VERFAHREN ZUM HERSTELLEN VON SPANNSTÄHLEN

Beschreibung

[0001] Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von hochfesten, schweissbaren, korrosionsbeständigeren und sprödbruchsichereren Spannstählen.

[0002] Gegenwärtig werden Spannstähle in der Regel aus unlegierten, höher kohlenstoffhaltigen Edelbaustählen hergestellt und zwar

[0003] 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

[0004] 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.

[0005] 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.

[0006] 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.

[0007] 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.

[0008] 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.

[0009] 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.

[0010] 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

[0011] 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.

[0012] 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.

[0013] 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.

[0014] 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.

[0015] 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.

[0016] 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.

[0017] 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.

[0018] 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.

[0019] 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.

[0020] 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.

[0021] 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.

[0022] 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.

[0023] 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.

[0024] 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.

[0025] 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.

[0026] 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.

[0027] 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.

[0028] 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.

[0029] 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.

[0030] 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.

[0031] 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.

[0032] 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.

[0033] 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.

[0034] 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:

[0035] Niedrige, feinkornerhaltende Stossofen-Temperatur, insbesondere zur Verhinderung oder Beschränkung der Wiederauflösung von Karbid-, Nitrid- und/oder Karbonitrid-Ausscheidungen,

[0036] Hoher Verformungsgrad mit wenigen Stichfolgen,

[0037] Niedrige Umform-Temperatur,

[0038] Erniedrigung der b-α-Umwandlungs-Temperatur durch beschleunigte Abkühlung und/oder durch Legierung und/oder

[0039] Rekristallisations-Verzögerung.

[0040] 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.

[0041] 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.

[0042] 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.

[0043] 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.

[0044] 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.

[0045] 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.

[0046] 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.

[0047] Durch Mikrolegieren mit Niobium und Vanadium erhöht sich bei gleichzeitiger Perlitarmut auch der verfestigende Anteil des Mangan- und Siliziumgehaltes mit steigenden Gehalten.

[0048] 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.

[0049] 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.

[0050] 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.

[0051] Auch Mangan sowie Silizium bei Gehalten unter etwa 0,5% verschieben die Uebergangs- temperatur ebenfalls zu tieferen Temperaturen.

[0052] 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.

[0053] 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.

[0054] 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.

[0055] 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.

[0056] 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.

[0057] 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.

[0058] 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.

[0059] 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.

[0060] 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.

[0061] 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.

[0062] 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.

[0063] 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.

[0064] 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.

[0065] 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.

[0066] 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

[0067] Erniedrigung der ö-a-Umwandlung,

[0068] 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.

[0069] 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.

[0070] 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-%

[0071] Zu den einzelnen Elementen:

[0072] 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.

[0073] 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.

[0074] 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.

[0075] 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.

[0076] 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.

[0077] 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.

[0078] 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.

[0079] 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.

[0080] 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.

[0081] 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.

[0082] 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.

[0083] 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.

[0084] Erfindungsgemäss ist der niedrigst mögliche Phosphor-Gehalt von besonderer Bedeutung und daher anzustreben.

[0085] Die entscheidende Rolle für die Anisotropie der Zähigkeit, die für Spannstähle wichtigste Einflussgrösse auf ihre Kaltumformbarkeit, spielt der Schwefel-Gehalt.

[0086] 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.

[0087] 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.

[0088] 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.

[0089] 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.

[0090] 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.

[0091] 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.

[0092] 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.

[0093] 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

[0094] 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.

[0095] 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.

Ansprüche

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.

Revendications

1. Procédé de fabrication d'aciers de précontrainte hautement résistants, soudables, plus résistants à la corrosion et moins fragiles à la rupture, caractérisé en ce qu'on soumet un acier constitué de

0,05 à 0,20% en masse de carbone

1,20 à 1,70% en masse de manganèse

0,30 à 0,50 en masse de silicium

0,04 à 0,06% en masse de niobium

0,035 à 0,05% en masse de vanadium

0,30 à 0,50% en masse de molybdène

0,30 à 2% en masse de cuivre

0,04 à 0,06% en masse d'aluminium

0,015 à 0,02% en masse d'azote

₅0,030% en masse de phosphore

_:50,20% en masse de soufre
à un traitement thermo-mécanique qui intervient après solidification du métal en fusion et après nouveau chauffage par deuxième passage au four, l'acier étant maintenu, au cours d'une première étape, avant le traitement thermo-mécanique, à une température de réchauffage aussi basse que possibe (= deuxième passage au four à moins de 1 150°C), puis un laminage contrôlé de l'acier étant effectué, avec un nombre réduit de passes, à un degré de déformation élevé (10 à 45%) et une grande vitesse de déformation, jusqu'à une basse température de déformation, à peine supérieure à 850°C.

