DE2426920C2 - Verfahren zum Herstellen von schweißbarem Stabstahl und Verwendung des Verfahrens - Google Patents

Verfahren zum Herstellen von schweißbarem Stabstahl und Verwendung des Verfahrens

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Estel Hoogovens BV
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Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von schweißbarem Stabstahl nach dem Oberbegriff des Patentanspruches 1 sowie eine Verwendu ^g dieses Verfahrens nach den Patentansprüchen 3 bis 10.
Bei der Verwendung von Beton-Armierungsstahl ergäbe sich ein stetig steigender Bedarf an Betonstahl hoher Qualitätsgrade mit einer Streckgrenze von 40 kg/mm2 und mehr sowie mit guten (Heft-)Schweißeigeiischaften.
Diese Kombination an notwendigen Materialeigenschaften führte zwangsläufig zu Herstellungsverfahren mit festigkeitserhöhenden Verfahrensschritten, und zwar entweder durch Ausscheidungshärtung über die Zugabe von gesonderten Legierungselementen, wie z. B. Niob (Nb) und/oder Vanadin (V), oder aufgrund von Kaltverformung, d.h. Kaltziehen bzw. -strecken oder -drillen. Hauptnachteil dieser zwei bekannten Methoden ist es, daß sie vergleichsweise für einen normalerweise benutzten Betonstahl, wie z. B. FeB 40—42, verhältnismäßig teuer sind. Im Fall von Stählen höherer F-stigkeit, wie z. B. PeB 50—60, ergibt sich eine unvermeidliche Verschlechterung der Heft-Schweißbarkeit und/oder der Zähigkeit, weil bei diesen Qualitäten ein verhältnismäßig hoher Gehalt an Kohlenstoff, Mangan und/oder zusätzlichen Legierungselementen vorhanden sein muß oder ein recht hoher Prozentsatz an Kaltverformung durchzuführen ist
Ein drittes bekanntes Verfahren zur Erhöhung der Festigkeitseigenschaften bei gleichbleibend guter Heft-Schweißbarkeit und Zähigkeit besteht darin, das aus der Walzhitze kommende Draht- oder Stabmaterial einer forcierten Kühlung zu unterwerfen. Durch die verstärkte Kühlung direkt nach dem letzten Walzen zielt dieses Verfahren auf die Umwandlung zu einer festeren Metall-Mikrostruktur ab, als diese durch normale Abkühlung, z. B. innerhalb des Bundes und statischer Luftkühlung oder auf einem Kühlbett, erfolgen kann.
Ein Verfahren zum Herstellen von Stahlstab aus einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt durch kontrollierte Abkühlung unmittelbar aus der letzten Walzhitze ist in der NL-Patentanmeldung 69 05 3C8 beschrieben, wofcei ganz allgemein Beton-Armierungsstähle mit hoher Elastizitätsgrenze und verbesserter Schweißbarkeit angesprochen sind. Gemäß dem hierbei beschriebenen Verfahren können diese Eigenschaften durch intermittierende Wasserkühlung innerhalb geneigter Ebenen erreicht werden, indem die mittlere Abkühlungsgeschwindigkeit des Materials höher als die kritische Abschreckgeschwindigkeit für Bainit und niedriger ist als die kritische Martensit-Abschreckgeschwindigkeit für die verwendete Stahlzusammensetzung. Durch Halten der Stabtemperatur zwischen der Starttemperatur der Umwandlung von Martensit bzw. Bainit wird dabei auf eine vollständige isotherme Transformation zu Bainit abgestellt. Dabei wird einer Martensit-Abschreckung des Stabrands bei diesen Bedingungen vorgebeugt und der Temperaturgradient zwischen dem Stabrand bzw. der Staboberfläche und dem Stabkern wird auf dem niedrigstmöglichen Wert gehalten.
Es ist davon auszugehen, daß ein derartiges
intermittierendes Abkühlen zur befriedigenden Einstellung von T- Martensit < T-Stab < T-Bainit, bevor die isotherme Umwandlung von Austenit in Bainit beginnt, metallurgisch kaum durchführbar ist, weil die zur Verfügung stehende Abkühlzeit von der Ac-3-Tempera- ί tür, unterhalb der der Austenit bis zum Beginn der Umwandlung während der wirklichen Kühlung instabil wird, zu kurz ist. Dies trifft gewiß für Stabdurchmesser oberhalb 12 bis I^ mm zu, weil die Martensit-Bildung im äußeren Rand des Stabs so'gut wie möglich vermieden w werden soll. Wie aus der vorstehenden NL-Patentanmeldung 69 05 308 hervorgeht, wurde dies erreicht, wobei bei etwa 1 mm unter der Oberfläche des Stabs nur eine geringe vorübergehende instabile Martensit-Bildung zugelassen wurde. Dieses Verfahren benötigt ein verhältnismäßig langes Abkühlungsstadium, wodurch es einerseits teuer ist und andererseits bei Durchführung mit wirtschaftlichen Walzgeschwindigkeiten nicht mehr einsetzbar sein dürfte. Auch ist die vollständige isothermische Bainit-Umwandlung beispiclswcise für einen Stabdurchrr.esser von 14 mm und einer Endwalzgeschwindigkeit von 7 m/s (w':2 in der vorgenannten NL-Patentanmeldung angegeben) unwahrscheinlich, und das Verfahren wird gewiß mit moderneren Endwalzgeschwindigkeiten von etwa 15 m/s nicht mehr ausführbar sein. Die Verwendung dieses Verfahrens wird voraussichtlich zu einem verfeinerten Ferrit-Perlit-Gefüge mit einigen Bainit-Gefügebestandteilen lediglich im Randbereich des Stabs führen, wobei bei Stabdurchmessern von mehr als 12 mm die maximal erreichbaren Festigkeitseigenschaften nicht erreicht werden.
