Der
vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen unlegierten
Stahldraht bzw. Hartstahldraht bereitzustellen, der eine höhere Festigkeit
als bislang aufweist und dessen Beständigkeit gegen Rißbildung
in Längsrichtung
gut ist, selbst wenn kein Chrom eingearbeitet wurde. Eine weitere
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines
Stahlprodukts für
den Stahldraht. Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung
ist außerdem
die Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung des Stahldrahtes
und des Stahlprodukts. Die diese Aufgaben lösende Erfindung wird nachstehend
definiert bzw. erläutert.
Diese
Aufgaben werden durch die in den Ansprüchen gekennzeichneten Ausführungsformen
gelöst.
Der
erste Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft einen unlegierten
Stahldraht bzw. Hartstahldraht mit ausgezeichneter Beständigkeit
gegen Rißbildung
in Längsrichtung,
dadurch gekennzeichnet, daß die
wesentlichen Komponenten C (0,65–1,2 Gewichtsprozent), Si (0,1–2,0 Gewichtsprozent),
Mn (0,2–2,0
Gewichtsprozent) und als Rest Fe sowie unvermeidbare Verunreinigungen
sind, die Hauptphase Perlit aufweist und der Flächenanteil an voreutektoidem
Ferrit in der Oberflächenschicht
bis zu einer Tiefe von 50 μm
weniger als 0,40% beträgt
(bzw. in dem Draht die Hauptphase Perlit ist und das voreutektoide
Ferrit-Flächenverhältnis weniger
als 0,40% in der Oberflächenschicht
bis zu einer Tiefe von 50 μm
von der Oberfläche
beträgt).
Der Begriff „die
Hauptphase P aufweist" bedeutet,
daß der
Perlitflächenanteil
mehr als 80% beträgt.
Der bevorzugte Politflächenanteil
beträgt
mehr als 90%.
Der
zweite Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft einen unlegierten
Stahldraht bzw. Hartstahldraht mit ausgezeichneter Beständigkeit
gegen Rißbildung
in Längsrichtung,
dadurch gekennzeichnet, daß die
wesentlichen Komponenten C (0,65–1,2 Gewichtsprozent), Si (0,1–2,0 Gewichtsprozent),
Mn (0,2–2,0 Gewichtsprozent),
B (0,0003–0,0050
Gewichtsprozent), Ti (weniger als 0,030 Gewichtsprozent), N (weniger
als 0,0050 Gewichtsprozent) und als Rest Fe sowie unvermeidbare
Verunreinigungen sind, wobei die Mengen von B, Ti und N der Gleichung
(1) genügen, 0,03 ≤ B/(Ti/3,43 – N) ≤ 5,0 (1), wobei das
Gefüge
als Hauptphase Perlit aufweist und der Flächenanteil an voreutektoidem
Ferrit in der Oberflächenschicht
bis zu einer Tiefe von 50 μm
weniger als 0,40 % beträgt.
Der
dritte Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft einen Drahtstab
(bzw. Stahl) für
einen unlegierten Stahldraht bzw. Hartstahldraht mit derselben chemischen
Zusammensetzung wie vorstehend im zweiten Aspekt definiert, dadurch
gekennzeichnet, daß der
maximale Teilchendurchmesser von TiN-Einschlüssen geringer als 8,0 μm ist. Dieser
Stab wird zu dem vorstehend genannten unlegierten Stahldraht durch
Durchmesserverminderung (einschließlich Bearbeitung nach Patentieren)
und anschließendem
Patentieren verarbeitet.
Der
vierte Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft ein Verfahren
zur Herstellung eines Drahtstabs (bzw. Stahls) für einen unlegierten Stahldraht
bzw. Hartstahldraht, wobei das Verfahren Gießen eines Stahls mit derselben
chemischen Zusammensetzung wie vorstehend definiert, Kühlen des
Gusses mit einer Geschwindigkeit von mehr als 5°C/s im Zeitraum vom Beginn des
Gießens
bis zum Abschluß der
Erstarrung und Warmwalzen des erhaltenen Walzblocks umfaßt.
Der
fünfte
Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft einen unlegierten Stahldraht
bzw. Hartstahldraht, dadurch gekennzeichnet, daß die wesentlichen Komponenten
C (0,65–1,2
Gewichtsprozent), Si (0,1–2,0
Gewichtsprozent), Mn (0,2–2,0
Gewichtsprozent), B (0,0003–0,0050
Gewichtsprozent, wobei B in fester Lösung mehr als 0,0003 Gewichtsprozent
ausmacht, N (weniger als 0,0050 Gewichtsprozent) und als Rest Fe
sowie unvermeidbare Verunreinigungen sind, der Anteil an Ti auf
0–0,005
Gewichtsprozent begrenzt ist, wobei das Gefüge als Hauptphase Perlit aufweist
und der Flächenanteil
an voreutektoidem Ferrit in der Oberflächenschicht bis zu einer Tiefe
von 50 μm
weniger als 0,40 % beträgt.
Ein einzigartiges Merkmal dieses Aspektes besteht darin, daß der Anteil
an Ti im zweiten Aspekt begrenzt ist.
Der
sechste Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft einen Drahtstab
(bzw. Stahl) für
einen unlegierten Stahldraht bzw. Hartstahldraht mit ausgezeichneter
Beständigkeit
gegen Rißbildung
in Längsrichtung,
wobei der Stahl dieselbe chemische Zusammensetzung wie im fünften Aspekt
definiert aufweist. Dieser Stahl wird zu einem unlegierten Stahldraht
(definiert im fünften
Aspekt) durch Durchmesserverminderung (einschließlich der Bearbeitung nach
dem Patentieren) und anschließendem
Patentieren verarbeitet.