2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que le traitement thermo-mécanique comporte une deuxième étape dans laquelle, à partir de 850°C environ, on procède à un refroidissement accéléré sand laminage à environ 650/ 550°C, ce qui entraîne une reduction de la transformation õ­α, et un retard de recristallisation.

3. Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que le traitement thermo-mécanique comporte une troisième étape au cours de laquelle, à partir de 650/550°C environ, on contrôle une nouvelle fois par une ou quelques passes, c'est-à-dire qu'on lamine à un degré de déformation élevé à une grande vitesse, à une basse température de laminage de finition, à peine au-dessus de la limite Ar₃, puis on procède à un refroidissement retardé, après un temps d'arrêt.

4. Procédé selon au moins une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que pendant le traitement thermo-mécanique, il se produit un écrouissage de l'acier par étirage (pour les aciers de précontrainte) ou par traction (pour les fils étirés à froid).

5. Procédé selon au moins une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce qu'on désulfure largement l'acier avant et/ou après affinage.

6. Procédé selon la revendication 5, caractérisé en ce que l'acier en fusion est soumis à un traitement au calcium avant et/ou après affinage.

7. Procédé selon la revendication 5 ou 6, caractérisé en ce qu'on procédé en outre à un traitement ultérieur de l'acier, par exemple à un lavage au gaz inerte, à un traitement sous vide, à une désoxydation, à une modification des inclusions ou à un traitement en poche avec du calcium métallique ou des scories d'halogénure de calcium.

8. Procédé selon une des revendications 1 à 7, caractérisé en ce qu'on utilise comme mécanisme de durcissement pendant le traitement thermo-mécanique, un durcissement de la phase homogène solide, un durcissement des grains fins et des particules ou un durcissement par précipitation, avec effets s'additionnant largement.

9. Procédé selon une des revendications 1 à 8, caractérisé en ce que le traitement thermo-mécanique s'effectue par laminage contrôlé d'aciers microalliés, à grains fins, et exclut une formation de martensite.

10. Procédé selon la revendication 9, caractérisé en ce que la recristallisation de ces aciers micro- allies à grains fins conduit à un grain d'austénite aussi fin que possible avant la transformation ferrite-perlite.

11. Procédé selon la revendication 10; caractérisé en ce que les aciers micro-alliés, on complète le laminage par séparation de carbures, de nitrures et/ou de carbonitrures, ce qui provoque un durcissement de la phase homogène solide, mais aussi un durcissement des grains fins et en particulier à un durcissement renforcé des particules.

12. Procédé selon l'une des revendications 2 à 11, caractérisé en ce que la température est contrôlée de manière qu'une transformation δ-a se produise juste avant et/ou pendant la température de laminage de finition la plus basse possible, qui se situe juste avant A,₃.

13. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la première étape du traitement thermo-mécanique, on obtient des produits en fil laminé pour la fabrication de torons à trois et sept fils ainsi que de barres de précontrainte dont les caractéristiques sont conformes à l'Euronorme 138, mais que présente en plus à l'usage des propriétés supplémentaires de résistance à la corrosion, de non fragilité à la rupture et de soudabilité.

14. Procédé selon l'une des revendications 1 à 13, caractérisé en ce que l'ajout des éléments de micro-alliage niobium et/ou vanadium et/ou molybdène, provoque un durcissement optimal possible des particules sous forme de carbures, de nitrures, et/ou de carbonitrures, par séparation pendant le traitement thermo-mécanique, en plus du durcissement de grains fins et de phase homogène solide.

15. Procédé selon l'une des revendications 1 à 14, caractérisé en ce qu'on procède à un affinage du grain d'austénite par inclusion de fins dépôts tels que des nitrures d'aluminium ou des carbures, des nitrures et/au des carbonitrures, en particulier des éléments de micro-alliage niobium et vanadium, et ce à raison de 20 x 10⁶ particules par mm², de diamètre compris entre 100 et 200 Ä, avec des degrés de déformation et des vitesses aussi élevés que possible et une température de laminage de finition aussi basse que possible.

16. Procédé selon l'une des revendications 1 à 15, caractérisé en ce que par un retard de recristillisation, on déforme des parties d'austénite non recristallisées pendant les basses températures de laminage de finition, de sorte qu'il en résulte des grains allongés et par conséquent des surfaces de grains d'austénite agrandies, leur transformation dans la phase ferrite-perlite donnant lieu à un fort affinage des grains, par une densité accrue des germes et par la croissance inhibée des grains formés à partir de ces germes, et par conséquent à une augmentation optimale de la résistance, par durcissement des grains fins ainsi que des particules.