In der NL-Patentanmeldung 7104 985 wird ein Verfahren zum Herstellen profilierter Stäbe zur Verwendung für Betonstahlmatten beschrieben, bei dem eine kontrollierte Walzstab-Abkühlung im Bund verwendet wird. Bei diesem Verfahren ist das profilierte Material unmittelbar von der Walzhitze einer teilweisen Verbesserung des Mikrogefüges unterworfen, und zwar durch intermittierende Wasserkühlung in wenigstens «o drei, vorzugsweise aber vier Stadien einer abwechselnden Wasser/statische Luft-Kühlstrecke von jeweils 0,05 bis 0,06 s, wobei die letzte Kühlstrecke in statischer Luft 0,5 bis 3 s, etwa 1 s im Mittel, dauert, bevor der Draht bei 530 bis 7000C aufgehaspelt wird. Als verwendete Stahlqualitat wird vorzugsweise ein Si-halbberuhigter Stahl mit 0,16 bis 0,22 Gew.-% C, 030 bis 0,60 Gew.-% Mn vorgeschlagen, der mit diesem Verfahren zu einem Profil-Beton-Armierungsstahl mit stark feinkörnigem Ferrit-Mikrogefüge und t/ner Mischung von Perlit und Bainit führt, der eine Streckgrenze von bis zu 75 kg/mm2 und eine Zugfestigkeit von bis zu 110 kg/mm2, kombiniert mit einer Bruchdehnung von bis zu 20%, besitzen kann.
Die Wärmebehandlung von Betonbewehrungsstählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt aus der Walzhitze ist aus IfL-Mitteilungen, Band 12, Heft 8, 1973, Seiten 282 bis 288, bekannt. Bei diesem Verfahren durchläuft der aus der Walze austretende Stab eine unmittelbar anschließende Wasser-Kühlstrecke, eine Schere und anschließend ein Kühlbett. Durch die Wasserabkühlung wird in der Randzone ein Härtegefüge erzeugt, das durch die Eigenwärme der Kernzone wieder angelassen wird. Nähere Angaben über dem Abkühlungsverlauf und das Anlassen aus der Kernzüne werden aber nicht gemacht.
Aus der AT-PS 1 93 91 ; ist ein Stahl für Bewehrungszwecke im Bauwesen bekannt, der zur Erhöhung der Kriechgrenze aus einer komplexen Legierung auf der Basis der Zusatzelemente Kupfer, Chrom, Molybdän, Vanadin, Tantal, Zirkonium, Niob, Aluminium, Titan, Bor, Stickstoff und Phosphor besteht Auf die mit solchen zusätzlichen Legierungselementen verbundenen Nachteile wurde bereits oben hingewiesen.
Aus der DE-PS 9 27 213 ist es bekannt, vergütete Baustähle für die Herstellung von Fahrzeug-, Schiffsund Flugzeugbauteilen sowie von Gegenständen für die chemische Industrie zu verwenden, die aus der Walzhitze heraus gehärtet sind und einen Kohlenstoffgehalt von 0,25 bis etwa 0,60% haben. Auf den Prozentsatz des in dem Stahl enthaltenen Mangans wird nicht eingegangen. Als weitere Legierungsbestandteile sind schließlich Chrom, Nickel, Molybdän, Vanadin und Wolfram vorgesehen.
In Neue Hütte, 9. Jahrgang, Heft 2,1964, Seite 8 J sind die Stähle StIH und StIV beschrieben, die 0,20 bis 0,29% Kohlenstoff, 0,40 bis 0,90% Silizium und 1,20 bis 1,60% Mangan bzw. 0,12 bis 0,22% Kohlenstoß, 037% Silizium und 030 bis 0,60% Mangan enthalten, fiine thermomechanische Behandlung solcher Stähle ist wiederum in den bereits genannten IfL-Mitteilungen (vgL Oben) erwähnt
Schließlich ist aus der BE-PS 7 90 867 ein Verfahren der eingangs genannten Art bekannt, bei dem die Temperatur des Stabkernes nach der Abkühlung mit Wasser etwa 8500C beträgt Damit kann in der Oberflächenschicht zwar ein Martensitgefüge gebildet werden; es entsteht aber keine Martensit/Bainitschicht, und auch der Stabkern enthält kein Ferrit-Perlit-Mischgefüge.