Der
siebte Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft ein Verfahren
zur Herstellung eines Drahtstabs für einen unlegierten Stahldraht
bzw. Hartstahldraht, wobei das Verfahren Gießen eines Stahls, dessen wesentlichen
Komponenten C (0,65–1,2
Gewichtsprozent), Si (0,1–2,0
Gewichtsprozent), Mn (0,2–2,0
Gewichtsprozent), B (0,0003–0,0050
Gewichtsprozent), N (weniger als 0,0050 Gewichtsprozent) und Fe
sind, wobei der Anteil an Ti auf 0–0,005 Gewichtsprozent begrenzt
ist, Kühlen
des Gusses mit einer Geschwindigkeit von mehr als 5°C/s im Zeitraum
vom Beginn des Gießens
bis zum Abschluß der
Erstarrung, wodurch ein Walzblock gebildet wird, Erhitzen des erhaltenen
Walzblocks und Warmwalzen desselben derart, daß die End- bzw. Finishingtemperatur
900–1100°C beträgt, und
Kühlen
des warmgewalzten Produkts auf 850°C innerhalb von 30 Sekunden
umfaßt.
Dieses Verfahren liefert den Stahl für den unlegierten Stahldraht,
der im vorstehenden sechsten Aspekt der Erfindung definiert wurde.
1 ist
ein Diagramm, das den Bereich für
die Messungen der Ferritmenge in dem unlegierten Stahldraht zeigt. 1 zeigt
auch die Meßergebnisse
des Ferrit-Flächenanteils
in der Oberflächenschicht
(S) und im Kern (C) des unlegierten Stahldrahtes, der aus Bor-freiem
Stahl (A) und Bor-enthaltendem Stahl (B) gefertigt wurde.
2 ist
eine graphische Darstellung, die zeigt, wie die Erhitzungstemperatur
und die Haltezeit die Bormenge in der festen Lösung in dem Titan-freien, Bor-enthaltenden,
hypereutektoiden Stahl (nach Halten und Abschrecken) beeinflußt. Die
Bormenge ist in ppm-Werten aufgetragen.
Die
Erfinder führten
Untersuchungen hinsichtlich der Frage durch, warum die Rißbildung
in Längsrichtung
stattfindet, wenn unlegierter Stahl in seiner Festigkeit zunimmt.
Es würde
festgestellt, daß in
der Oberflächenschicht
eines Stahldrahtes, der einer Rißbildung in Längsrichtung
unterliegt, voreutektoide Ferrit auftritt, selbst wenn der Stahl
Kohlenstoff in einer Menge enthält,
die der hypereutektoiden Zusammensetzung entspricht. Diese proeutektoide
Ferrit scheint der Ausgangspunkt für die Rißbildung in Längsrichtung
zu sein. Wie 1(A) zeigt, ist der Ferritanteil
(hinsichtlich des Ferrit-Flächenverhältnisses)
in der Oberflächenschicht
(S) (bis zu einer Tiefe von 50 μm)
viel größer als
jener im Kern (C), im Fall eines unlegierten Stahldrahts (0,2 mm im
Durchmesser), der kein Bor enthält
(mit einem mittleren Kohlenstoffgehalt von 0,90 Gewichtsprozent).
(Dieser Stahldraht ist jener, der in dem nachstehend genannten Beispiel
als Probe Nr. 20 bezeichnet wird.) Nach Untersuchungen hinsichtlich
der Ursache der Ferritbildung wurde festgestellt, daß die Kohlenstoffkonzentration
in der Oberflächenschicht
des Stahldrahts sehr gering ist. Es scheint, daß die Abnahme in der Kohlenstoffkonzentration
in der Oberflächenschicht
aufgrund einer Entkohlung im Verlauf des Ziehens und der Wärmebehandlung
stattfindet. Diese Erkenntnis führte
zu der Idee, daß es
möglich
sein müßte, die
Festigkeit zu erhöhen und
die Beständigkeit
gegen Rißbildung
in Längsrichtung
ohne Zusatz von Chrom zu verbessern, wenn die Abnahme im Kohlenstoffgehalt
in der Oberflächenschicht
verhindert wird und die Bildung von Ferrit, das die Rißbildung
in Längsrichtung
in der Oberflächenschicht
induziert, vermieden wird. Die vorliegende Erfindung wurde auf der
Basis dieser Idee ausgeführt.
Die Erfindung wird genauer unter Bezugnahme auf die nachstehenden
Ausführungsformen
beschrieben.
Die
erste Ausführungsform
betrifft einen unlegierten Stahldraht, der dadurch gekennzeichnet
ist, daß die
wesentlichen Komponenten C (0,65–1,2 Gewichtsprozent), Si (0,1–2,0 Gewichtsprozent),
Mn (0,2–2,0
Gewichtsprozent) und Fe sind, die Hauptphase Perlit ist und der
Ferrit-Flächenanteil
weniger als 0,40% in der Oberflächenschicht
bis zu einer Tiefe von 50 μm
von der Oberfläche
beträgt.
Dieser
unlegierte Stahldraht weist die Komponentengrenzen aus nachstehend
angegebenen Gründen auf.
C : 0,65–1,2 Gewichtsprozent
Kohlenstoff
ist ein kostengünstiges
Element, um die Festigkeit wirksam zu erhöhen. Je höher die Menge an Kohlenstoff,
desto größer ist
das Ausmaß der
Kaltverfestigung des Ziehens und der Festigkeit nach dem Ziehen.
