendung finden. Insbesondere be- trifft die Erfindung Baustähle mit korrosionsresistenten sowie verbesserten mechanischen und technologischen Eigenschaften.
Armierungsstähle sowie Stähle, die im Maschi¬ nen-, Apparate- und Metallbau Verwendung finden, werden in der Folge als Baustähle bezeichnet.
Stand der Technik
Baustähle wie sie hier angesprochen sind ha- ben üblicherweise Festigkeiten von weniger als 700N/mm2, meist um 500 N/mm2. Sie sollten möglichst billig sein und trotzdem in der Regel eine gewisse Korrosionsbeständig¬ keit aufweisen. Heute üblicherweise verwendete Armie¬ rungsstähle sind unlegierte Stähle mit einem Kohlenstoff- gehalt von 0,15 bis 0,25 Gew.-% Kohlenstoff.
Im Maschinen-, Apparate- und Metallbau werden im allgemeinen Stähle mit im Mittel höherem Kohlenstoff¬ gehalt verwendet, beispielsweise unlegierte Stähle mit Kohlenstoffgehalten von 0,80 bis 1,10 Gew.-% resp. leicht- oder mittellegierte Stähle mit Kohlenstoffge¬ halten von 0,20 bis 0,60 Gew.-%.
Diese Baustähle sind aber nicht ausreichend korrosionsbeständig für die meisten der heute vorherr¬ schenden Anspruchsformen. Jährlich treten durch Korrosion z.B. von Armierungsstählen Schäden an Bauwerken auf, die nur mit grossem Aufwand behoben werden können oder zum Abbruch des Bauwerks führen, da bei einer Sanierung - so- fern möglich - zuerst der Beton von den schadhaften Ar¬ mierungen entfernt, diese darauf ersetzt und anεchlies- send abermals mit Beton, meist im Verbund mit Spezial- mörtel umgeben werden müssen. Bei einer Sanierung bzw. beim abermaligen Auftrag von Beton/Spezialmörtel sind zu¬ sätzliche Spannungen innerhalb des sanierten Bauwerks kaum zu vermeiden. Die Kosten für solche Sanierungsar¬ beiten erreichen beispielsweise in den USA Milliardenhöhe und würden, im Falle der Sanierung aller Highway-Bauwerke z.B., das US-Brutto-Sozial-Produkt weit überschreiten.
In technologischer Hinsicht wurden schon ver¬ schiedene Versuche und Anläufe unternommen, um die Korro¬ sion von Baustählen, insbesondere auch Armierungsstählen zu verhindern. Einerseits wurde der Einsatz sogenannt witterungsbeständiger Stähle, d.h. Stähle mit einem Kupfergehalt von 0,2 bis 0,4 Gew.-% Cu versucht, z.B. sog. Corten-Stähle. Diese Stähle haben sich aber als nicht ausreichend korrosionsbeständig erwiesen und zwar wegen der Porosität der gebildeten Korrosions-Schicht. Ein anderer Ansatz zur Lösung des Korrosionsproblems ist die Beschichtung der verwendeten Stahlteile mit Farben, metallischen Ueberzügen oder Ueberzügen aus Kunststoffen, beispielsweise Epoxidharzen. Solche Beschichtungen bieten aber keinerlei Schutz gegen Korrosion im Falle lokaler, mechanischer Beschädigung des Ueberzugs, z.B. bei Her¬ stellung, Transport, Lagerung, Handhabung oder Anwendung. Deshalb müssen solche beschichtete Stahlteile absolut un¬ beschädigt eingesetzt werden, was bei deren Verwendung nebst Massnahmen zu deren Schutz auch grosse Sorgfalt er- fordert und deshalb den Verarbeitungsprozess erheblich verlangsamt, behindert und damit verteuert, ganz abge¬ sehen davon, dass schon die Beschichtung sehr konstenin- tensiv anfällt.