Es ist daher Aufgabe der Erfindung, das Verfahren der eingangs genannten Art so zu verbessern, daß mit hoher Walzgeschwindigkeit Stabstahl eines feinen Martensit/Bainitgefüges in der Oberflächenschicht und einer Streckgrenze von etwa 40 bis 45 kg/mm2 herstellbar ist.
Diese Aufgabe wird bei einem Verfahren nach dem Oberbegriff des Patentanspruches 1 erfindungsgemäß durch die in dessen kennzeichnendem Teil enthaltenen Merkmale gelöst
Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung ergeben sich aus den Patentansprächen 2 bis 10.
Die Erfindung ermöglicht ein Verfahren zum Herstellen von Stabstahl aus einem Stahl mit niedrigem C-Gehalt durch kontrollierte Abkühlung unmittelbar aus der letzten Walzhitze, wobei dieses Verfahren sehr einfach und kostensparend durchgeführt werden kann sowie insbesondere zu einer profilierten Stabstahlqualität mit teilweise verbesserter hochqualitativer Heft-Schweißbarkeit führt Mit dem erfindungsgemäße.! Verfahren kann aus einem Produkt niedrigerer Qualität ein hochqualitatives Erzeugnis hergestellt werden, wobei bei einem ProFilmalerial mit einem Durchmesser von weniger als 20 mm eine teilweise Gefügeverbesserung unmittelbar aus der Walzhitze und vor dem Aufhaspeln erzielt wird, so daß ein hochgradig heft-schweißbarer 3eton-Armierungsstah! hoher Festigkeit und guter Zähigkeit aus einem Betonstahl niedrigerer Qualität hergestellt wird. Ferner kann Beton-Armierungsstabstahl mit einem Siab-Durchmesser von bis zu 20 bis 30 mm bei Walzung mit modernen Walzgeschwindigkeiten unmittelbar aus der Walzhitze eine teilweise GefCjjeverbesserung bei gleichzeitig optimaler Gefügekontrolle erhalten, so daß maximal erreichbare Festigkeitseigenschaften unter Beibehaltung adäquater Zähigkeitseigenschaften erhalten wer-
Im Vergleich zu der durch zusätzliche Legierungselemente und/oder Kaltverformung (natürlich gehärteter bzw. gedrillter Armierungsstahl) bietet die kontrollierte Stabstahlabkühlung gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren unmittelbar nach dem letzten Walzen zahlreiche neue Möglichkeiten für die Herstellung von heft-schweißbaren Armierungsstahlrohrqualitäten. Die unter Beibehaltung guter Zähigkeit benötigte Festigkeit wird durch direkte Kontrolle des Metall-Mikrogefüges aus der Walzhitze erreicht, wobei auf eine Verbesserung des Mikrogefüges in der Randzonc des Stabstahls und eine Umwandlung zu einem Mikrogefüge mit höherer Festigkeit im Stabstahlkern abgezielt wird.
Das erfindungsgemäße Verfahren ist besonders bei Anwendung auf kostengünstige, halbberuhigte Si- und Mn-haltige Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt vorteilhaft, z. B. bei einem Stahl mit etwa 0,25 Gew.-% C und Q^o Ciew-% Mn. hei dem eine Festigkeit von 15 bis 25 kg/mm2 möglich erscheint im Vergleich zu einer normalen vollständigen Abkühlung auf dem Kühlbett, wobei die Bruchdehnung (Adp-5) besser als 25 bis 15% bleibt.
Da das Stabmaterial einer hohen mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit ausgesetzt wird, kann die notwendige Kühl-Auslauflänge auch bei hohen Walzendgeschwindigkeiten verhältnismäßig kurz gehalten werden. Speziell vorteilhaft ist das erfindungsgemäße Verfahren bei einer kontrollierten Abkühlung eines profilierten Stabstahlmaterials mit einem Stab-Durchmesser über 8 bis 10 mm, wobei dieses Material nach dem Walzen in Stablängen geschnitten und über einen Auslauftisch auf ein Kühlbett gebracht wird.
Die Erfindung ist nachstehend in einem Ausführungsbeispiel anhand der Zeichnung näher beschrieben. Es zeigt
F i g. 1 eine diagrammartige Wiedergabe eines Auslauftisches eines Stabstahl- bzw. Drahtwalzwerks,
F i g. 2 eine Graphik, in der die erfindungsgemäße kontinuierliche Abkühlungskurve bei einem mit Silizium halbberuhigten Beton-Armierungsstahl mit einem Durchmesser von 16 mm und 0,25Gew.-% C und 0,50 Gew.-% Mn dargestellt ist, sowie
F i g. 3 eine Anzahl von Mikrogefüge-Photographien.