Je geringer die Kohlenstoffmenge ist, desto schwieriger ist es,
die Ferritmenge zu vermindern. Gemäß der vorliegenden Erfindung
sollte deshalb die untere Grenze des Kohlenstoffanteils 0,65 Gewichtsprozent,
vorzugsweise 0,7 Gewichtsprozent, bevorzugter 0,8 Gewichtsprozent,
betragen. Bei zu hohem Kohlenstoffgehalt kann andererseits der Stahldraht
während
des Ziehens aufgrund des netzähnlichen
proeutektoiden Zementits, das im Korngrenzbereich von Austenit gebildet
wurde, brechen. Dieser Zementit übt
eine nachteilige Wirkung auf die Zähigkeit und Duktilität nach dem
Fertigziehen zu Feindrähten
aus. Die obere Grenze des Kohlenstoffgehalts sollte 1,2 Gewichtsprozent,
vorzugsweise 1,1 Gewichtsprozent, betragen.
Si : 0,1–2,0 Gewichtsprozent
Silizium
ist als Desoxidationsmittel geeignet. Es spielt eine wichtige Rolle
in der vorliegenden Erfindung, die hauptsächlich Aluminium-freie Stahldrähte umfaßt. Silizium übt seine
Desoxidationswirkung bei einem Gehalt von weniger als 0,1 Gewichtsprozent
nicht aus. Daher sollte die untere Grenze des Siliziumgehalts 0,1
Gewichtsprozent betragen. Bei einer zu hohen Menge erschwert Silizium
andererseits, das Ziehen durch mechanisches Entzundern (nachstehend
kurz MD bezeichnet) auszuführen.
Die obere Grenze des Siliziumgehalts sollte 2,0 Gewichtsprozent,
vorzugsweise 1,0 Gewichtsprozent, bevorzugter 0,5 Gewichtsprozent,
betragen.
Mn : 0,2–2,0 Gewichtsprozent
Mangan
ist ebenfalls ein Element, das, wie Silizium, als Desoxidationsmittel
geeignet ist. Der erfindungsgemäße, Aluminium-freie
Stahldraht erfordert Mangan, wie auch Silizium, für eine wirksame
Desoxidation. Mangan erhöht
auch die Zähigkeit
und Duktilität
des Stahls, da es sich mit Schwefel im Stahl zu stabilem MnS vereinigt.
Außerdem
verbessert es wirksam das Härtungsvermögen, wodurch
proeutektoides Ferrit in dem Walzmaterial vermindert wird. Damit
diese Wirkungen erzeugt werden, sollte die untere Grenze des Mangangehalts
0,2 Ge wichtsprozent, vorzugsweise 0,3 Gewichtsprozent, betragen.
Andererseits ist Mangan ein Element, das zur Segregation neigt.
Daher fördert
Mangan in zu hohen Mengen die Bildung von überkühlten Strukturen, wie Martensit
und Bainit in dem Teil, in dem Mangan segregiert ist. Diese haben
negative Wirkung auf das Ziehvermögen. Folglich sollte die obere
Grenze des Mangangehalts 2,0 Gewichtsprozent, vorzugsweise 1,0 Gewichtsprozent,
betragen.
Der
erfindungsgemäße, unlegierte
Stahldraht dieser Ausführungsform
besteht aus den vorstehend genannten, wesentlichen Komponenten,
wobei der Rest unvermeidliche Verunreinigungen darstellt. Zur Verbesserung
der charakteristischen Eigenschaften kann er gegebenenfalls mit
Elementen in einer Menge versetzt werden, die die Wirkungen der
wesentlichen Komponenten nicht nachteilig beeinflussen. Beispiele
solcher Elemente werden nachstehend erläutert.
Der
unlegierte Stahldraht weist die nachstehend erläuterte Struktur auf. Er weist
die Perlitstruktur als Hauptphase auf, die sich nach der Patentierungsbehandlung
bildet. Diese Struktur ist im wesentlichen ähnlich der üblichen, ist jedoch dadurch
gekennzeichnet, daß der
Ferrit-Flächenanteil
weniger als 0,40% der Oberflächenschicht
bis zu einer Tiefe von 50 μm
von der Oberfläche
des Stahldrahtes beträgt.
Eine
Rißbildung
in Längsrichtung
beginnt in der Oberflächenschicht
bis zu einer Tiefe von 50 μm
von der Oberfläche
des Stahldrahts. Daher entwickelt sich eine gute Beständigkeit
gegen Rißbildung
in Längsrichtung,
wenn die Ferritbildung in diesem Teil zurückgedrängt wird, so daß der Ferrit-Flächenanteil
weniger als 0,40% beträgt.
Dies wird in den nachstehenden Beispielen gezeigt.
Eine
Maßnahme,
um die Bildung von Ferrit in der Oberflächenschicht zu inhibieren,
erfolgt durch Zusatz einer Komponente in den Stahl, die die Bildung
von Ferrit inhibiert, (wie in der zweiten, nachstehenden Ausführungsform
gezeigt) oder durch Karburierung während oder nach dem Ziehen,
das dem Patentieren vorangeht. Der erfindungsgemäße Stahldraht kann hauptsächlich in
derselben Weise wie vorstehend erzeugt werden. Sein Herstellungsverfahren
besteht aus Warmwalzen, Ziehen, Beizen, Patentieren und gegebenenfalls
ein Fertigziehen (Naßziehen).
Der
unlegierte Stahl gemäß der zweiten
Ausführungsform
wird nachstehend erläutert.