Aus dem Edelstahlbereich sind bereits soge- nannt korrosionsbeständige Stähle bekannt. Bei diesen handelt es sich in allen Fällen fast ausschliesslich um Chrom-, Chrom-Nickel- oder Chrom-Nickel-Molybdän-Stähle. Diese sind um ein Vielfaches teurer als beschichtete Stähle und kommen deshalb als gewöhnliche Baustähle nicht infrage. Ausserdem sind diese Stähle auch bei gewissen Umgebungs-, bzw. Korrosionsbedingungen, Arten des Korro- sions-Mediums, Konzentrationen, Drücken und Temperaturen, nicht beständig und daher ungeeignet. Aus EP 198 024 ist ein chromfreier Spannstahl bekannt, dessen für einen Spannstahl wichtigen Eigenschaften, wie Festigkeit, Sprödbruch-Sicherheit und Korrosionsbeständigkeit, durch Zulegieren diverser Elemente sowie mittels eines speziel¬ len Verfahrens der thermomechanischen Behandlung verbes¬ sert wurden.
Darstellung der Erfindung
Aufgabe der vorliegenden Erfindung war es nun im Baustahlbereich Stähle bereitzustellen, die eine, bei¬ spielsweise bei Armierungsstählen dringend angestrebte, dichte und stabile nicht poröse Korrosions-Schutzschicht, vorzugsweise bei gleichzeitiger Schweissbarkeit aufweisen und sich in den Herstellungskosten nicht wesentlich von den üblicherweise verwendeten Baustählen unterscheiden, u.a. durch Vermeidung einer bei Spannstählen bekannten thermomechanischen Behandlung. Das Ziel wurde erreicht durch Bereitstellen von kupferhaltigen, und zu diesem Zweck leicht legierten Stählen, die unter korrosiven Bedingungen eine dichte, stabile und deshalb nicht wie bisher eine poröse, sondern eine undurchlässige Korrosions-Schutzschicht ausbilden können. Insbesonders enthalten diese erfindungsgemässen Stähle des Armierungs-, Maschinen-, Apparate- und Metall¬ baus ca. 1,5, bevorzugt aber ca. 2,0 Gew.-% Kupfer in gelöstem Zustand. Dieser Kupfergehalt ist essentiell für die Ausbildung einer dichten, stabilen und deshalb nicht porösen, undurchlässigen Korrosions-Schutzschicht und somit für eine bedeutende Anhebung der Korrosionsbestän¬ digkeit. Ferner enthalten die Stähle des vorerwähnten Anwendungs-Bereichs vorzugsweise 1,5 bis 1,8 Gew.-% Man¬ gan zur Verbesserung der alzbarkeit in Gegenwart von Kupfer. In der erfindungsgemässen chemischen Zusammen¬ setzung bewirkt Mangan aber auch eine erhebliche Korn- Verfeinerung, die eine zusätzliche Verbesserung der
Korrosionsbeständigkeit gewährleistet, sowie eine spür¬ bare Erniedrigung der Uebergangs-Temperatur zum Spröd- bruch und somit eine erhebliche Verbesserung der Spröd- bruch-Sicherheit bei tieferen Temperaturen. Der Kohlenstoffgehalt beträgt bevorzugt von
0,05 bis 0,2 Gew.-%. Mit abnehmendem Kohlenstoffgehalt wird im Zusammenwirken mit den erfindungsgemässen Legie¬ rungselementen über die Feinkornbildung eine Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit sowie der Sprödbruch-Sicher- heit erzielt. Daneben resultiert zudem verbesserte Schweissbarkeit.
Dank der speziellen Zusammensetzung dieser Stähle können beispielsweise Armierungsstähle im Zusam¬ menwirken mit der Karbonatisierung des Betons eine höchst erwünschte Rauhigkeit der Oberflächen-Korrosionsschicht bilden zur Verbesserung der Haftbarkeit des Betons, zumal die gebildete Korrosions-Schutzschicht sehr dicht und stabil ist und daher in ihrer Dicke gegenüber der übli¬ chen Flächen-Korrosionsschicht sehr beschränkt bleibt, wodurch die Haftbarkeit des Betons noch gesteigert, ein Abplatzen jedoch vermieden wird.
Im Gegensatz zur bekannten Korrosionsschicht ist diejenige der erfindungsgemässen Stähle allerdings so dicht, dass korrosionswirksame Stoffe nicht durch diese Korrosions-Schutzschicht hindurchdringen können, wodurch der darunterliegende Stahl absolut korrosionsgeschützt ist und bleibt.