Gemäß F i g. 1 ist eine Kühleinrichtung 40 unmittelbar hinter dem letzten Walzgerüst 20 eines Stabstahl- bzw. Drahtwalzwerks angeordnet Zum Zerschneiden des Walzstrangs in die benötigten Stabstahllängen sind Scheren 77 vorgesehen, auf die eine Anzahl von Kühleinrichtungen, wie z. B. die Kühleinrichtungen 1 und 3, foigen, an die sich ein Auslauftisch 4 und ein (nicht gezeigtes) Kühlbett anschließen. Das Walzmaterial durchläuft die Kühleinrichtung 40 kontinuierlich unter verhältnismäßig hoher Geschwindigkeit Bei Durchlaufen des Materials durch dieses Stadium sehr intensiver Wasser-Abkühlung bildet sich ein sehr feines Martensit-Bainit-Mikrogefüge in der Randzone des Stabstahls, und zwar über eine homogene Dicke von mindestens 0,2 bis 03 mm, vorzugsweise von mehr als 0,5 bis 1 mm, um den Umfang des Stabs. Unmittelbar nach Verlassen der Kühleinrichtung 40 wird dieser martepsitisch-bainitische Kühlring sehr schnell während einer Kühlphase in ruhender Luft ausreichend unter Temperaturausgleich durch den Stab-Querschnitt als Ergebnis des Wärmeflusses vom Stabkern zum Stabrand angelassen. Bei einem Stab-Durchmesser von 10 bis 20 mm mit einer Endwalzgeschwindigkeit von 16 bis 12 m/s wird mit üblichen halbberuhigten C-Mn-Stahlqualitäten bei normalerweise vollständig nur in ruhender Luft erfolgender Abkühlung eine Streckgrenze von etwa 30 kg/mmJ erreicht. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren wurden mit nur einer Phase intensiver Wasserkühlung vor Erreichen der Endscheren eine Streckgrenze von 45 bzw. 40 kg/mm2 erzielt, während die Adp-5-Bruchdehnung oberhalb 25% blieb. Diese günstigen mechanischen Eigenschaften sind das Ergebnis fester und zäher Härtungsstrukturen, d. h. einem stark angelassenen
ίο Martensit-Bainit, in der Randzone des Stabs sowie eines feinen Ferrit-Perlit-Gefüges im Stabkern. Die a-ASTM-Korngrenze liegt bei 11 im Vergleich zu 9 bis 10 bei einer normalen vollständigen Abkühlung in ruhender Luft. Nach der sehr intensiven Wasser-Abkühlung zur Bildung eines martensitisch-bainitischen Kühlrings um den Stabumfang und der nachfolgenden Abkühlung in ruhender Luft zur Erzielung eines ausreichenden Anlassens dieses Härtungsgefüges wird das Stabmaterial wiederum einer oder mehrerer weniger intensiven Wasser-Kühlungsstadien ausgesetzt, an die sich eine Abkühlung unter ruhender Luft anschließt. Dabei wird der angelassene martensitisch-bainitische Kühlring durch Ringe aus bainitischem bzw. ferritisch-bainitischen Mikrogefüge vergrößert, während gleichzeitig eine verhältnismäßig hohe Abkühlungsgeschwindigkeit des Stabkerns zur Verfugung steht, wodurch sich ein sehr feines ferritisches Mikrogefüge mit einem Λ-ASTVi-Wert von mehr als 11 aus einem Mischgefüge von feinem Perlit mit Bainit ergibt, bei dem das Verhältnis des festeren Perlit-Bainit-Anteils vorzugsweise größer als der Prozentsatz des Ferrits ist.
Diese weniger intensive und gleichzeitig intermittierende Wasser-Abkühlung wird im allgemeinen auf dem Auslaufrollgang nach den Endscheren durchgeführt und schließt zugleich die Kühlung der geschnittenen Stablängen ein.
Es hat sich gezeigt, daß die beschriebene Kombination einer sehr intensiven Kühlung vor den Endscheren mit einer weniger intensiven Kühlung auf dem Auslaufrollgang den zum Kühlbett gelangten Stab einem Kühlverfahren aussetzt, das geeignet ist, ihm die benötigten mechanischen Eigenschaften zu verleihen. Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht es, einen Bereich sehr feinkörniger Mikrogefüge zu erzielen, den beginnend vom Stabrand nacheinander aus stark angelassenen Martensit-Bainit Ferrit-Bainit bis Ferrit-Perlit zuzüglich Bainit im Stabkern besteht in dem vorzugsweise der Anteil Perlit mit Bainit prozentual größer ist als der Anteil an Ferrit Diese Mikrogefüge
so werden alle über einem Bereich von Umwandlungstemperaturen gebildet wobei dafür keine isotherme Umwandlung des gesamten Stabquerschnitts vorliegt welche nicht nur vom angewendeten Kühlverfahren, sondern auch sehr stark von der verwendeten Stahlqualität abhängt und zwar im Zusammenhang mit der Form und dem Verlauf des betroffenden speziellen kontinuierlichen Abkühlungsdiagramms.
Fig.2 zeigt ein kontinuierliches Abkühlungsdiagramm als Beispiel für die Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens auf einen Stabstahl von 16 mm Stabdurchmesser aus einem Si-halbberuhigten Stahl mit 0,25Gew.-% C und 0",50Gew.-% Mn. Die Abszisse dieses Diagramms gibt die Temperatur in °C wieder, während die Ordinate die Zeit im logarithmischen Maßstab angibt Die Kurve 11 gibt die Abkühlungsverhältnisse für diesen Stahi in ruhender Luft wieder. Die Kurve 12 zeigt die Temperatur im Stabkern, während die Kurve 13 den Kurvenverlauf der Temperatur 1 mm
■liner iler Staboberfläche zeift. Die Kurve I·} gibt den Temperaturverlauf bei etwa 0.5 mm unter der Staboberfläche α ieder. und die Linie 15 zeigt die Temperatur der Staboberfläehe selbst.