Er unterscheidet sich von der ersten Ausführungsform, indem er Bor, usw.
als wesentliche Komponenten, um die Ferritbildung zu verhindern,
ent hält.
Eine hinreichende Menge (0,0020 Gewichtsprozent) Bor inhibiert die
Ferritbildung in der Obrflächenschicht
(S) des Stahldrahts, wie in 1(B) hinsichtlich
Ferrit-Flächenanteil(α) in der
Oberflächenschicht
(S) und dem Kern (C) gezeigt, deutlich. Dieser Stahldraht (mit durchschnittlich
0,90 Gewichtsprozent Kohlenstoff und einem Durchmesser von 0,02
mm) ist jener, der als Probe Nr. 11 in dem Beispiel bezeichnet ist,
das nachstehend angeführt
wird. Diese Erkenntnis legt die Grundlage für einen unlegierten Stahldraht
gemäß der zweiten
Ausführungsform.
Die
zweite Ausführungsform
betrifft einen unlegierten Stahldraht, der dadurch gekennzeichnet
ist, daß die
wesentlichen Komponenten C (0,65–1,2 Gewichtsprozent), Si (0,1–2,0 Gewichtsprozent),
Mn (0,2–2,0
Gewichtsprozent), B (0,0003–0,0050
Gewichtsprozent), Ti (weniger als 0,030 Gewichtsprozent), N (weniger
als 0,0050 Gewichtsprozent) und Fe sind, wobei die Mengen von B,
Ti und N der Gleichung (1) genügen, 0,03 ≤ B/(Ti/3,43 – N) ≤ 5,0 (1), die Hauptphase
Perlit ist und der Ferrit-Flächenanteil
weniger als 0,40% in der Oberflächenschicht
bis zu einer Tiefe von 50 μm
von der Oberfläche
beträgt.
Dieser
unlegierte Stahldraht weist Begrenzungen hinsichtlich seiner drei
Hauptkomponenten (C, Si und Mn) aus den gleichen, wie vorstehend
erwähnten
Gründen
auf. Er weist weitere Komponenten (B, Ti und N), die durch die nachstehend
erläuterten
Gründe
begrenzt sind, auf.
B : 0,0003–0,0050
Gewichtsprozent
Bor
ist ein wichtiges Zusatzelement zur Inhibierung der Bildung von
Ferrit in der Oberflächenschicht bis
zu einer Tiefe von 50 μm
von der Oberfläche.
Es wird im allgemeinen angenommen, daß Bor in hypereutektoidem Stahl
in der Austenitkorngrenze segregiert, wodurch die intergranuläre Energie
vermindert und die Geschwindigkeit der Ferritbildung verringert
wird und somit die Wirkung der Inhibierung der Ferritbildung hervorgerufen
wird. Allerdings erzeugt Bor diese Wirkung in eutektoidem Stahl
oder hypereutektoidem Stahl nicht. In der vorliegenden Erfindung
scheint der Kohlenstoffgehalt in der Oberflächenschicht aufgrund der Entkohlung
während
der Wärmebehandlung
jedoch abzunehmen. Bor inhibiert daher die Ferritbildung und verhindert wirksam
die Rißbildung
in Längsrichtung,
ungeachtet dessen, ob die mittlere bzw. durchschnittliche Zusammenset zung
eutektoid oder hypereutektoid ist. In diesem Fall liegt Bor in Form
von freiem Bor vor. In anderen Worten, es liegt im Stahl nicht als
Verbindung, sondern als Atom in fester Lösung vor. Mit einer Menge von weniger
als 0,0003 Gewichtsprozent ruft Bor diese Wirkung zur Inhibierung
der Bildung von Ferrit nicht hervor und verhindert keine Rißbildung
in Längsrichtung.
Mit einer Menge von mehr als 0,0050 Gewichtsprozent bildet Bor eine
Verbindung, wie Fe23(CB)6,
die die Menge an freiem Bor vermindert und folglich übt Bor seine
Wirkung zur Verhinderung der Rißbildung
in Längsrichtung
nicht vollständig
aus. Grobe Fe23(CB)6-Körner rufen
häufig Bruchbildung
während
des Ziehens hervor. Die untere Grenze des Borgehaltes sollte 0,0003
Gewichtsprozent, vorzugsweise 0,0006 Gewichtsprozent, betragen,
und die obere Grenze des Borgehaltes sollte 0,0050 Gewichtsprozent,
vorzugsweise 0,0040 Gewichtsprozent, betragen.
Ti : weniger als 0,030
Gewichtsprozent
Titan
vereinigt sich mit Stickstoff (der unvermeidlich vorliegt), unter
Bildung von TiN, wodurch verhindert wird, daß sich Bor mit Stickstoff vereinigt
und somit freies Bor vorliegen kann. Titan in zu hoher Menge ruft jedoch
eine Ausfällung
von TiC und lamellarem Ferrit hervor, wodurch das Ziehvermögen nachteilig
beeinträchtigt
wird. Außerdem
veranlaßt
eine zu hohe Titanmenge grobes TiN. Daher sollte die Menge an Titan
weniger als 0,030 Gewichtsprozent, vorzugsweise weniger als 0,015
Gewichtsprozent, betragen. Die untere Grenze des Titangehalts wird
durch die Gleichung (1), gemäß der Menge
an Bor und Stickstoff, ermittelt.