Durch das Zulegieren von Kupfer, in löslichen Mengen von üblicherweise max. 2,0 Gew.-%, wird gleich- zeitig dessen homogene Verteilung über den ganzen Stahl¬ querschnitt gewährleistet. Dies bewirkt, dass sich auch eine lokale mechanische Beschädigung nicht weiter korro- sionsbildend auswirken kann. Ganz im Gegenteil, denn Kupfer - wie Chrom bei korrosionsbeständigen Stählen - hat eine selbstregenerierende Eigenschaft und bildet auch bei Beschädigung an der beschädigten Stelle sofort wieder eine erneute Korrosions-Schutzschicht, da Kupfer, im Ge¬ gensatz zu Beschichtungen, über den ganzen -Querschnitt homogen verteilt und wirksam ist.
Durch das Zulegieren von weiteren Elementen wie Niob, Vanadium und Molybdän, bevorzugt in den unten angegebenen Mengen, sowie die gezielte Dosierung von Alu¬ minium und Stickstoff, die in ihrem Zusammenwirken die Löslichkeit und homogene Verteilung des Kupfers über den ganzen Querschnitt gewährleisten, erhöht sich auch, über die Zugfestigkeit und eine erhöhte Fliessgrenze (Streck- grenze), das sog. Streckgrenzen-Verhältnis und damit die Duktilitäts-Eigenschaften (Dehnung) dieser Stähle. Gleichzeitig verbessert sich damit auch zusätzlich die Sprödbruch-Sicherheit dieser Stähle bis zu tiefen Tem¬ peraturen von mind. ca. -40°C, oft sogar -60°C, womit sich der sichere Anwendungsbereich dieser Stähle ganz erheblich erweitert.
Um die optimalste Wirksamkeit des erfindungs¬ gemässen Stahls hinsichtlich Korrosionsbeständigkeit, me¬ chanischen, physikalischen und technologischen Eigen- Schäften zu gewährleisten, werden die zusätzlichen Legie¬ rungselemente bevorzugt gemeinsam eingesetzt und zwar ge¬ mäss Stückanalyse gesamthaft wie folgt:
Kupfer 1,50 bis 2,00 Massen-%
Kohlenstoff 0,05 bis 0,20 Massen-%
Mangan 1,50 bis 1,80 Massen-%
Silizium 0,30 bis 0,50 Massen-%
Niobium (Columbium) 0,04 bis 0,06 Massen-% Vanadium 0,035 bis 0,05 Massen-%
Molybdän 0,30 bis 0,50 Massen-%
Aluminium 0,04 bis 0,06 Massen-%
Stickstoff 0,015 bis 0,02 Massen-% Phosphor _ 0,03 Massen-%
Schwefel _ 0,02 Massen-%
Rest Eisen und Begleitelemente.
Durch Zulegieren der obengenannten Elemente, beispielsweise bis zu den oben als bevorzugt angegebenen Gesamtmengen, können beliebige, bekannte Normstähle zur Ausbildung einer Korrosions-Schutzschicht befähigt wer¬ den. Solche zulegierten Stähle eignen sich für die Her- Stellung beliebiger Stahlteile wie beispielsweise Stäbe, Profile, Bleche, Bänder, kreisförmige und eckige Rohre sowie Federn, Schrauben, Muttern und Ketten.
Die Herstellung solcher erfindungsgemässer Baustähle erfolgt vorzugsweise mit einem ebenfalls Ge- genstand dieser Erfindung bildenden Verfahren.