Ks ist aus K ig. 2 ersichtlich, daß die erste sehr intensive Wasser-Abkühlung in der Kühleinrichtung 40 (Fig. i) die- Randzone des Stabs auf eine Temperatur im Bereich ,-..artensitischen Mikrogefüges bringt, so daß auf dem Stabumfang über eine Dicke von mindestens 0.2 mm und vorzugsweise größer als I mm ein > 'hr feines manensitisches Mikrogefüge ausgebilJct wird, welches zudem eine maximal mögliche Gleichmäßigkeit besitzt.
Unmittelbar nach dem Verlassen des Stadiums intensiver k lhlung wird der Stab in Luft angelassen, wobei Wärme vom Stabkern zu seiner Oberfläche fließt. Unter diesen Voraussetzungen besteht ein sehr schneller natürlicher Temperaturausgleich über den Siabquerschnki. so uaS cincrsciis die gcnäiicic Randzone des Stabs ausreichend angelassen wird, während andererseits der Stabkern im Vergleich zu einer normalen vollständigen Abkühlung in ruhender Luft einer laufend verstärkten Abkühlung unterworfen wird. Sobald die Wasserkühlung nach der Kühleinrichtung 40 beendet ist, erfolgt die weitere Abkühlung längs der gestrichelten Kurven 12a, 13a, 14a und 15a in F i g. 2, wodurch das durchgeführte Kühlverfahren zu einer Verbesserung des Mikrogefüges in der Randzone des Stabs und zu einer entsprechenden Festigkeit darin sowie zu einem zähen Härtungsgefüge (stark angelassener Ma; iensit und Bainit) führt. Die unter diesen Bedingungen gemäß der Kurve 12a erfolgende beschleunigte Stabkernabkühlung ergibt ein Mikrogefüge des Stabkerns aus feinem Ferrit-Perlit-Mischgefüge mit einem Wert von 11 gemäß at-ASTM, während bei der normalen vollständigen Abkühlung in ruhender Luft gemäß Kurve 1! der gesamte Stabquerschnitt ein normales Ferrit-Perlit-Mikrogefüge gemäß λ-ASTM gleich 9 bis 10 aufweist. Wenn ein üblicher Si-halbberuhigter Stahl mit etwa 0.25 Gew.-% C und 0,50 Gew.-% Mn auf bekannte Weise vollständig in ruhender Luft abgekühlt wird, dann besitzt er bei einem Stabdurchmesser von !0 bis 16 bis 20 mm und einer Endwalzgeschwindigkeit von 16 bis 12 m/s eine Streckgrenze von etwa 30 kg/mm2. Mit nur einer intensiven Wasser-Abkühlung vor den Endscheren 77 ist aber eine Streckgrenze von 45 bis 40 kg/mm2 erreichbar, während die Adp-5-Bruchdehnung größer als 25% bleibt
Bei dieser spezifizierten Ausführungsform der Erfindung mit kontrollierter Abkühlung von profiliertem Stabmaterial mit einem Durchmesser von 16 mm wird der Stab einer oder mehrerer Abkühlungs-Behandlungen unmittelbar nach der vorstehend beschriebenen Verbesserung der Stabrandzone unterworfen. Diese weiteren Abkühlungs-Behandlungen finden in den Wasser-Abkühlungseinrichtungen 1 und 3 statt, die gemäß Fig. ! nach der Schere 77 angeordnet sind. Diese kontinuierliche Abkühlung auf dem Auslauftisch 4 findet an den geschnittenen Stablängen statt, so daß auch praktische Gründe zu einer weniger intensiven Wasser-Abkühlung als in der ersten Kühleinrichtung 40 führen (vgl. F i g. 2).
Die Verwendung der Wasser-Kühlstationen 1 und 3 unmittelbar nach der Verbesserung der Stabrandzone während und nach dem Durchlaufen der Kühleinrichtung 40 ermöglicht eine weitere Kontrolle des Mikrogefüges, bei der die adäquat stark angelassene martensitische Stabrandzone durch Kühlringe von Mikrogefügen aus Bainit b/.w. Ferrit-Ba ait weiter ausgedehnt werden kann. Ferner wird e entails im Verhältnis dazu eine hohe Abkühlgeschwi Jigkeit für den Stabkern unter diesen Bedingungen er - ielt. die zu einem Mikrogefüge des Stabkerns aus s.hr feinem Ferrit mit einem Λ-ASTM-Wcrt von 11 bis 1. und einem Mischgefüge aus feinem Perlit. Troostit und Bainit führt, in dem der Anteil des festeren Perlit/Troostit Bainit-Mikrogefüges vorzugsweise größer ist als der Prozentsatz an Ferrit. Es hat sich herausgestellt, daß die spezifische Verbindung von sehr intensiver Wasserkühlung vor den Endscheren und einer weniger intensiven, intermittierenden Wasserkühlung nach den Endscheren auf dem Auslauftisch 4 das profilierte Stabmaterial der für seine benötigten mechanischen Eigenschaften bestmöglichen Kühlung unterwirft. Bei dem vorstehend erwähnten Beispiel eines Si-halbberuhigten Stahls mit etwa 0,25 Gew.-°/o C und 0,50Gew.-% Mn ermöglicht diese üpümicfic Auii'üi'nüug cine SiicCkgrcfiZc Von 55 bis 50 kg/mm2 bei 10 bis 20 mm Stabdurchmesser und einer Adp-5-Bruchdehnung von größer als 15 bis 20%.