N : weniger als 0,0050
Gewichtsprozent
In
dieser Ausführungsform
wird Stickstoff an Titan gebunden, so daß freies Bor gewährleistet
ist. Der Anteil an Stickstoff sollte möglichst gering sein, so daß die Menge
an zugegebenem Titan vermindert wird. Die Verminderung der Menge
an Stickstoff erhöht
jedoch die Herstellungskosten von Stahl. Somit sollte die obere Grenze
für Stickstoff
bei 0,0050 Gewichtsprozent, vorzugsweise 0,0035 Gewichtsprozent,
bevorzugter 0,0020 Gewichtsprozent, liegen. 0,03 ≤ B/(Ti/3,43 – N) ≤ 5,0 Gleichung (1)
Der
Ausdruck (Ti/3,43 – N)
in dieser Gleichung gibt die Menge an überschüssigem Titan wieder, wenn der
gesamte Stickstoff durch Titan fixiert ist. Wenn der Wert dieses
Ausdrucks weniger als 0,03 beträgt,
bedeutet dies, daß die
Menge an überschüssigem Titan
bezüglich
der Menge an zugegebenem Bor zu hoch ist. Daher bildet überschüssiges Titan
TiC und grobes TiN, wobei beide das Ziehvermögen nachteilig beeinträchtigen. Wenn
dieser Wert des Ausdrucks größer als
5,0 ist, bedeutet dies, daß die
Menge an überschüssigem Titan bezüglich der
zugegebenen Bormenge zu gering ist. Das Ergebnis besteht darin,
daß die
Menge an freiem Bor zu gering ist und die Bildung von Ferrit nicht
wie gewünscht
gehemmt wird. Daher sollte die untere Grenze des Wertes in dem Ausdruck
0,03, vorzugsweise 0,50, sein, und die obere Grenze des Wertes in
dem Ausdruck sollte 5,0, vorzugsweise 4,0 und bevorzugter 2,5, betragen.
Der
erfindungsgemäße unlegierte
Stahldraht gemäß der zweiten
Ausführungsform
besteht aus den vorstehend genannten, wesentlichen Komponenten,
wobei der Rest aus unvermeidlichen Verunreinigungen besteht. Zur
Verbesserung der charakteristischen Eigenschaften kann er gegebenenfalls
mit Elementen versetzt werden, die, wie bei der ersten Ausführungsform,
die Wirkungen der wesentlichen Komponenten nicht nachteilig beeinträchtigen.
Beispiele solcher Elemente sind Cr (weniger als 0,8 Gewichtsprozent),
Cu (weniger als 0,5 Gewichtsprozent), Ni (weniger als 0,5 Gewichtsprozent),
Nb (weniger als 0,02 Gewichtsprozent) und V (weniger als 0,02 Gewichtsprozent).
Ein beliebiges oder mehrere dieser Elemente können zu den Grundkomponenten,
die in dem ersten oder zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung
ausgewiesen wurden, zugegeben werden. Die erhaltene Zusammensetzung
kann eine beliebige der nachstehenden Zusammensetzungen sein, wobei
der Rest aus Eisen besteht.
- (1) Grundkomponenten
+ Cr
- (2) Grundkomponenten oder Zusammensetzung (1) + Cu
- (3) Grundkomponenten oder Zusammensetzung (1) oder (2) + Ni
- (4) Grundkomponenten oder Zusammensetzung (1), (2) oder (3)
+ eines oder beide von Nb und V.
Cr : weniger als 0,8 Gewichtsprozent
Chrom
verfeinert die Perlit-Lamellen und verbessert die Festigkeit und
das Ziehvermögen
des Drahtziehstabs. Damit Chrom diese Wirkungen erzeugt, sollte
die Chrommenge mehr als 0,05 Gewichtsprozent, vorzugsweise 0,1 Gewichtsprozent,
betragen. Wenn andererseits Chrom in einer zu hohen Menge vorliegt, wird
in der Reget ungelöstes
Zementit gebildet und es verlängert
sich die Zeit, die zur Fertigstellung der Umwandlung erforderlich
ist. Außerdem
gibt es Anlaß zu überkühlter Struktur
(wie Martensit und Bainit) in dem warmgewalzten Drahtstab und es übt eine
nachteilige Wirkung auf das mechanische Ziehvermögen aus. Daher sollte die obere
Grenze für
Chrom 0,8 Gewichtsprozent betragen.
Cu : weniger als 0,5 Gewichtsprozent
Kupfer
verbessert die Korrosionsbeständigkeit
von sehr feinen Stahldrähten.
Es verbessert auch die Entzunderungsfähigkeit (descalability) zum
Zeitpunkt des mechanischen Ziehens und verhindert auch das Festfressen
der Ziehdüse.
Damit Kupfer diese Wirkungen erzeugt, sollte die Kupfermenge höher als
0,05 Gewichtsprozent sein. Wenn Kupfer andererseits in einer zu
hohen Menge vorliegt, ruft es Bläschenbildung
auf der Drahtoberfläche
hervor, selbst wenn der warmgewalzte Drahtstab bei einer hohen Temperatur
von etwa 900°C
gehalten wird. Unter den Bläschen
im Stahl tritt Magnetit auf, das sich nachteilig auf das mechanische Ziehvermögen auswirkt.
Wenn außerdem
Kupfer mit Schwefel zur Bildung von CuS reagiert, das an der Korngrenze
segregiert, treten während
der Drahtstabherstellung Fehler im Walzblock und im Drahtstab auf.
Solche nachteiligen Wirkungen sollten durch Begrenzung des maximalen
Kupferanteils auf 0,5 Gewichtsprozent vermieden werden.