17. Procédé selon une des revendications 14 à 16, caractérisé en ce que la recristallisation de l'austénite, outre le contrôle de la vitesse de refroidissement par addition de molybdène, et par conséquent la transformation δ-a - est déplacée vers des témperatures plus basses.

18. Procédé selon une des revendications 14 à 17, caractérisé en ce que par addition d'une proportion accrue de manganèse, dans les limites de l'analyse donnée à titre indicatif, on garantit un affinage des grains, comme recherché, et en même temps une augmentation optimale de la résistance, par durcissement de la phase homogène solide et durcissement renforcé par précipitation.

19. Procédé selon la revendication 18, caractérisé en ce qu'en augmentant la proportion de manganèse, on garantit en même temps une retard optimal de la transformation d'austénite recherchée, et de ce fait la formation optimale de grains fins.

20. Procédé selon la revendication 18 ou 19, caractérisé en ce qu'en augmentant la proportion de manganèse, on garantit en même temps le retard de recristillisation recherché, et ce par déplacement de la transformation 5-a vers des témperatures plus basses et réglage de la témpe- rature de laminage de finition la plus basse possible, et utilisation simultanée du traitement thermo-mécanique.

21. Procédé selon une des revendications 18 à 20, caractérisé en ce qu'en augmentant la proportion de manganèse, on garantit la séparation optimale de particules et donc l'effet optimal du durcissement des particles envue d'une augmentation maximale possible de la résistance.

22. Procédé selon une des revendications 18 à 21, caractérisé en ce qu'en augmentant la proportion de manganèse et en présence en même temps de niobium et de vanadium et avec peu der perlite, on accroît aussi la proportion de manga- nése durcissant et par conséquent on augmente la résistance.

23. Procédé selon l'une des revendications 1 à 22, caractérisé en ce qu'on abaisse la proportion de perlite.

24. Procédé selon l'une des revendications 1 à 23, caractérisé en ce que pour empêcher la croissance rapide des grains lors du préchauffage dans le four poussant ou similaire, on utilise des proportions accrues d'aluminium et d'azote dans les limites de l'analyse donnée à titre indicatif, tandis que dans ce procédé et à cet effet, on recherche une quantité de particules de 20 x 10⁶ /_MM² et un diamètre de particules compris entre 100 et 200 A.

25. Procédé selon l'une des revendications 1 à 24, caractérisé en ce qu'on empêche le début de la croissance des grains lors des températures plus élévées, en augmentant la proportion de niobium à l'intérieur des limites de l'analyse donnée à titre indicatif.

Claims

1. Process for the manufacture of producing high strength, weldable, more corrosion resistant and more brittle fracture resistant prestressed steels, characterised in that steel consisting of

0.05 to 0.20% weight-carbon

1.20 to 1.70% weight-manganese

0.30 to 0.50 weight-silicon

0.04 to 0.06% weight-niobium

0.035 to 0.05% weight-vanadium

0.30 to 0.50% weight-molybdenum

0.30 to 2% weight-copper

0.04 to 0.06% weight-aluminium

0.015 to 0.02% weight-nitrogen

50.030% weight-phosphorus

sO.20% weight-sulphur
is subjected to a thermomechanical treatment which, after solidification from the melt and reheating takes place from the second heat, wherein in a first step steel is held before the thermomechanical treatment at a reheating temperature as low as possible (= second heat below 1150°C) and subsequently a controlled rolling of the steel is carried out with a small number of passes at a high degree of deformation (10-45%) and a high deformation speed down to a lower deformation temperature closely above 850°C.

2. Process according to Claim 1, characterised in that the thermomechanical treatment comprises a second stage in which from around 850°C an accelerated cooling without rolling takes place to around 650/550°C, whereby a reduction of the 6-a transformation and a delay of recrystallisation are effected.

3. Process according to Claim 2, characterised in that the thermomechanical treatment comprises a third stage in which from around 650/ 550°C, again controlled in one or a few passes, that is with a high degree of deformation at high speed, rolling takes place to a lower final rolling temperature closely above the Ar₃ boundary and then, after a dwell time, a delayed cooling takes place.

4. Process according to at least one of Claims 1 to 3, characterised in that, following on the thermomechanical treatment, a cold hardening of the steel by stretching (for pre-stressed steels) or drawing (for cold drawn wires) take place.

5. Process according to at least one of Claims 1 to 4, characterised in that the steel before and/or after refining is substantially desulphurised.

6. Process according to Claim 5, characterised in that the molten steel before and/or after refining is subjected to a calcium treatment.

7. Process according to Claim 5 or 6, characterised in that additionally a steel post-treatment, for example inert gas flushing, vacuum treatment, deoxidisation, inclusion modification or a ladle treatment with metallic calcium or calcium halide slags takes place.

