DE60024672T2

DE60024672T2 - Stab- oder drahtprodukt zur verwendung beim kaltschmieden und herstellungsverfahren dafür

Info

Publication number: DE60024672T2
Application number: DE60024672T
Authority: DE
Inventors: Tatsuro Muroran shi OCHI; Hideo Muroran shi KANISAWA; Ken-ichiro Muroran shi NAITO
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-12-24
Filing date: 2000-12-22
Publication date: 2006-07-20
Anticipated expiration: 2020-12-23
Also published as: JP4435953B2; US6866724B2; EP1243664B1; DE60024672D1; EP1243664A1; JP2001240940A; EP1243664A4; US20030075250A1; WO2001048257A1

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft einen Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden, der zur Herstellung von Maschinenbauteilen verwendet wird, z. B. der Komponenten von Kraftfahrzeugen, Baumaschinen u. ä., und ein Verfahren zu seiner Herstellung sowie insbesondere einen Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität, der dadurch zur schweren Kaltschmiedeverformung geeignet ist, und ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Hintergrund der Technik
Kohlenstoffstähle für Maschinenbauteile und niedriglegierte Stähle für Maschinenbauteile werden herkömmlich als Konstruktionsstähle zur Herstellung von Maschinenbauteilen verwendet, z. B. der Komponenten von Kraftfahrzeugen, Baumaschinen u. ä. Die Maschinenbauteile für Kraftfahrzeuge, z. B. Bolzen, Stangen, Motorkomponenten und Triebstrangkomponenten, werden bisher aus diesen Stahlmaterialien hauptsächlich durch ein Warmschmiede- und Zerspanungsverfahren hergestellt. In letzter Zeit wird aber angesichts solcher Vorteile wie Produktivitätsverbesserung dieses Warmschiede- und Zerspanungsverfahren durch ein Kaltschmiedeverfahren ersetzt. In einem Kaltschmiedeverfahren wird ein warmgewalztes Stahlmaterial gewöhnlich durch Kaltschmieden umgeformt, nachdem es weichgeglüht und seine Kaltumformbarkeit gewährleistet wurde. Hierbei besteht ein Problem darin, daß das Kaltschmieden eine Kaltverfestigung des Stahlmaterials bewirkt und seine Duktilität senkt, was zu Rißbildung und kürzerer Standzeit von Metallgesenken führt. Die Rißbildung bei der Kaltschmiedeverformung oder die unzureichende Stahlduktilität bildet oft das Haupthindernis beim Wechsel von einem Warmschmiedeverfahren zu einem Kaltschmiedeverfahren, besonders wenn starkes Kaltschmieden erforderlich ist.
Beim Weichglühen muß zudem ein Stahlmaterial auf eine hohe Temperatur erwärmt und darauf lange Zeit gehalten werden, weshalb eine Vorrichtung zur Wärmebehandlung erforderlich ist, z. B. ein Wärmeofen, und außerdem Energie für die Erwärmung verbraucht wird, wodurch das Weichglühen für einen großen Anteil der Herstellungskosten verantwortlich ist. Angesichts dessen wurden verschiedene Technologien, z. B. die nachstehend beschriebenen, zur Produktivitätssteigerung, Energieeinsparung usw. vorgeschlagen.
Zur Verkürzung Weichglühzeit schlägt die JP-A-S57-63638 ein Verfahren zum Erhalten eines Stahldrahts mit ausgezeichneten Kaltschmiedeeigenschaften durch Abkühlen eines warmgewalzten Stahlmaterials auf 600°C mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 4°C/s, um eine abgeschreckte Struktur zu bilden, und anschließendes Weichglühen des mit Zunder bedeckten Stahlmaterials in einer Inertgasatmosphäre vor. Um schnelles Weichglühen zu ermöglichen, offenbart die JP-A-S60-152627 ein Verfahren, in dem Fertigwalzbedingungen spezifisch festgelegt sind und ein Stahlmaterial nach dem Walzen schnell abgekühlt wird, um eine Struktur zu erhalten, in der feiner Perlit, Bainit oder Martensit in fein dispergiertem proeutektischem Ferrit gemischt ist. Die JP-A-S61-264158 schlägt ein Verfahren zur Senkung der Stahlhärte nach Weichglühen durch Verbessern der chemischen Zusammensetzung eines Stahls vor, d. h. durch Erhalten eines kohlenstoffarmen Stahls, in dem der Gehalt von P auf höchstens 0,005% reduziert ist und die Ausdrücke Mn/S ≥ 1,7 sowie Al/N ≥ 4,0 erfüllt sind. Die JP-A-S60-114517 schlägt ein Verfahren vor, in dem gesteuertes Walzen zur Beseitigung eines Weichglühverfahrens vor Kaltverformung zum Einsatz kommt.