Ni : weniger als 0,5 Gewichtsprozent
Nickel
verbessert die Duktilität
von Zementit und trägt
folglich zum Ziehvermögen
bei. Nickel in einer Menge gleich oder etwas weniger als jene von
Kupfer verhindert wirksam die von Kupfer verursachte Rißbildung
bei Hitze. Andererseits ist Nickel kostspielig und ist bei der Erhöhung der
Festigkeit nicht so wirksam; daher sollte die obere Grenze des Nickelgehalts
0,5 Gewichtsprozent betragen.
Nb und V : jeweils weniger
als 0,02 Gewichtsprozent
Nb
und V verbessern das Härtungsvermögen und
sind bei der Erhöhung
der Festigkeit wirksam. Zugegeben in einer zu hohen Menge, bilden
sie jedoch zuviel Carbide, Senken den Kohlenstoff zur Bildung von lamellarem
Zementit, mit dem Ergebnis, daß die
Festigkeit abnimmt und Ferrit der zweiten Phase sich zu stark bildet.
Deren jeweilige obere Grenze sollte daher 0,02 Gewichtsprozent betragen.
Die
Japanische Patent-Offenlegungsschrift Nr. 49592/1994 offenbart einen
Stahl für
einen unlegierten Stahldraht, dem Chrom sowie Bor zugesetzt wurde.
Gemäß dieser
Technologie wird Bor in einem solchen Verhältnis zu dem Chromgehalt zugegeben,
daß das
Wachstum von Zementit in Perlit gefördert wird. Die offenbarte
Technologie unterscheidet sich daher vollständig von jener der vorliegenden
Erfindung in der Aufgabe und Wirkung des eingearbeiteten Bors.
Der
erfindungsgemäße unlegierte
Stahldraht der zweiten Ausführungsform
kann aus einem Ti-enthaltenden unlegierten Stahlprodukt, das dieselbe
chemische Zusammensetzung wie der unlegierte Stahldraht aufweist,
hergestellt werden und weist TiN-Einschlüsse auf, deren maximaler Durchmesser
geringer als 8,0 μm
ist.
Dieses
Stahlprodukt kann leicht zu einem unlegierten Stahldraht mit ausgezeichneter
Beständigkeit gegen
Rißbildung
in Längsrichtung
durch das übliche
Verfahren zur Herstellung von Draht verarbeitet werden, da es freies
Bor enthält,
das die Ferritbildung inhibiert, wodurch er weniger dazu neigt,
auch nach Warmwalzen, Ziehen und Patentieren den Ferritgehalt zu
erhöhen
(aufgrund der Senkung des Kohlenstoffgehalts in der Oberflächenschicht
des Drahtes). Da der maximale Durchmesser der TiN-Einschlüsse außerdem auf
8,0 μm begrenzt
ist, neigt er während
des Ziehens weniger zum Bruch und weist ein gutes Ziehvermögen auf.
Das
vorstehend genannte Ti-enthaltende, unlegierte Stahlprodukt kann
leicht aus einem Stahl mit derselben chemischen Zusammensetzung
wie der unlegierte Stahldraht der zweiten Ausführungsform durch Gießen, Kühlen mit
einer Geschwindigkeit von mehr als 5°C/s und Warmwalzen des erhaltenen
Walzblocks hergestellt werden. Die vorstehen ausgewiesene Geschwindigkeit
(mehr als 5°C/s)
für das
Abkühlen
vom Gießen bis
zur Erstarrung inhibiert das Kornwachstum der TiN-Einschlüsse, so
daß ihr
maximaler Korndurchmesser geringer als 8,0 μm ist. Die Kühlgeschwindigkeit nach dem
Gießen
sollte vorzugsweise größer als
8°C/s, bevorzugter
größer als
10°C/s,
sein. Der Walzblock kann erhitzt und in üblicher Weise gewalzt werden.
Die Erhitzungstemperatur beträgt
gewöhnlich
etwa 1000–1300°C, die Walzendtemperatur
ist höher
als der Ar3-Punkt und die Wikkeltemperatur
ist etwa 100–300°C.
Der
Drahtstab bzw. unlegierte Stahl gemäß der dritten Ausführungsform
wird nachstehend erläutert. Er
ist dadurch gekennzeichnet, daß die
wesentlichen Komponenten C (0,65–1,2 Gewichtsprozent), Si (0,1–2,0 Gewichtsprozent),
Mn (0,2–2,0
Gewichtsprozent), B (0,0003–0,0050
Gewichtsprozent, wobei B in fester Lösung mehr als 0,0003 Gewichtsprozent
ausmacht), N (weniger als 0,0050 Gewichtsprozent) und Fe sind, der Anteil
an Ti auf 0–0,005
Gewichtsprozent begrenzt ist, die Haupthase Perlit ist und der Ferrit-Flächenanteil
weniger als 0,40% in der Oberflächenschicht
bis zu einer Tiefe von 50 μm
von der Oberfläche
beträgt.
Der
unlegierte Stahldraht gemäß der dritten
Ausführungsform
ist dadurch gekennzeichnet, daß er
freies Bor als wesentliche Komponente enthält, obwohl er kein Titan enthält. Gemäß der üblichen
Technologie kann Stahl praktisch kein freies Bor enthalten, sofern
er nicht mit einem Nitrid-bildenden Element, wie Ti, Nb und Al,
versetzt ist. Dies ist darauf zurückzuführen, daß Bor selbst ein Nitrid-bildendes
Element ist und die technische Entwicklung wurde auf wenig oder
in mittlerem Umfang Kohlenstoff enthaltenden Stahl (weniger als
0,5 Gewichtsprozent Kohlenstoff) oder niedrig legierten Stahl gerichtet.