Die Photographic Nr. 1 (Fig. 3) zeigt das Mikrogefüge eines Stabmaterials nach einer normalen vollständig unter ruhender Luft erfolgten Abkühlung auf einem Kühlbett, d. h. ein relativ grobes, ferritisch-perlitisches Mikrogefüge, welches über den gesamten Stabquerschnitt homogen verteilt ist und einen «-ASTM-Wert von 9 bis 10 sowie einen Ferrit Anteil von mehr als 70% besitzt.
Die Photographic Nr. 2 zaigt makrographisch einen Profil-Stabstahl nach Behandlung mit der kontrollierten Stabkühlung gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren, wobei jedoch nur eine intensive Wasser-Abkühlung in der Kühleinrichtung 40 vor den Endscheren angewandt wird (gemäß F i g. 2). In dieser Photographie Nr. 2 ist die vorstehend beschriebene Verbesserung des Mikrogefüges der Stabrandzone sichtbar, während die beschleunigte Abkühlung im Stabkern gemäß detallierter Photographie 2a ein feineres Ferrit-Perlit-Gefüge wiedergibt als bei einer normalen vollständigen Abkühlung in ruhender Luft (Photographie Nr. 1).
Photographie Nr. 3 gibt ein makrographisches Bild eines Profilstabs wieder, der einer kontrollierten Stababkühlung sowohl mit einer intensiven Wasser-Abkühlung vor den Endscheren als auch einer intermittierenden und weniger intensiven Wasser-Abkühlung auf dem Auslauftisch zum Kühlbett gemäß F i g. 2 (Kühleinrichtungen 40 bzw. 1, 3) nach dem erfindungsgemäßen Verfahren ausgesetzt wurde. Zusätzlich zu der Verbesserung des Mikrogefüges in der Stabrandzone zeigt die Photographie Nr. 3 auch die weitere kontrollierte Ausbildung des Mikrogefüges durch Vergrößerung der verbesserten Stabrandzone unter Ausbildung von Kühlringen aus einem Mikrogefüge von Bainit bzw. Ferrit-Bainit und zugleich von sehr feinem Ferrit und einem im Stabkern ausgebildeten Mischgefüge aus Perlit, Troostit und Bainit als Ergebnis der ebenfalls verhältnismäßig hohen Abkühlungsgeschwindigkeit des Stabkerns. Dies wird in Einzelheiten insbesondere aus Photographie 3a (stark angelassener Martensit), Photographie 3b (angelassener Bainit), sowie 3c(Ferrit-Bainit) und 3d (Ferrit mit a-ASTM 11 bis 12 sowie Perlit + Troostit + Bainit mit mehr als 50 bis 70%) ersichtlich.
Um die benötigte Festigkeit von Stählen, wie FeB 40 (42), FeB 50, FeB 60 etc, zu erhalten, gibt es eine große Auswahl bezüglich der Stahlzusammensetzung sowie des geeigneten Abkühlungsverfahrens oder der Abküh-
lungsintensität im Hinblick auf die erzielte Heft-Schweißbarkeit und den billigstmöglichen Preis für einen Armierungsstahl. Prinzipiell können sowohl beruhigte als auch halbberuhigte Stahlqualitäten mit 0,10 bis 0.30Gew.-% C, 0,40 bis l,60Gew.-% Mn, 0,01 bis 1,2 Gew.-% Si, P, S. Al < 0,05, N < 0,01, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen als Grundlage verwendet werden. Es i-: aber auch möglich, besonders günstige Wirkungen durch Zugabe von gesonderten Legierungselementen, wie z. B. Nb, V, Ti, B (< 0,10 Gew.-°/o), und bzw. oder Legierungselementen, wie Cr und Mo (< 0,50 Gew.-%) zu erzielen.
Als speziell geeigneter Stahl eignet sich ein Si-halbberuhigter Stahl mit 0,15 bis 0,30 Gew.-% C und 0,40 bis l,00Gew.-% Mn mit einer Analyse gemäß der
Stahlqualität FeB 40 (42), während ein Si-halbberuhigter Stahl mit Ο,ίυ bis 0,30Gew.-% C und 0,80 bis 1,50 Gew.-% Mn mit oder ohne einem Extrazusatz von 0,02 bis 0,04 Üew.-% Nb für die Stahlqualität FeB 50 zum Einsatz kommen kann. Das erfindungsgemäße Abkühlungsverfahren kann mit oder ohne Zugabe gesonderter Legierungselemente mit einer Kaltverformung, beispielsweise einem Kaltziehen, mit einer Gesamtabnahme von 20 bis 40% oder durch ein Drillen von neun- bis elfmal je Stabdurchmesser kombiniert werden. Schließlich kann das Abkühlungsverfahren mit oder ohne Zusatz gesonderter Legierungselemente und/oder Kaltverformung auch mit einer Hochtemperaturalterung, beispielsweise einer gewünschten Temperatur von 200 bis 5000C, verbunden werden.