All diese herkömmlichen Technologien zielen auf eine Verbesserung oder Beseitigung des Weichglühens vor der Kaltschmiedeverformung ab und bezwecken keine Verbesserung der unzureichenden Duktilität von Stahlmaterialien, die das Haupthindernis beim Übergang von einem Warmschmiedeverfahren zu einem Kaltschmiedeverfahren bei der Herstellung von Ma schinenkomponenten darstellt, die stark verformt werden müssen.
Offenbarung der Erfindung
Angesichts dessen liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, einen Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen, der bei der Herstellung von Maschinenbauteilen aus einem warmgewalzten Stahlstab oder -draht durch Weichglühen und Kaltschmieden das herkömmliche Rißbildungsproblem eines Stahlmaterials im Verlauf von Kaltschmiedeverformung beseitigen kann, und ein Verfahren zu seiner Herstellung bereitzustellen.
Als Ergebnis von Untersuchungen zur Kaltumformbarkeit eines Stahlstabs oder -drahts zum Kaltschmieden wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß es möglich war, einen Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen zu erhalten, indem nur die Oberflächenschicht eines Stahlstabs oder -drahts mit einer spezifischen chemischen Zusammensetzung gehärtet und eine weiche Struktur in seinem Mittelabschnitt gebildet wurde.
Der Kern der Erfindung, die auf der Grundlage dieser Feststellung zustande kam, umfaßt folgendes:

(1) Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen, gekennzeichnet dadurch, daß er einen Stahl umfaßt, der massebezogen enthält: 0,1 bis 0,6% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,2 bis 1,7% Mn, 0,001 bis 0,15% S, 0,015 bis 0,05% Al und 0,003 bis 0,025% N und dessen Gehalte von P und O auf höchstens 0,035% bzw. höchstens 0,003% gesteuert sind, wobei der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht; wobei die prozentuale Ferritfläche in der metallografischen Struktur des Abschnitts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius des Stahlstabs oder -drahts höchstens 10% beträgt und der Rest der Struktur im wesentlichen aus Martensit, Bainit und/oder Perlit besteht; und wobei die mittlere Härte des Abschnitts von der Tiefe vom 0,5-fachen des Radius bis zur Mitte um mindestens HV 20 geringer als die der Oberflächenschicht (des Abschnitts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius) ist.
(2) Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen nach Punkt (1), dadurch gekennzeichnet, daß er zu Lasten von Eisen massebezogen ferner aufweist: höchstens 3,5% Ni, höchstens 2% Cr und/oder höchstens 1% Mo.
(3) Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen nach Punkt (1) oder (2), dadurch gekennzeichnet, daß er zu Lasten von Eisen massebezogen ferner aufweist: 0,005 bis 0,1% Nb und/oder 0,03 bis 0,3% V.
(4) Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen nach einem der Punkte (1) bis (3), dadurch gekennzeichnet, daß er zu Lasten von Eisen massebezogen ferner aufweist: höchstens 0,02% Te, höchstens 0,02% Ca, höchstens 0,01% Zr, höchstens 0,035% Mg, höchstens 0,1% Y und/oder höchstens 0,15% Seltenerdmetalle.
(5) Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen nach einem der Punkte (1) bis (4), dadurch gekennzeichnet, daß die Austenit-Korngrößennummer nach Japanischer Industrienorm (JIS) im Abschnitt von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius mindestens 8 beträgt.
(6) Verfahren zur Herstellung eines Stahlstabs oder -drahts zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen, gekennzeichnet durch die folgenden Schritte: Fertigwalzen eines Stahlmaterials mit einer in einem der Punkte (1) bis (5) festgelegten chemischen Zusammensetzung unter Steuern der Oberflächentemperatur auf 700 bis 1000°C am Ausgang des letzten Fertigwalzgerüsts während des Warmwalzens und anschließendes Unterziehen des gewalzten Materials mindestens einem Verfahrenszyklus aus "schnellem Abkühlen des warmgewalzten Materials auf eine Oberflächentemperatur von höchstens 600°C und anschließendem Erholenlassen durch seine Eigenwärme, so daß die Oberflächentemperatur 200 bis 700°C wird", oder zwei- oder mehrfaches Wiederholen des Verfahrenszyklus; und dadurch erfolgendes Bewirken, daß die prozentuale Ferritfläche in der Struktur des Abschnitts des Stahlstabs oder -drahts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius des Stahlstabs oder -drahts höchstens 10% beträgt und der Rest der Struktur im wesentlichen Martensit, Bainit und/oder Perlit aufweist, und ferner Bilden der Struktur, in der die mittlere Härte des Abschnitts von der Tiefe vom 0,5-fachen des Radius bis zur Mitte um mindestens HV 20 geringer als die der Oberflächenschicht (des Abschnitts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius) ist.
(7) Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität, dadurch gekennzeichnet, daß er ein Stahlstab oder -draht nach einem der Punkte (1) bis (5) ist, der weichgeglüht wurde; der weichgeglühte Strukturgrad nach JIS G 3539 im Abschnitt von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius höchstens Nr. 2 ist; und der weichgeglühte Strukturgrad im Abschnitt von der Tiefe vom 0,5-fachen des Radius bis zur Mitte höchstens Nr. 3 ist.