Die oben angegebene, bevorzugte chemische Zu¬ sammensetzung ist eine stark bevorzugte Stückanalyse des zu diesem Verfahren einzusetzenden Vormaterials. Dieses Vormaterial wird durch Schmelzen und metallurgische Be- handlung, bevorzugt Entschwefelung, Vakuum-/Pfannenbe- handlung, auf bekannte "Weise hergestellt und soll in seiner Stückanalyse die entsprechende, erfindungsgemasse Zusammensetzung aufweisen. Mittels dieses Verfahrens lassen sich sehr hohe Güten erzielen. Der Temperatur-/Zeitverlauf von sechs Varian¬ ten des erfindungsgemässen Verfahrens, sowie die Fein¬ kornausbildung sind in den Figuren dargestellt.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Figur 1 zeigt den Temperatur-/Zeit-Verlauf eines Verfahrens für die Herstellung von Baustahl höher¬ fester Güte ohne Lösungsgrad der Mikrolegierungselemente beim Wiedererwärmen, Figur 2 zeigt den Temperatur-/Zeit-Verlauf eines bevorzugten Verfahrens für die Herstellung von Baustahl hochfester Güte mit Lösungsgrad der Mikro¬ legierungselemente beim Wiedererwärmen, Figur 3 zeigt den Temperatur-/Zeit-Verlauf eines Verfahrens für die Herstellung von Baustahl hoch¬ fester Güte ohne Lösungsgrad der Mikrolegierungselemente beim Wiedererwärmen, Figur 4 zeigt den Temperatur-/Zeit-Verlauf eines bevorzugten Verfahrens für die Herstellung von Bau¬ stahl höchstfester Güte mit Lösungsgrad der Mikrolegie¬ rungselemente beim Wiedererwärmen,
Figur 5 zeigt den Temperatur-/Zeit-Verlauf eines Verfahrens für die Herstellung von Baustahl höchst¬ fester Güte ohne Lösungsgrad der Mikrolegierungselemente beim Wiedererwärmen,
Figur 6 zeigt den Temperatur-/Zeit-Verlauf eines bevorzugten Verfahrens für die Herstellung von Baustahl höchstfester Güte (beste Qualität) mit Lösungs¬ grad der Mikrolegierungselemente beim Wiedererwärmen,
Figur 7 zeigt Mikrographien des Gefüge-Zu- stands vor dem Walzen (links), einer Haltezeit auf 1000°C während 1 Stunde und abgeschreckt in Wasser (1000°C/1 Std./Wasser) (rechts) bei 100-facher (oben) und 500- facher (unten) Vergrösserung aufgenommen,
Figur 8 zeigt Mikrographien des rohen Walz¬ zustands mit dem Vorhandensein einer submikroskopischen Ausscheidung bei Figur 8A l'OOO facher Vergrösserung und
Figur 8B 10'000 facher Vergrösserung aufge¬ nommen,
Figur 9 zeigt Mikrographien von abgeschreck¬ tem Stahl (1000°C/1 Std./Wasser) mit dem Vorhandensein einer vergrösserten submikroskopischen Ausscheidung bei
Figur 9A l'OOO facher Vergrösserung und
Figur 9B 10'000 facher Vergrösserung aufge¬ nommen, und
Figur 10 zeigt Mikrographien von abgeschreck- tem Stahl (1'100°C/1 Std./Wasser) , welche das zunehmende Ausscheiden der submikroskopischen Ausscheidung und die Zunahme der Korngrösse veranschaulichen, wobei Figur 10A bei l'OOO facher Vergrösserung und Figur 10B bei 10'000 facher Vergrösserung aufgenommen wurden.
In den Figuren 1 bis 6 bedeuten die markier- ten Bereiche
A Wiedererwärmen Knüppel normal
B gegebenenfalls Wiedererwärmen Knüppel langsam, um Legierungselemente besser in
Lösung zu bringen
C Haltezeit auf Lösungstemperatur während einer Zeit, die vorzugsweise eine Teilchengrösse von 10 bis 20 n ergibt und eine Teilchenmenge von 20 x 10* /mm2
D Walzbereich
E Kühlbereich, vorzugsweise langsame Abküh- lung im Kühlbett
F Abkühlung aus Lösetemperatur bis auf Walz- anfangstemperatur G rasche Abkühlung, z.B. Abschrecken in Was¬ ser, nach Walzen aus 850° C auf 550° C mit anschliessender langsamer oder verzögerter Auskühlung
Wege zur Ausführung der Erfindung Den Verfahren gemeinsam ist, dass das Vor¬ material (Knüppel) nach Wiederwärmen einem normalen Walz¬ vorgang bei entsprechend normalen Walztemperaturen zwi- sehen etwa 1080 und etwa 850°C (Bereich D in den Figuren) unterzogen wird mit anschliessender ruhiger Abkühlung im Bett unter Vermeidung eines kontrollierten Walzens, bzw. einer thermomechanisehen Behandlung und zwar zur Gewähr¬ leistung eines wirtschaftlich vorteilha ten Verfahrens. Das Vormaterial (Knüppel) wird zuerst auf über 950°C (Bereiche A + B in den Figuren) aufgeheizt. Vorzugsweise erfolgt dieses Aufheizen mit zwei unter¬ schiedlichen Geschwindigkeiten, d.h. zuerst wird normal auf etwa 850°C (A), anschliessend langsamer auf über 1000°C (B), allgemein auf ca. 1050°C bis 1080°C, aufge¬ heizt. Während dieser Aufheizphase geht bereits ein Teil der Mikrolegierungselemente, zum Beispiel V, Nb in Lö¬ sung. Es ist vorteilhaft, den Stahl zum Zwecke des voll- ständigen Lösens der vorhandenen Mikrolegierungselemente während einer Zeit, die vorzugsweise der notwendigen Lö¬ sungszeit von ca. 60 Min. bei 1050-1080°C für Stabstahl 16 mm rund entspricht, auf über 1000°C, vorzugsweise im Bereich von 1050°C bis 1080°C, speziell bevorzugt bei et- wa 1080°C zu halten (Bereich C in den Figuren). Bei die¬ ser Temperatur ist es möglich eine bevorzugte Teilchen- grösse von 10 bis 20 nm und eine Teilchenmenge von 20 x 10^/mm2 zu erreichen. Oberhalb von ca. 1090°C ist das Korngrössenwachstum stark beschleunigt, so dass das Ar- beiten oberhalb dieser Temperatur kritisch wird und vor¬ zugsweise zu vermeiden ist.