Die dritte Ausführungsform
beruht auf einer neuen Erkenntnis, daß der Stahl freies Bor enthalten
kann, wenn die Menge an Stickstoff bei unlegiertem oder hypereutektoidem
Stahl streng geregelt bzw. kontrolliert wird und die Heiztemperatur
und die Kühlgeschwindigkeit
(nach dem Walzen) streng kontrolliert werden. Daher ist der unlegierte
Stahl gemäß der dritten Ausführungsform
vollständig
frei von Titaneinschlüssen,
die für
das Ziehen nachteilig sind, so daß er zu hochfestem Draht gezogen
werden kann, der niemals mit der üblichen Technologie erhalten
werden könnte.
Das freie Bor in dem gemäß der dritten
Ausführungsform
erzeugten Stahldraht bleibt während
des Patentierens intakt und hemmt die Bildung von Ferrit. (Das Patentieren
für unlegierte
Stahldrähte,
wie Reifencord, wird gewöhnlich
innerhalb einer kurzen Zeit, etwa eine Minute, beendet.) Somit weist
der Stahl ein gutes Ziehvermögen
auf und er neigt nicht zu Delaminierung (im Verdrilltest). Der unlegierte
Stahldraht gemäß der dritten
Ausführungsform
ist als hochfester Stahldraht industriell verwendbar.
Der
unlegierte Stahldraht der dritten Ausführungsform ist in seiner chemischen
Zusammensetzung (ausgenommen für
Ti, B und N), der Hauptphase und der Menge an Ferrit in der Oberflächenschicht
aus demselben Grunde, wie für
die zweite Ausführungsform
angegeben, eingeschränkt.
Eine genaue Beschreibung wird hinsichtlich des Grundes, warum die
Menge an freiem Bor (oder Bor in fester Lösung) und Titan eingeschränkt ist,
nachstehend angeführt.
Titan
(als Verunreinigung) sollte vorzugsweise nicht vorliegen und die
obere Grenze des Titangehalts sollte 0,005 Gewichtsprozent sein.
Mit einem Titangehalt innerhalb dieser Grenze enthält unter
den nachstehend angeführten
Bedingungen erzeugter Stahl ausreichend freies Bor und weist ein
gutes Ziehvermögen
auf.
Um
die Anwesenheit von freiem Bor zu gewährleisten, das die Bildung
von Ferrit inhibiert, ist es erforderlich, Bor in einer Gesamtmenge
von mindestens 0,0003 Gewichtsprozent zuzugeben. Andererseits bildet sich,
wenn die Menge 0,0050 Gewichtsprozent übersteigt, Fe23(CB)6, wodurch sich das Ziehvermögen verschlechtert.
Die obere Grenze des Borgehalts sollte daher 0,0050 Gewichtsprozent,
vorzugsweise 0,0040 Gewichtsprozent, sein. Das Bor, das die Ferritbildung
inhibiert, ist nicht das zugegebene Bor, sondern das freie Bor,
das keine Verbindung in dem Stahl erzeugt. Damit freies Bor vorliegt,
ist es erforderlich, daß kein
BN gebildet werden sollte. Folglich sollte die Menge an Stickstoff
weniger als 0,0050 Gewichtsprozent, vorzugsweise weniger als 0,0035
Gewichtsprozent, betragen. Es ist außerdem auch erforderlich, die
Walzbedingungen, wie später
erwähnt,
zu steuern. Freies Bor sollte in einer Menge von mindestens 0,0003
Gewichtsprozent vorliegen, damit es die Ferritbildung inhibiert.
Je höher
die Menge an freiem Bor, desto besser. Die obere Grenze der Menge
an freiem Bor wird jedoch durch die Begrenzung der Menge an Bor,
das zugegeben werden kann, natürlich
beschränkt.
Der
unlegierte Stahldraht gemäß der dritten
Ausführungsform
besteht außerdem
aus den vorstehend genannten Grundkomponenten und der wesentlichen
Komponente (Eisen), kann allerdings eines oder mehrere der das Material
verbessernden Elemente Cr, Cu, Ni, Nb und V, wie im Fall des unlegierten
Stahldrahts gemäß der zweiten
Ausführungsform,
enthalten.
Der
unlegierte Stahldraht gemäß der dritten
Ausführungsform
kann aus einem Ti-enthaltenden, unlegierten Stahlprodukt mit derselben
chemischen Zusammensetzung, wie der unlegierte Stahldraht gemäß der dritten
Ausführungsform;
durch Warmwalzen, Ziehen, Patentieren und gegebenenfalls Fertigziehen
hergestellt werden.
Dieses
Stahlprodukt kann aus einem Stahl mit derselben chemischen Zusammensetzung,
wie der unlegierte Stahldraht gemäß der dritten Ausführungsform,
durch Gießen,
Kühlen
mit einer Geschwindigkeit von mehr als 5°C/s (vom Gießen zum Verfestigen) und Warmwalzen
des erhaltenen Walzblocks erhalten werden. (Die Menge an Bor in
der chemischen Zusammensetzung bedeu tet die Menge an Bor, die zugegeben
wird, welche 0,0003–0,0050
Gewichtsprozent beträgt.)
Das Warmwalzen des Walzblocks sollte bei 900–1300°C, vorzugsweise bei einer Temperatur
unterhalb 1200°C,
ausgeführt
werden, und die Endtemperatur des Warmwalzens sollte 900–1100°C betragen.