Hierzu 3 Blatt Zeichnungen

Claims (10)

Patentansprüche:
1. Verfahren zum Herstellen von schweißbarem Stabstahl aus einem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt durch kontrollierte Kühlung sofort nach dem letzten Walzen, wobei das Walzgut unmittelbar nach dem letzten Walzgerüst eine Strecke von intensiver Wasserkühlung durchläuft, derart daß eine Oberflächenschicht mit einem feinen Martensitgefüge gebildet wird, und danach das Walzgut in ruhender Luft weiter gekühlt wird, wobei die Martensitschicht angelassen wird durch die auftretende Wärmeströmung von dem Stabkern nach der Oberfläche, dadurch gekennzeichnet, daß die intensive Wasserkühlung derart ausgeführt wird, daß die Martensit/Bainitschicht eine Dicke aufweist von mindestens 0,2 mm weiche sofort danach während Abkühlung in ruhender Luft genügend angelassen wird, und daß der Stabkern sofort nach dem Verlassen der Kühlstrecke eine genügend hohe Temperier aufweist bei der anschließenden Abkühlung an ruhender Luft im Stabkern ein feines Ferrit-Perlit-Mischgefüge zu erreichen.
2. Verfahren gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Walzgut sofort nach dem Anlassen, aber noch vor der Gefügeumwandlung des Stabkerns, aufs neue eine oder mehrere Wasserkühlstrecken durchläuft, gefolgt durch eine weitere Abkühlung in ruhender Luft, derart, daß die angelassene Martensit/Bainitschicht weiter nach dem Stabkern hin mit einer Zone aus Bainit/Ferritgefüge ausgedehnt wird, und der Stabkern in ein feines Ferrit/Perlit/Xroostii.'Bainitgefüge, mit einem höheren Gehalt von Perlit/Troostit/Bainit als Ferrit umgewandelt wird.
3. Verwendung des Verfahrens gemäß einem der Ansprüche 1 oder 2 auf profilierten Betonarmierungsstabstahl mit einem Durchmesser von mehr als 8 mm, welcher nach dem Walzen, und Kühlen und Schneiden in einzelne, rechte Stablängen über einen Auslaufrollgang auf ein Kühlbett transportiert wird.
4. Verwendung des Verfahrens gemäß einem der Ansprüche 1 oder 2 auf profilierten Betonarnjerungsstabstahl mit einem Durchmesser kleiner als 20 mm, der nach Walzen und Kühlen zu Bunden gehaspelt wird.
5. Anwendung des Verfahrens auf einen Stahl, der mit einer Endwalzgeschwindingkeit von 16 bis 12 m/Sek. auf einen Enddurchmesser von 10 bis etwa 20 mm gewalzt wurde.
6. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf einen beruhigten oder halbberuhigten Stahl mit 0,10 bis 030Gew.-% C, 0,40 bis 1,60 Gew.-% Mn, 0,01 bis UO Gew.-% Si, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen.
7. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf einen Stahl nach Anspruch 5, der zusätzlich Legierungselemente, wie Nb, V und weniger als 0,10 Gew.-% B, oder Cr, Mo (weniger als 0,50 Gew.-%), enthält. ω
8. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf einen Si-halbberuhigten Stahl mit 0,15 bis 030 Gew.-% C, 0,40 bis 1,50 Gew.-% Mn, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen.
9. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1 oder 2 auf einen Stahl nach Anspruch 7, der zusätzlich 0,01 bis 0,04 Gew.-% Nb aufweist.
10. Anwendung des Verfahrens nach Anspruch 1
oder 2 auf einen Stahl nach Anspruch 7, der etwa 0,25 Gew.-o/o C und 0,50 Gew.-% Mn aufweist
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SE (1) SE421710B (de)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AT389125B (de) * 1982-10-18 1989-10-25 Moos Stahl Ag Verfahren zur verguetung von walzprodukten, vorrichtung zur durchfuehrung des verfahrens und bewehrungsstab hergestellt nach dem verfahren
EP0418506A1 (de) * 1989-08-18 1991-03-27 Sms Schloemann-Siemag Aktiengesellschaft Verfahren zum Härten von Stahl mit Hilfe flüssiger Kühlmedien

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2558832C2 (de) * 1975-01-03 1989-08-10 Centre de Recherches Métallurgiques-Centrum voor Research in de Metallurgie, Bruxelles Vorrichtung für die Behandlung von Walzstahlerzeugnissen
BE824100A (fr) * 1975-01-03 1975-05-02 Installation pour le traitement des produits en acier lamines
DE2602656C2 (de) * 1975-01-29 1986-09-11 Centre de Recherches Métallurgiques - Centrum voor Research in de Metallurgie - Association sans but lucratif - Vereniging zonder winstoogmerk, Brüssel/Bruxelles Verfahren zur Herstellung von Walzstahl für Bewehrungszwecke
NL7610472A (nl) * 1975-09-30 1977-04-01 Arbed Werkwijze voor de behandeling van gewalst staal.