Der Stahl wird anschliessend im Temperaturbe¬ reich von ca. 1080°C bis ca. 850°C einem Walzvorgang un¬ terzogen (Bereich D in den Figuren) . Beim Verfahren zur Herstellung höherfester
Güten (vgl. Fig. 1) wird der Stahl im Temperaturbereich aus 1050 bis 1080°C bis etwa 850°C einem normalen Walz¬ vorgang (D) unterzogen.
Mit der erfindungsgemässen chemischen Stahl- Zusammensetzung und Walzen direkt ab Lösetemperatur las¬ sen sich aber auch hochfeste Güten herstellen. Dafür wird der Stahl z.B. zweistufig auf die Lösetemperatur gebracht (insbesonders rasch auf 850°C und dann langsam auf ca. 1065 ± 15°C) und dort während einer ausreichend langen Zeit gehalten, um die Mikrolegierungselemente in Lösung zu bringen (bei ca. 1080°C ca. 60 Min.), worauf er im Temperaturbereich von 1050°C, max. 1080°C, bis etwa 900°C einem normalen Walzvorgang unterzogen (vgl. Figur 2).
Mit der erfindungsgemässen chemischen Stahl- Zusammensetzung lassen sich aber auch durch Aenderungen der Walzbedingungen hochfeste und höchstfeste Güten her¬ stellen. 00228
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Das Herstellungsverfahren für hochfeste und höchstfeste Güten unterscheidet sich von demjenigen für höherfeste Güten durch die Walztemperatur.
Für hochfeste Güten, bzw. höhere Festigkeits- bereiche und -Eigenschaften und damit verbesserte mecha¬ nische Eigenschaften wird erfindungsgemäss bei tieferen Walztemperaturen aber oberhalb von 850°C, insbesondere im Bereich von etwa 980°C bis etwa 850°C gewalzt (Figuren 3 und 4, F und D), wobei die Feinkorn- sowie die Mischkri- stall-Verfestigungs-Wirkungen genutzt werden, die bei der vorliegenden, erfindungsgemässen chemischen Zusammen¬ setzung inhärent und für diese kennzeichnend sind.
Das Auskühlen von etwa 850°C bis Umgebungs¬ temperatur kann langsam an ruhender Luft oder Vorzugs- weise auch verzögert erfolgen, wobei durch die Verzöge¬ rung die Ausscheidungs-Verfestigung zusätzlich unter¬ stützt und angehoben wird (vgl. Fig. 1-4, E).
Es können auch bis höchstfeste Güten herge¬ stellt werden, indem das zweistufige Aufheizen auf die Lösetemperatur der Mikrolegierungselemente und dortige
Halten bis zu deren vollständigen Lösung zu Mischkristal¬ len eingehalten wird und das Walzen ab ca. 950°C bis ca. 850CC erfolgt (vgl. Figur 4).