(8) Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Punkt (7), dadurch gekennzeichnet, daß die Ferrit-Korngrößennummer nach JIS im Abschnitt von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius mindestens 8 beträgt.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Position (mm) in einem Schnitt eines erfindungsgemäßen Stahlstabs mit 36 mm Durchmesser zum Kaltschmieden und der Härte (HV) an der Position.
2(a) ist eine Mikroaufnahme (400-fach vergrößert) der Oberfläche eines Stahlstabs und 2(b) ist eine Mikroaufnahme (400-fach vergrößert) seines Mittelabschnitts.
3(a) ist eine Mikroaufnahme (400-fach vergrößert) der Oberfläche eines Stahlstabs, der durch Weichglühen des Stahlstabs von 1 erhalten wurde, und 3(b) ist eine Mikroaufnahme (400-fach vergrößert) seines Mittelabschnitts.
4 ist eine schematische Darstellung eines Beispiels für eine Walzlinie, die für die Erfindung zum Einsatz kommt.
5(a) ist eine Darstellung von CCT-Kurven zur Erläuterung der Strukturen in der Oberflächenschicht und im Mittelabschnitt eines Stahlstabs oder -drahts, und 5(b) ist eine Schnittansicht der Struktur eines Stahlstabs oder -drahts nach Abkühlung und Erholung.
Bevorzugte Ausführungsform der Erfindung
Im folgenden wird die Erfindung näher erläutert. Zunächst werden die Gründe dargelegt, weshalb die notwendige chemische Stahlzusammensetzung zum Erreichen der Struktur und der mechanischen Eigenschaften, z. B. Härte und Duktilität eines Stahlstabs oder -drahts zum Kaltschmieden, festgelegt ist, auf die die Erfindung abzielt.
C: C ist ein unabdingbares Element zur Erhöhung der Stahlfestigkeit, die von Maschinenbauteilen gefordert wird. Bei einem C-Gehalt unter 0,1% ist die Festigkeit eines Endprodukts unzureichend, aber bei einem C-Gehalt über 0,6% ist die Duktilität eines Fertigprodukts beeinträchtigt. Daher ist der C-Gehalt auf 0,1 bis 0,6% begrenzt.
Si: Si wird als Desoxidationsmittel und auch zur Erhöhung der Festigkeit eines Endprodukts durch Mischkristallhärtung zugegeben. Ein Si-Gehalt unter 0,01% reicht nicht aus, diese Wirkungen zu erhalten. Wird es aber mit über 0,5% zugegeben, erhöhen sich diese Wirkungen nicht mehr, sondern die Duktilität ist beeinträchtigt. Aus diesem Grund ist der Si-Gehalt mit 0,01 bis 0,5% festgelegt. Allerdings ist bevorzugt, die Obergrenze für den Si-Gehalt mit höchstens 0,35% oder stärker bevorzugt höchstens 0,2% festzulegen.
Mn: Mn ist ein wirksames Element zur Erhöhung der Festigkeit eines Endprodukts durch Verstärkung der Härtbarkeit. Bei einem Mn-Gehalt unter 0,2% erhält man keine ausreichende Wirkung, und bei seiner Zugabe mit über 1,7% sättigt sich nicht nur die Wirkung, sondern auch die Duktilität ist beeinträchtigt. Daher ist der Mn-Gehalt auf 0,2 bis 1,7% begrenzt.
S: S ist eine unvermeidliche Komponente in Stahl und liegt darin in Form von MnS vor. In der Erfindung ist sein Gehalt mit 0,001 bis 0,15% festgelegt, da S wirksam die Zerspanbarkeit erhöht und eine Kristallstruktur verfeinert.
Da aber S für die Kaltumformung schädlich ist, ist bevorzugt, seinen Gehalt auf höchstens 0,015% oder stärker bevorzugt höchstens 0,01% zu begrenzen, wenn keine Zerspanbarkeit erforderlich ist.
Al: Al ist als Desoxidationsmittel wirksam. Wirksam ist es ferner zur Verfeinerung von Kristallkörnern durch Binden von gelöstem N im Stahl als AlN. Bei einem übermäßigen Al-Gehalt bildet sich aber eine übermäßige Menge von Al₂O₃, was zu einer Zunahme innerer Fehler und der Beeinträchtigung der Kaltumformbarkeit führt. Daher ist der Al-Gehalt in der Erfindung auf den Bereich von 0,015 bis 0,05% begrenzt.
N: N reagiert mit Al oder Nb zu AlN oder NbN (NbCN), verfeinert Kristallkörner und verbessert die Stahlduktilität, weshalb sein Gehalt mit 0,003 bis 0,025% festgelegt ist.
P: P ist eine Komponente, die zwangsläufig zum Stahl gehört und Korngrenzensegregation sowie Mittensegregation verursacht, was die Duktilität beeinträchtigt. Daher ist erwünscht, den Gehalt von P auf höchstens 0,035% oder vorzugsweise höchstens 0,02% zu begrenzen.