BE836409A (fr) * 1975-12-08 1976-04-01 Procede pour la fabrication de produits en acier lamines a structure compositif
ES470858A1 (es) * 1977-06-20 1979-10-01 British Steel Corp Ÿun procedimiento para producir redondo o varilla de acero laminado en calienteŸ
DE2844331A1 (de) * 1977-10-14 1979-04-19 Centre Rech Metallurgique Verfahren zur behandlung rohrfoermiger stahlprofile
DE2900271C2 (de) * 1979-01-05 1984-01-26 Stahlwerke Peine-Salzgitter Ag, 3150 Peine Schweißbarer Betonstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE2967517D1 (en) * 1979-06-08 1985-10-31 Henrik Giflo Reinforcement steel with high mechanical strength
FR2525709B1 (fr) * 1982-04-22 1986-04-04 Ugine Aciers Vis et boulons en acier a hautes caracteristiques mecaniques et procede d'elaboration de ces vis et boulons
FR2525503B1 (de) * 1982-04-22 1984-07-13 Ugine Aciers
SE451602B (sv) * 1982-08-18 1987-10-19 Skf Steel Eng Ab Anvendning av stang framstelld av kolstal eller laglegerat stal i sur, svavelvetehaltig miljo
CH658074A5 (de) * 1982-10-18 1986-10-15 Moos Stahl Ag Verfahren zur verguetung von walzprodukten, vorrichtung zur durchfuehrung des verfahrens und bewehrungsstab hergestellt nach dem verfahren.
DE3631928C2 (de) * 1986-09-19 1994-06-09 Aicher Max Verfahren zur Herstellung von Walzstahlerzeugnissen
FR2684691B1 (fr) * 1991-12-04 1995-06-09 Unimetall Sa Procede de fabrication en continu d'un fil en acier en defilement notamment d'un fil pour le renforcement du beton.
JP2864348B2 (ja) * 1994-06-27 1999-03-03 高周波熱錬株式会社 高強度高溶接性プレストレストコンクリート用鋼棒または鋼線ならびにその製造方法
GB9706001D0 (en) * 1997-03-22 1997-05-07 Ani Aurora Plc Rockbolts
IT1295566B1 (it) * 1997-06-05 1999-05-13 Danieli Off Mecc Procedimento di trattamento termico per laminati
ITMI20031031A1 (it) * 2003-05-22 2004-11-23 Danieli Off Mecc Metodo di rocchettatura di materiale metallico in barra.
EP1857215B1 (de) 2006-04-03 2014-01-08 Köster & Co. GmbH Schweissbolzen
CN104043660B (zh) * 2013-09-26 2015-09-30 北大方正集团有限公司 一种非调质钢的生产工艺
DE102021205429A1 (de) * 2021-05-28 2022-12-01 Sms Group Gmbh Anlage und Verfahren zur Herstellung von draht- und/oder stabförmigen Stählen
DE102021205431A1 (de) * 2021-05-28 2022-12-01 Sms Group Gmbh Anlage und Verfahren zur Herstellung von stabförmigen Stählen

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE927213C (de) * 1942-08-12 1955-05-02 Oberhuetten Vereinigte Obersch Aus Baustaehlen bestehende Gegenstaende
AT193914B (de) * 1954-06-02 1957-12-10 Oesterr Alpine Montan Stahl für Bewehrungszwecke im Bauwesen
BE790867A (fr) * 1972-10-31 1973-02-15 Centre Rech Metallurgique Procede pour ameliorer la qualite de produits lamines, tels quedes ronds ou des barres a beton, du fil machine, etc....

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AT389125B (de) * 1982-10-18 1989-10-25 Moos Stahl Ag Verfahren zur verguetung von walzprodukten, vorrichtung zur durchfuehrung des verfahrens und bewehrungsstab hergestellt nach dem verfahren
EP0418506A1 (de) * 1989-08-18 1991-03-27 Sms Schloemann-Siemag Aktiengesellschaft Verfahren zum Härten von Stahl mit Hilfe flüssiger Kühlmedien

Also Published As

Publication number Publication date
NL7307718A (de) 1974-12-06
BE815881A (nl) 1974-12-04
NL170159B (nl) 1982-05-03
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FR2231758B1 (de) 1978-12-01
NO137451C (no) 1978-03-01
LU70230A1 (de) 1974-10-17
SE7407267L (de) 1974-12-05
FR2231758A1 (de) 1974-12-27
NL170159C (nl) 1982-10-01
DE2426920A1 (de) 1974-12-19
GB1471740A (en) 1977-04-27
SE421710B (sv) 1982-01-25
DK295974A (de) 1975-02-03
NO137451B (no) 1977-11-21
DK138958C (de) 1979-06-05
DK138958B (da) 1978-11-20

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