Es können auch höchstfeste Güten hergestellt werden, wenn der Stahl aufgrund seiner chemischen Zusam¬ mensetzung im Temperaturbereich aus 1080°C vorerst auf ca. 980°C abgekühlt wird (Fig. 5, F) und aus dieser Tem¬ peratur der Walzvorgang bis ca. 850°C (Fig. 5, D) vorge¬ nommen wird und zwar für höchstfeste Güten in einem kenn- zeichnenden Walzvorgang mit möglichst wenigen Stichen, hohem Verformungsgrad und hoher Geschwindigkeit, wodurch sowohl die Feinkorn- als auch die Mischkristall-Verfesti¬ gungs-Wirkungen genutzt werden, gefolgt und unterstützt von der hohen Wirkung der Ausscheidungs-Verfestigung, insbesondere durch Kupfer bewirkt, indem der Stahl aus der Walz-Endtemperatur von ca. 850°C auf ca. 550°C abge¬ schreckt wird (Fig. 5, G), anschliessend an ruhender Luft oder vorteilhafterweise verzögert abgekühlt wird, wodurch die Ausscheidungs-Verfestigung noch wesentlich unter¬ stützt und verstärkt wird. Auch diese Güte wird noch ver¬ bessert, wenn das zweistufige Aufheizen auf die Lösungs- temperatur der Mikrolegierungselemente und dortige Halten bis zu deren vollständigen Lösung zu Mischkristallen ein¬ gehalten wird (vgl. Figur 6).
Die Erfindung wird in der Folge anhand eines Beispiels näher erläutert: Die nachstehend aufgeführten Resultate beru¬ hen auf einer Schmelze, die in einem Induktions-Hochfre- quenz-Elektro-Ofen mit Verdeckung zwecks möglicher Entga¬ sung mit Argon-Schutzgas hergestellt wurde und folgende chemische Zusammensetzung in der Stückanalyse aufwies:
Kohlenstoff 0,073 %
Kupfer 1,820 %
Mangan 1,740 %
Silizium 0,341 % Niobium 0,038 % (Columbium, amerik. )
Vanadium 0,043 %
Molybdaen 0,402 %
Aluminium 0,048 %
Stickstoff 0,020 % Phosphor J_ 0,0020 %
Schwefel 0,0023 %
Die Schmelze kann aber auch in einem herkömm¬ lichen Lichtbogen-Elektro-Ofen hergestellt werden, vor- zugsweise mit anschliessender Vakuum-Entgasungs/Pfannen- Metallurgie. Erfindungsgemasse Stähle werden in der Folge als TI-COR bezeichnet.
Die Feinkorn-Ausbildung bei verschiedenen Austenitisierungs-Temperaturen und Vergrösserungen zeigen die mikrographischen Aufnahmen in den Figuren 7 bis 10. Der Einfluss der Austenitisierungs-Temperatur auf die Korngrösse ist in der folgenden Tabelle 1 darge¬ stellt:
Tabelle 1
TI-COR-Stahl, Entwicklung der Korngrösse im Zusammenhang mit der Austenitisierungs-Temperatur
Behandlung Korngrösse gemäss NFA 04 - 102
(= ASTM 112)
950°C/1 Std./Wasser 7 - 8
1000°C/1 Std./Wasser 7 - 8
1050°C/1 Std./Wasser 7 - 8
1100°C/1 Std./Wasser 7 + Körner 2-4 an der
Peripherie 1150°C/1 Std./Wasser 2-3 mit grossen Körnern bis 0
Dies zeigt, dass bei der erfindungsgemäss er¬ mittelten chemischen Zusammensetzung zu den angestrebten Zwecken die Austenitisierungs-Temperatur bei max. ca. 1080°C gehalten werden sollte, um eine Feinkorn-Grösse von 7-8 nach ASTM 112 (= NF A 04-102) zu gewährleisten und um eine rasche anschliessende Kornvergröberung bei höheren Temperaturen zu verhindern bei gleichzeitig optimalem Lösungsgrad der zu den angestrebten Zwecken eingesetzten Mikro-Legierungs-Elemente.