O: O ist ebenfalls eine Komponente, die zwangsläufig zu Stahl gehört und die Kaltumformbarkeit durch Reagieren mit Al zu Al₂O₃ beeinträchtigt. Daher ist erwünscht, seinen Gehalt so zu steuern, daß er höchstens 0,003% oder vorzugsweise höchstens 0,002% beträgt.
Zuvor wurde die chemische Grundzusammensetzung eines Stahls erläutert, auf den die Erfindung Anwendung findet. Ferner kann in der Erfindung ein Stahl Ni, Cr und/oder Mo enthalten. Diese Elemente werden zur Festigkeitserhöhung eines Endprodukts durch die Verstärkung der Härtbarkeit und ähnliche Effekte zugegeben. Freilich bewirkt eine Zugabe jedes dieser Elemente in großer Menge, daß sich Bainit und Martensit bis zum Mittelabschnitt eines warmgewalzten Stahlstabs oder -drahts bilden, was die Stahlhärte erhöht und auch aus wirtschaftlicher Sicht nicht erwünscht ist. Die Gehalte dieser Elemente sind daher auf höchstens 3,5% für Ni, höchstens 2% für Cr und höchstens 1% für Mo begrenzt.
Weiterhin können in der Erfindung zur Steuerung der Kristallkorngröße Nb und/oder V einem Stahl zugegeben werden.
Liegt aber der Gehalt von Nb unter 0,005% oder der von V unter 0,03%, erhält man keine greifbare Wirkung. Übersteigen andererseits ihre Gehalte 0,1 bzw. 0,3%, sättigt sich der Effekt, und die Duktilität ist beeinträchtigt. Folglich sind ihre Gehalte mit 0,005 bis 0,1% für Nb und 0,03 bis 0,3% für V festgelegt.
Zusätzlich kann in der Erfindung zur Steuerung der Form von MnS, Rißverhinderung und Duktilitätserhöhung ein Stahl die folgenden Elemente aufweisen: höchstens 0,02% Te, höchstens 0,02% Ca, höchstens 0,01% Zr, höchstens 0,035% Mg, höchstens 0,15% Seltenerdmetalle und/oder höchstens 0,1% Y. Diese Elemente bilden jeweilige Oxide, und die Oxide wirken nicht nur als Kerne für die Bildung von MnS, sondern bilden MnS auch zu (Mn, Ca)S, (Mn, Mg)S usw. um. Dies macht die Sulfide beim Warmwalzen leicht streckbar, wodurch sich körniges MnS in feinen Körnern dispergiert, was die Duktilität sowie das kritische Stauchverhältnis bei der Kaltschmiedeverformung erhöht. Werden andererseits Te über 0,02%, Ca über 0,02%, Zr über 0,01%, Mg über 0,035%, Y über 0,1% oder Seltenerdmetalle über 0,15% zugegeben, sättigen sich die o. g. Wirkungen, es bilden sich unvorteilhaft CaO, MgO und andere grobe Oxide sowie die Cluster dieser Oxide, und harte Verbindungen wie ZrN u. ä., scheiden aus, was die Duktilität beeinträchtigt. Aus diesem Grund sind die Gehalte dieser Elemente so festgelegt, daß sie höchstens 0,02% für Te, höchstens 0,02% für Ca, höchstens 0,01% für Zr, höchstens 0,035% für Mg, höchstens 0,1% für Y und höchstens 0,15% für Seltenerdmetalle betragen. Zu beachten ist, daß die Seltenerdmetalle, die in der Erfindung beschrieben sind, Elemente mit Ordnungszahlen von 57 bis 71 bezeichnen.
Hierbei wird der Zr-Gehalt in Stahl durch Emissionsspektrometrie mit induktiv gekoppeltem Plasma (ICP) ähnlich wie bei der Bestimmung des Nb-Gehalts in Stahl bestimmt, nachdem eine Probe auf die in Anhang 3 von JIS G 1237-1997 festgelegte Weise behandelt wurde. Die Menge jeder in der Messung der Beispiele der Erfindung verwendeten Probe betrug 2 g für jede Stahlgüte, und eine Kalibrierkurve für die ICP war so eingestellt, daß sie zur Messung einer sehr kleinen Zr-Menge ge eignet war. Das heißt, Lösungen mit unterschiedlichen Zr-Konzentrationen wurden durch Verdünnen einer Zr-Standardlösung so hergestellt, daß die Zr-Konzentrationen von 1 bis 200 ppm variierten, und die Kalibrierkurve wurde durch Messung der Zr-Mengen in den verdünnten Lösungen bestimmt. Zu beachten ist, daß die üblichen Verfahren im Zusammenhang mit der ICP auf JIS K 0116-1995 (General Rules for Emission Spectrometry) und JIS Z 8002-1991 (General Rules for Tolerances of Tests and Analyses) beruhen.