8. Process according to one of Claims 1 to 7, characterised in that, as hardening mechanism during the thermomechanical treatment, both a mixed crystal fine grain and particle or separation hardening with substantially additive effect takes place.

9. Process according to one of Claims 1 to 8, characterised in that the thermomechanical treatment takes place by the controlled rolling of microalloyed fine grain molten steels and excludes martensite formation.

10. Process according to Claim 9, characterised in that the recrystallisation of these fine grain molten microalloyed steels lead to the most fine possible austenite grains before the ferrite perlite transformation.

11. Process according to Claim 10, characterised in that, in the microalloyed steels, the rolling process is additionally enhanced by the separation of carbides, nitrides and/or carbonitrides, whereby both mixed crystallisation and also a fine grain and particularly intensified particle hardening is effected.

12. Process according to one of Claims 2 to 11, characterised in that the temperature sequence is so controlled that a 6-a transformation takes place shortly before and/or during the lowest possible final rolling temperature, which comes to lie shortly before A,3.

13. Process according to Claim 1, characterised in that by means of the first stage of the thermomechanical treatment, rolled wire goods for the manufacture of cold drawn wires, three and seven strand cables as well as tensioning bars are achieved, which correspond in their properties to Euro-Norm 138, but which have the additional useful properties of corrosion resistance, security against brittle fracture and weldability.

14. Process according to one of Claims 1 to 13, characterised in that, by the alloying in of microalloying elements niobium and/or vanadium and/or molybdenum, an optimum possible particle hardening in the form of carbides, nitrides and/or carbonitrides is effected by precipitation during the thermomechanical treatment additionally to the fine grain and mixed crystal hardening.

15. Process according to one of Claims 1 to 14, characterised in that a rendering finer of the austenite grains by the alloying in of fine precipitates such as aluminium nitrides as well as carbides, nitrides and/or carbonitrides, particularly of the microalloying elements niobium and vanadium takes place, and this is a particle quantity of from 20 x 10⁶ per mm² and of particle diameter of 100 to 200 A, wherein a greatest possible degree of deformation and speeds are used together with the lowest possible final rolling temperature.

16. Process according to one of Claims 1 to 15 characterised in that by a recrystallization-delaying, portions of not recrystallized austenite are deformed during the lower final rolling temperatures, from which longitudinally extended and accordingly strongly increased austenite grain surfaces are generated, on the conversion of which in the ferrite perlite stage, because of an increased nucleus density and the restricted growth of the grains formed on these nuclei, a stronger fine grain effect and because of this an optimal increase in strength emerges, both by fine grain and also by particle hardening.

17. Process according to one of Claims 14 to 16, characterised in that the austenite recrystallisation, as well as the control of the cooling speed, is displaced by the alloying in of molybdenum and thereby the is-a transformation displaced to lower temperatures.

18. Process according to one of Claims 14 to 17, characterised in that by alloying in an increased manganese content in the scope of the above mentioned standard analysis the fine grainness striven for and then simultaneously an optimum increase in strength from mixed crystral strengthening and increased hardening is guaranteed.

19. Process according to Claim 18, characterised in that by increasing manganese content simultaneously, an optimum delay of the austenite transformation striven for and thereby the optimum fine grain formation is guaranteed.

20. Process according to Claim 18 or 19, characterised in that, by increasing manganese content simultaneously, the delay of recrystallisation which is striven for is guaranteed, and this by shifting the δ­α transformation to lower temperatures and adjusting the lowest possible final rolling temperature as well as simultaneous application of the thermomechanical treatment.

21. Process according to one of Claims 18 to 20, characterised in that, by an increased manganese content, the optimum precipitation of particles and thereby optimum action of the particle hardening is guaranteed to the maximum possible increase in strength.

22. Process according to one of Claims 18 to 21, characterised in that by increased manganese content and simultaneous presence of niobium and vanadium, as well as perlite deficiency also the strengthening and thereby strength increasing proportion of the manganese is increased.

23. Process according to one of Claims 1 to 22, characterised in that the perlite proportion is reduced.

24. Process according to one of Claims 1 to 23, characterised in that, for hindering rapid grain growth on preheating in the preheating furnace or the like, increased aluminium nitrogen contents are set within the scope of the above given standard analysis, wherein, in this process for this purpose, one strives for a particle quantity of from 20 x 10⁶ per mm² and a particle diameter of 100 to 200 A.

25. Process according to one of Claims 1 to 24. characterised in that by an increasing niobium content within the above given standard analysis, the beginning of the grain growth which is to be prevented is displaced to higher temperatures.

Zeichnung