Der Temperatur-/Zeitverlauf verschiedener Va¬ rianten von Baustahl mit gleicher Aufheiz- aber unter¬ schiedlichen Walzcharakteristika, ist in den Figuren 1 bis 6 dargestellt. Baustahl höherfester Güte wurde durch Walzen zwischen ca. 1080°C und ca. 860°C, dem Bereich der erfin¬ dungsgemäss berücksichtigten Feinkorn- und Mischkristall- Verfestigung, erhalten. Dieser gemäss dem Temperaturpro¬ fil entsprechend Figur 1 erhaltene Stahl weist die in Ta- belle 2 angeführten Eigenschaften auf. Tabelle 2t Höherfeste Güte
Beispiel 16 mm rund statistisches Mittel aus 100 Proben max min
*m Zugfestigkeit N/mm2 881,3 889 876
Rp0.1 Dehnungsgrenze 0,1% N/mm2 613,5 624 594
Rp0.2 Dehnungsgrenze 0,2% N/mm2 648,7 658 632
A Bruchdehnung % 20,42 20,6 20,1
Z Brucheinschnürung % 62,70 63,0 62,0
E Elastizitätsmodul kN/mm2 210,3 217 205
Frm Höchstzugkraft N 180 270 191 400 171 000
Gleichmassdehnung % 6,32 9,0 4,0
Ag
&„<- Totale Dehnung L_ 200 mm % 6,61 9,5 4,4
Verhältnis Festigkeits-Steigerung DIN 488/TI-COR-Stähle 550/881 N/mm2 = + 337 N/mm2 = 61,3%
Figure imgf000016_0001
Baustahl hochfester Güte wurde durch Walzen zwischen 980°C und 870°C, dem Bereich der erfindungsge- mäss berücksichtigten erhöhten Feinkorn- und Mischkri¬ stall-Verfestigung, erhalten. Dieser gemäss dem in Figur 3 gezeigten Temperaturprofil hergestellte Stahl hat die hohen mechanischen Eigenschaften gemäss Tabelle 3:
Tabelle 3 : Hochfeste Güte
Beispiel 16 mm rund statistisches Mittel aus 100 Proben max min
«m Zugfestigkeit N/mm2 946,2 951 938
Rp0.1 Dehnungsgrenze 0,1% N/mm2 554,9 571 544
Rp0.2 Dehnungsgrenze 0,2% N/mm2 622,5 636 612
A Bruchdehnung % 18,84 19,0 18,7
Figure imgf000018_0001
Z Brucheinschnürung % 57,70 60,0 56,0
E Elastizitätsmodul kN/mm2 202,70 216 193
Fm Höchstzugkraft N 188 490 196 800 183 000
Gleichmassdehnung % 5,95 7,5 4,5
Ag
A«t Totale Dehnung LQ 200 mm % 6,47 7,9 4,9
Verhältnis-Festigkeits-Steigerung DIN 488/TI-COR-Stähle 550/946 N/mm2 = +396 N/mm2 = 72,0 %
Baustahl höchstfester Güte wurde erhalten durch Walzen zwischen 980 und 870°C, dem Bereich der er- findungsgemäss berücksichtigten erhöhten Feinkorn- und Mischkristall-Verfestigung mit anschliessender rascher Abkühlung/Abschrecken aus 850°C auf 550°C, dem Bereich der zusätzlich hohen Wirkung der Ausscheidungs-Verfesti¬ gung, insbesondere durch Kupfer, gefolgt von einer ruhi¬ gen und/oder verzögerten Auskühlung zur Verstärkung der durch das vorausgehende Abschrecken eingeleiteten hohen Ausscheidungs-Verfestigungs-Wirkung, wobei sich für einen gemäss dem Temperatur-/Zeitverlauf von Figur 5 herge¬ stellten Stahl die folgenden mechanischen Eigenschaften (Tabelle 4) ergeben:
Tabelle 4: Höchstfeste Güte
Beispiel 16 mm rund statistisches Mittel aus 100 Proben max min
m Zugfestigkeit N/mm2 1135 1247 1069
pθ.1 Dehnungsgrenze 0,1% N/mm2 863,0 1017 803
pθ.2 Dehnungsgrenze 0,2% N/mm2 925,7 1064 863 Bruchdehnung % 17,0 18,5 15,0 Brucheinschnürung % 62.3 67 59 Elastizitätsmodul kN/mm2 203,50 216 182
m HöchstZugkraft N 222 900 237 000 212 400 Gleichmassdehnung % 4,2 5,5 2,5
vgt Gesamtdehnung L 200 mm % 4,7 6,0 3,0
Vergleich DIN 488/TI-COR 550/1135 N/mm2 *= + 585 N/mm2 = 106,5 %
Figure imgf000020_0001
Figure imgf000020_0002
Wird das Verfahren mit den in den Tempera¬ tur-/Zeitverläufen gemäss den Figuren 2, 4 und 6 ange¬ gebenen Bedingungen durchgeführt, d.h. mit zweistufigem Aufheizen, erst rasch auf 850°C, dann langsam auf 1080°C und anschliessender Verweilzeit bei 1080°C (während ca. 1 Stunde) durchgeführt, so lösen sich die Mikro-Legierungs- Elemente vollständig zu Mischkristallen. Je nach dem, welche Walz-/Abkühlbedingungen gewählt werden (jene nach Figur 2, 4 oder 6), verbessern sich die erhaltenen Resul- täte stark. Für die Zugfestigkeit und die Streckgrenze erhält man mindestens eine Verdoppelung der in Tabelle 2- 4 angegebenen Werte. Die Zähigkeitseigenschaften werden ebenfalls verbessert. Für einen mit dem Temperatur-/Zeit- verlauf gemäss Figur 6 hergestellten Stahl beträgt die Zugfestigkeit z.B. mind. 2250 N/mm2 bei entsprechend verbessserten Werten der Duktilität.