Als nächstes wird die Struktur eines erfindungsgemäßen Stahlstabs oder -drahts nachfolgend erläutert.
Im Rahmen der Erfindung untersuchte man Verfahren zur Erhöhung der Duktilität eines Stahlstabs oder -drahts zum Kaltschmieden und erkannte, daß der Schlüssel zur Duktilitätserhöhung eines weichgeglühten Stahlmaterials darin lag, die weichgeglühte Struktur homogen und fein zu machen, und daß es dazu wirksam war, den prozentualen Ferritanteil in der Struktur nach Warmwalzen auf höchstens einen festgelegten Wert einzudämmen und den Rest zu einer Mischstruktur auszubilden, die feinen Martensit, Bainit und/oder Perlit aufweist. Daraus folgt, daß die Duktilität eines Stahlstabs oder -drahts steigt, wenn er nach Warmwalzen schnell abgekühlt und dann weichgeglüht wird. Wird er aber so schnell abgekühlt, daß die Struktur über seinen gesamten Schnitt härtet, treten leicht Abschreckrisse auf, wozu kommt, daß die Stahlhärte auch nach dem Weichglühen nicht sinkt und der Kaltverformungswiderstand steigt, was die Standzeit von Kaltschmiedegesenken verkürzt. Im Rahmen der Erfindung wurde festgestellt, daß es zur Lösung der o. g. Probleme wirksam war, den in der Oberflächenschicht eines Stahlstabs oder -drahts durch schnelles Abkühlen der Oberflächenschicht nach Fertigwarmwalzen und anschließendes Erholenlassen gebildeten Martensit durch dessen Eigenwärme zu tempern und dadurch die Oberflächenschicht vor Weichglühen zu erweichen, und ferner den Innenabschnitt so auszubilden, daß er sich aus einer weichen Struktur zusammensetzt, indem die geringe Abkühlungsgeschwindigkeit genutzt wird; und daß als Ergebnis dessen ein Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Dukti lität nach Weichglühen und mit einem geringen Kaltverformungswiderstand erhalten werden konnte.
1 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Position (mm, 0 in der Mitte) in einem Schnitt eines erfindungsgemäßen Stahlstabs mit 36 mm Durchmesser zum Kaltschmieden und der Härte (HV) an der Position.
Gemäß 1 beträgt die mittlere Härte an der Oberfläche HV 280 bis 330 und die in der Mitte etwa HV 200, und die Härte nimmt zur Mitte allmählich ab.
Gemäß der Mikroaufnahme (400-fach vergrößert) der Oberfläche des Stahlstabs in 2(a) und der der Mitte in 2(b) umfaßt die Struktur an der Oberfläche hauptsächlich getempertes Martensit und die in der Mitte hauptsächlich Ferrit und Perlit.
Bezüglich der Struktur nach dem Weichglühen, um den Stahlstab von 1 1 h auf 735°C und dann 2 h auf 680°C zu halten, geht aus der Mikroaufnahme (400-fach vergrößert) der Oberfläche des Stahlstabs in 3(a) und der der Mitte in 3(b) hervor, daß eine homogene Struktur mit einem guten Weichglühgrad an der Oberfläche erhalten wird. Die Härte nach dem Weichglühen beträgt etwa HV 135 und ist von der Oberfläche bis zur Mitte etwa gleich.
Obwohl ein Stahlstab nach Weichglühen einer Stauchprüfung unter schwerer Verformung mit einer wahren Dehnung über 1 unterzogen wurde, entwickelte er keine Kaltschmiederisse, und sein Kaltverformungswiderstand blieb auf einem geringen Wert, der kein Problem bei der Kaltschmiedeverformung verursachte.
Auf der Grundlage dieses Ergebnisses wurden im Rahmen der Erfindung weitere Prüfungen und Untersuchungen der Struktur der Oberflächenschicht und der Beziehung zwischen der Härte der Oberflächenschicht und der des Mittelabschnitts durchgeführt, die keine Rißbildung bei Kaltschmiedeverformung verursacht.
Als Ergebnis wurde im Rahmen der Erfindung festgestellt, daß auch wenn sich die Oberflächenschicht aus einer getemperten Martensitstruktur zusammensetzte (einer Struktur, in der Ferrit in einer Phase vorliegt, die im wesentlichen Marten sit, Bainit und/oder Perlit umfaßt), das Auftreten der Kaltschmiederisse nur verhindert werden konnte, wenn die prozentuale Ferritfläche höchstens 10% im Abschnitt eines Stahlstabs oder -drahts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen seines Durchmessers oder vorzugsweise höchstens 5% im Fall von schwerer Kaltschmiedeverformung betrug; daß es zur Gewährleistung der Duktilität beim Kaltschmieden und zur Verhinderung von Rißbildung und steigendem Verformungswiderstand notwendig war, eine feine und homogene Struktur mit einem höheren prozentualen Anteil von getempertem Martensit in der Oberflächenschicht im Stadium nach Warmwalzen des Stahlstabs oder -drahts auszubilden; und daß es dazu notwendig war, eine Härtedifferenz zwischen der Oberflächenschicht und dem Mittelabschnitt im Stadium nach Warmwalzen des Stahlstabs oder -drahts zu erzeugen, und die notwendige Bedingung zum Erreichen dessen darin bestand, die mittlere Härte (HV) des Abschnitts von der Tiefe vom 0,5-fachen des Radius des Stahlstabs oder -drahts bis zu seiner Mitte um mindestens HV 20 oder vorzugsweise um mindestens HV 50 bei schwerer Kaltschmiedeverformung geringer als die mittlere Härte (HV) des Abschnitts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius zu machen.