Claims

Patentansprüche
1. Kupferhaitiger Baustahl, dadurch gekenn- zeichnet, dass er unter korrosiven Bedingungen eine sta¬ bile, nicht poröse, undurchlässige Korrosions-Schutz¬ schicht ausbildet.
2. Baustahl nach Anspruch 1, dadurch gekenn¬ zeichnet, dass er ca. 1,50 bis 2,0 Gew.-% Kupfer enthält.
3. Baustahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass er zustäzlich 1,5 bis 1,8 Gew.-% Mangan und 0,05 bis 0,20 Gew.-% Kohlenstoff enthält.
4. Baustahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass er ausserdem Niob und/oder Vanadium und/oder Molybdän enthält.
5. Baustahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass er die folgende Zusammen¬ setzung in der Stückanalyse aufweist
Kohlenstoff 0,05 bis 0,20 Massen-%
Kupfer 1,50 bis 2,00 Massen-%
Mangan 1,50 bis 1,80 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-%
Aluminium 0,04 bis 0,06 Massen-%
Stickstoff 0,015 bis 0,02 Massen-%
Phosphor J_ 0,03 Massen-% Schwefel 0,02 Massen-%
Rest Eisen und Begleitelemente.
6. Verfahren zur Herstellung von Baustahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei ein Vormaterial durch Zulegieren der Legierungselemente hergestellt und anschliessend einer Behandlung unterzogen wird, welche die folgenden Schritte umfasst: a) Aufheizen auf über 1000°C, b) Abkühlen auf etwa 850°C mindestens teil¬ weise unter Walzen, c) langsames und/oder verzögertes Abkühlen auf Raumtemperatur.
7. Verfahren gemäss Anspruch 6, dadurch ge¬ kennzeichnet, dass das Aufheizen in Schritt a) in zwei Schritten erfolgt, erst normal auf ca. 850°C, dann ver¬ langsamtes Aufheizen bis auf Temperaturen zwischen 1000°C und 1090°C, insbesondere 1050°C-1080°C.
8. Verfahren gemäss Anspruch 6 oder 7, da¬ durch gekennzeichnet, dass der Stahl nach Schritt a) und vor Schritt b) bei der Temperatur von über 1'000°C, ins- besonders 1050-1080°C, gehalten wird, bis zur vollstän¬ digen Lösung der Mikrolegierungselemente.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis
8, dadurch gekennzeichnet, dass das Walzen in Schritt b) im Temperaturbereich von etwa 1065°C +_ 15 °C bis etwa 900°C erfolgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Walzen im Temperatur¬ bereich von etwa 950°C bis etwa 850°C erfolgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 6-10, dadurch gekennzeichnet, dass das langsame und/oder verzögerte Abkühlen auf Raumtemperatur gemäss Schritt c) ab etwa 850°C erfolgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 6-10, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl direkt nach dem Walzen in Schritt b) aus 850° C rasch auf eine Temperatur von etwa 550°C abgeschreckt wird und dass die langsame Abkühlung gemäss Schritt c) erst ab etwa 550°C einsetzt.
13. Verwendung des Baustahls nach einem der Ansprüche 1 bis 5 als Armierungsstahl oder als Stahl im Maschinen-, Apparate- und Metallbau.
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