Wurde dann der zuvor beschriebene Stahlstab oder -draht weichgeglüht, erhielt man einen Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität, in dem der durch JIS G 3539 definierte weichgeglühte Strukturgrad im Abschnitt des Stahlstabs oder -drahts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen seines Radius höchstens Nr. 2 entsprach. Nachgewiesen wurde, daß der so erhaltene weichgeglühte Stahlstab oder -draht auch dann keine Kaltschmiederisse entwickelte, wenn er einer Stauchprüfung unter schwerer Verformung mit einer wahren Dehnung über 1 unterzogen wurde.
Zu beachten ist, daß die herkömmlich bekannten Verfahren zum Weichglühen für das Weichglühen der Erfindung verwendet werden können.
Um eine Korngröße der Kristalle in der Oberflächenschicht zu erhalten, die zur Erhöhung der Duktilität beiträgt, reicht es im Stadium vor dem Weichglühen aus, die Au stenit-Kristallkorngrößennummer nach JIS G 0551 mindestens 8 im Abschnitt des Stahlstabs oder -drahts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius werden zu lassen. Hierbei ist bevorzugt, die Nummer mindestens 9 werden zu lassen, wenn bessere Eigenschaften erforderlich sind, oder mindestens 10, wenn noch höhere Eigenschaften gefordert sind. Danach reicht es im Stadium nach dem Weichglühen aus, die Ferrit-Kristallkorngrößennummer nach JIS G 3545 mindestens 8 im Abschnitt des Stahlstabs oder -drahts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius werden zu lassen, und es ist bevorzugt, die Nummer mindestens 9 werden zu lassen, wenn bessere Eigenschaften erforderlich sind, oder mindestens 10, wenn noch höhere Eigenschaften gefordert sind.
Sind die Kristallkorngrößennummern nicht größer als die zuvor festgelegten Nummern, wird keine ausreichende Duktilität erreicht.
Als nächstes wird ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung des Stahlstabs oder -drahts zum Kaltschmieden im folgenden erläutert.
4 ist eine schematische Darstellung eines Beispiels für eine in der Erfindung verwendete Walzlinie.
Gemäß 4 wird ein Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 5 in einem Nachwärmofen 1 erwärmt und durch eine Warmwalzstraße 2 so fertiggewalzt, daß die Oberflächentemperatur des Stabstahls oder -drahts am Ausgang vom letzten Fertigwalzgerüst auf 700 bis 1000°C gesteuert ist. Die Temperatur am Ausgang des letzten Fertigwalzgerüsts wird mit einem Pyrometer 3 gemessen. Danach wird der fertiggewalzte Stahlstab oder -draht 4 durch Aufbringen von Wasser auf die Oberfläche in Kühlbetten 5 schnell abgekühlt (vorzugsweise mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von z. B. mindestens 30°C/s), um eine Oberflächentemperatur von höchstens 600°C, vorzugsweise höchstens 500°C, stärker bevorzugt höchstens 400°C zu haben, so daß die Struktur der Oberflächenschicht hauptsächlich Martensit aufweist. Nach Durchlaufen der Kühlbetten erholt sich die Oberflächenschicht des Stahlstabs oder -drahts durch die Eigenwärme seines Mittelabschnitts auf eine Oberflächen temperatur von 200 bis 700°C (gemessen mit einem Pyrometer 6), so daß die Struktur der Oberflächenschicht hauptsächlich getempertes Martensit aufweist.
In der Erfindung wird der o. g. schnelle Abkühlungs- und Erholungsvorgang mindestens einmal oder mehrmals durchgeführt. Damit erhöht sich die Duktilität eines Stahls merklich.
Der Grund, weshalb die Oberflächentemperatur des Stahlstabs oder -drahts auf 700 bis 1000°C gesteuert wird, besteht darin, daß Kristallkörner durch Walzen mit niedriger Temperatur verfeinert werden können und dadurch die Struktur nach dem schnellen Abkühlen verfeinert werden kann: Beträgt die Oberflächentemperatur höchstens 1000°C, wird die Austenit-Korngrößennummer in der Oberflächenschicht 8; beträgt sie höchstens 950°C, wird die Nummer 9; und beträgt sie höchstens 860°C, wird die Nummer 10. Liegt aber die Oberflächentemperatur unter 700°C, wird es schwierig, die Ferritmenge in der Struktur der Oberflächenschicht zu reduzieren, weshalb die Oberflächentemperatur mindestens 700°C betragen muß.
Zu beachten ist, daß ein Verfahren und eine Vorrichtung für eine solche direkte Oberflächenabschreckung (DSQ) gemäß der Offenbarung in der JP-A-S62-13523 und H1-25918 bekannt sind, wenngleich die Aufgabe, auf die sie Anwendung finden, von der der Erfindung abweicht.
5 ist eine Darstellung von CCT-Kurven zur Erläuterung der Struktur der Oberflächenschicht und des Mittelabschnitts eines Stahlstabs oder -drahts.
Wird ein mit einer geringen Temperatur fertiggewalzter Stahlstab oder -draht schnell abgekühlt und dann erholen gelassen, umfaßt darstellungsgemäß die Struktur der Oberflächenschicht 7, die mit einer hohen Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt wird, hauptsächlich getempertes Martensit, während die des Mittelabschnitts 8, der mit einer geringeren Abkühlungsgeschwindigkeit als die Oberflächenschicht abgekühlt wird, Ferrit und Perlit aufweist.
Der Grund, weshalb ein Stahlstab oder -draht auf eine Oberflächentemperatur von höchstens 600°C schnell abgekühlt und dann durch die Eigenwärme auf eine Oberflächentemperatur von 200 bis 700°C erholen gelassen wird, besteht darin, daß dies bewirkt, daß die Oberflächenschicht aus einer Struktur besteht, die sich hauptsächlich aus getempertem Martensit zusammensetzt und eine reduzierte Härte hat.
Beispiele
Im folgenden werden Beispiele für die Erfindung erläutert.
Die in Tabelle 1 aufgeführten Stähle wurden unter den in Tabelle 2 aufgeführten Bedingungen zu Stahlstäben und -drähten warmgewalzt. Der Durchmesser der Walzprodukte lag im Bereich von 36 bis 55 mm. Anschließend wurden die Stahlstäbe und -drähte weichgeglüht und dann einer Härtungsbehandlung durch Abschrecken und Tempern bzw. Vergüten unterzogen. Die Strukturen und Eigenschaften der Stahlstäbe und -drähte wurden in den Stadien kurz nach Walzen, nach Weichglühen bzw. nach Vergüten untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabellen 3 und 4 dargestellt. Der "Abschnitt eines Stahlstabs oder -drahts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius", der in den Ansprüchen der Erfindung erwähnt ist, ist in den Tabellen 3 und 4 einfach als "Oberflächenschicht" (z. B. Härte der Oberflächenschicht) aufgeführt. Ebenso ist der "Abschnitt eines Stahlstabs oder -drahts von der Tiefe von 0,5-fachen des Radius bis zur Mitte", der in den Ansprüchen der Erfindung erwähnt ist, in den Tabellen einfach als "Mittelabschnitt" aufgeführt (z. B. Härte des Mittelabschnitts). Der Verformungswiderstand jedes der Stahlstäbe und -drähte wurde gemessen, indem ein säulenförmiges Prüfstück mit dem gleichen Durchmesser wie das Walzprodukt und einer Höhe vom 1,5-fachen des Durchmessers einer Stauchprüfung unterzogen wurde. Ein kritisches Stauchverhältnis wurde gemessen, indem jedes der säulenförmigen Prüfstücke mit der o. g. Abmessung und mit jeweils einer Kerbe mit 0,8 mm Tiefe und 0,15 mm Kerbenspitzenradius an der Oberfläche der Stauchprüfung unterzogen wurde. Die Prüfstücke zur Zugprüfung wurden aus den Positionen in Entsprechung zu den Oberflächenschichten der Walzprodukte ausgeschnitten, und die Zugfestigkeit und Einschnürung, die ein Indikator für die Duktilität ist, der Oberflächenschichten wurden durch Zugprüfung gemessen.
Die Walzprodukte jedes Stahls erfuhren Normalvergütung (NV), Induktionsvergütung (IV) und Aufkohlungsvergütung (AV). Das Induktionsvergüten erfolgte mit einer Frequenz von 30 kHz. Das Aufkohlungsvergüten erfolgte unter der Bedingung eines Kohlenstoffpotentials von 0,8% und 950°C × 8 h.
Wie aus den Tabellen 3 und 4 hervorgeht, haben die erfindungsgemäßen Proben ein erheblich besseres kritisches Stauchverhältnis und eine erheblich bessere Einschnürung, was Indikatoren für die Stahlduktilität sind, als die Vergleichsproben mit den gleichen Kohlenstoffgehalten, und ihr Verformungswiderstand und die Härte nach dem Vergüten sind zufriedenstellend.
Als nächstes wurden die in Tabelle 5 aufgeführten Stähle unter den Walzbedingungen gemäß Tabelle 2 zu Stahlstäben und -drähten mit 36 bis 50 mm Durchmesser gewalzt, weichgeglüht und dann durch Vergüten auf die gleiche Weise wie zuvor gehärtet. Tabelle 6 zeigt die Untersuchungsergebnisse ihrer Strukturen und Materialeigenschaften. Vergleicht man die Proben von Tabelle 6 mit den Vergleichsproben von Tabelle 4, sind die erfindungsgemäßen Proben im kritischen Stauchverhältnis und in der Einschnürung, die Indikatoren für die Stahlduktilität sind, viel besser als die Vergleichsproben mit den gleichen Kohlenstoffgehalten, und ihr Verformungswiderstand und die Härte nach dem Vergüten sind zufriedenstellend.
Gewerbliche Anwendbarkeit
Ein erfindungsgemäßer Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden ist ein Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen, der verhindern kann, daß das Stahlmaterial beim Kaltschmieden reißt, wobei diese Rißbildung beim Kaltschmieden nach Weichglühen herkömmlich problematisch war. Da die Erfindung somit die Herstellung geschmiedeter Maschinenkomponenten, die starker Umformung bedürfen, durch Kaltschmieden ermöglicht, sorgt sie für erhebliche Vorteile bei wesentlicher Produktivitätssteigerung und Energieeinsparung.

Claims

Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen, gekennzeichnet dadurch, daß er aus einem Stahl besteht, der massebezogen enthält: 0,1 bis 0,6% C, 0,01 bis 0,5% Si, 0,2 bis 1,7% Mn, 0,001 bis 0,15% S, 0,015 bis 0,05% Al und 0,003 bis 0,025% N und dessen Gehalte von P und O auf höchstens 0,035% bzw. höchstens 0,003% gesteuert sind, wobei der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht; wobei die prozentuale Ferritfläche in der metallografischen Struktur des Abschnitts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius des Stahlstabs oder -drahts höchstens 10% beträgt und der Rest der Struktur im wesentlichen aus Martensit, Bainit und/oder Perlit besteht; und wobei die mittlere Härte des Abschnitts von der Tiefe vom 0,5-fachen des Radius bis zur Mitte um mindestens HV 20 geringer als die der Oberflächenschicht, d. h. des Abschnitts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius, ist.
Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß er zu Lasten von Eisen massebezogen ferner enthält: höchstens 3,5% Ni, höchstens 2% Cr und/oder höchstens 1% Mo.
Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß er zu Lasten von Eisen massebezogen ferner enthält: 0,005 bis 0,1% Nb und/oder 0,03 bis 0,3% V.
Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß er zu Lasten von Eisen massebezogen ferner enthält: höchstens 0,02% Te, höchstens 0,02% Ca, höchstens 0,01% Zr, höchstens 0,035% Mg, höchstens 0,1% Y und/oder höchstens 0,15% Seltenerdmetalle.
Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Austenit-Korngrößennummer nach Japanischer Industrienorm (JIS) im Abschnitt von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius mindestens 8 beträgt.
Verfahren zur Herstellung eines Stahlstabs oder -drahts zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Weichglühen, gekennzeichnet durch die folgenden Schritte: Fertigwalzen eines Stahlmaterials mit einer in einem der Ansprüche 1 bis 5 festgelegten chemischen Zusammensetzung unter Steuern der Oberflächentemperatur auf 700 bis 1000°C am Ausgang des letzten Fertigwalzgerüsts während des Warmwalzens und anschließendes Unterziehen des gewalzten Materials mindestens einem Verfahrenszyklus aus "schnellem Abkühlen des warmgewalzten Materials auf eine Oberflächentemperatur von höchstens 600°C und anschließendem Erholenlassen durch seine Eigenwärme, so daß die Oberflächentemperatur 200 bis 700°C wird", oder zwei- oder mehrfaches Wiederholen des Verfahrenszyklus; und dadurch erfolgendes Bewirken, daß die prozentuale Ferritfläche in der Struktur des Abschnitts des Stahlstabs oder -drahts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius des Stahlstabs oder -drahts höchstens 10% beträgt und der Rest der Struktur im wesentlichen aus Martensit, Bainit und/oder Perlit besteht, und ferner Bilden der Struktur, in der die mittlere Härte des Abschnitts von der Tiefe vom 0,5-fachen des Radius bis zur Mitte um mindestens HV 20 geringer als die der Oberflächenschicht, d. h. des Abschnitts von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius, ist.
Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität, dadurch gekennzeichnet, daß er ein Stahlstab oder -draht nach einem der Ansprüche 1 bis 5 ist, der weichgeglüht wurde; der weichgeglühte Strukturgrad nach JIS G 3539 im Abschnitt von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius höchstens Nr. 2 ist; und der weichgeglühte Strukturgrad im Abschnitt von der Tiefe vom 0,5-fachen des Radius bis zur Mitte höchstens Nr. 3 ist.
Stahlstab oder -draht zum Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Ferrit-Korngrößennummer nach JIS im Abschnitt von der Oberfläche bis zur Tiefe vom 0,15-fachen des Radius mindestens 8 beträgt.