Das Walzprodukt sollte innerhalb von 30 Sekunden auf 850°C gekühlt werden.
Dem
Gießen
sollte Kühlen
mit einer Geschwindigkeit von mehr als 5°C/s folgen, so daß Titaneinschlüsse zu feinen
Teilchen werden, die während
des Ziehens kein Brechen des Drahts verursachen.
Während des
Warmwalzens sollte der Walzblock oberhalb 900°C erhitzt werden. Ansonsten
kann der Walzblock aufgrund zu hoher Belastung nicht gewalzt werden.
Die untere Grenze der Erhitzungstemperatur sollte somit 900°C betragen.
Erhitzen oberhalb 900°C,
vorzugsweise oberhalb 930°C,
verursacht, daß das meiste
Bor in dem Stahl sich zu einer festen Lösung ausbildet, in der freies
Bor vorliegt. Die Menge an freiem Bor ist proportional der Erhitzungstemperatur.
Eine zu hohe Erhitzungstemperatur führt allerdings zu groben Austenitkristallkörnern, die
die Verminderung in der Fläche
des Drahtstabes verringern. Daher sollte die obere Grenze 1300°C, vorzugsweise
1200°C,
betragen.
Sehr
wichtig für
das Vorliegen von freiem Bor ist die Endtemperatur (die Temperatur,
bei der das Fertigwalzen endet) und das Kühlen, das dem Warmwalzen folgt.
Die erwünschten
Bedingungen werden hinsichtlich der Ergebnisse des Versuches zur
Simulation von Warmwalzen und Gewährleisten von Kühlen erstellt. Dieser
Versuch wurde mit einem Titan-freien hypereutektoiden Stahl, mit
einer chemischen Zusammensetzung von C (1,0 Gewichtsprozent), Si
(0,3 Gewichtsprozent), Mn (0,35 Gewichtsprozent), B (0,0030 Gewichtsprozent
oder 30 ppm) und N (0,0037 Gewichtsprozent), wobei der Rest Fe ist,
ausgeführt.
Bei dem Versuch wurde Stahl auf 1000°C erhitzt und dann auf 950°C, 900°C, 850°C und 800°C abkühlen lassen
(entsprechend der Endtemperatur). Nach dem Kühlen auf eine spezielle Temperatur
wurde die Probe bei der Temperatur 3 Sekunden, 10 Sekunden, 30 Sekunden,
100 Sekunden und 180 Sekunden gehalten und dann wassergekühlt. Nach
dem Kühlen
wurde die Menge an freiem Bor in dem Stahl in nachstehender Weise
bestimmt. Die Probe wurde elektrolytisch extrahiert und die Bormenge,
die als eine Verbindung in dem Rückstand
verblieben war, wurde durch Curcumine-Absorptiometrie bestimmt.
Die Menge an freiem Bor wurde aus dem Unterschied zwischen der Menge
an Bor als Verbindung und der Menge an zugegebenem Bor berechnet.
Die Ergebnisse des Versuchs sind in 2 dargestellt.
Die Zahlen in der Figur weisen die Menge an freiem Bor (in ppm)
aus. Die Kurve A gibt das Kühlen
von 1100°C
bei einer Geschwindigkeit von 20°C/s
wieder. Die Kurve B gibt das Kühlen von
1000°C bei
einer Geschwindigkeit von 20°C/s
wieder. Die Kurve C gibt das Kühlen
von 900°C
bei einer Geschwindigkeit von 20°C/s
wieder.
In 2 wird
angeführt,
daß die
Menge an freiem Bor gering ist, wenn die Haltetemperatur geringer als
850°C ist.
Es ist auch angemerkt, daß bei
Temperaturen unterhalb 850°C
die Menge an freiem Bor proportional der Haltezeit abnimmt. Die
Menge an freiem Bor nimmt auf 3 ppm (oder 0,0003 Gewichtsprozent)
ab, wenn die Temperatur 850°C
beträgt
und die Haltezeit 30 Sekunden ist. Bei 800°C sinkt die Menge an freiem Bor
in bezug auf die Haltezeit weniger, wobei 13 ppm (0,0013 Gewichtsprozent)
nach Halten für
30 Sekunden verbleiben. 2 läßt erkennen, daß die Abnahme
an freiem Bor (oder Fällung
von BN) in dem hypereutektoiden Stahl durch die Kurve C mit dem
Nasentemperaturbereich wiedergegeben wird. Dieser steht im Einklang mit
dem bekannten Wissen.
Auf
der Grundlage des Vorstehenden wurde ein Verfahren zur Gewährleistung
von freiem Bor erstellt. Gemäß diesem
Verfahren folgt dem Fertigwalzen Abkühlen auf 850°C innerhalb
von 30 Sekunden. Bei Temperaturen unterhalb 850°C verbleibt die Bor-enthaltende
feste Lösung
in dem Stahl wie sie ist, auch nach dem Aufwickeln, ohne daß sich Bor
mit Stickstoff verbindet, solange Kühlen in üblicher Weise ohne Temperaturhalten
ausgeführt
wird.
Die
Erfindung wird genauer unter Bezugnahme auf die nachstehenden Beispiele
beschrieben, die jedoch nicht vorgesehen sind, den Schutzbereich
davon einzuschränken.
Beispiel 1
Ein
Stahl mit der in nachstehender Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzung
wurde durch Vakuum-Induktionsschmelzen zu einem Walzblock gegossen.
Der Walzblock wurde in der in Tabelle 1 gezeigten Geschwindigkeit
gekühlt
und dann zu einem quadratischen Stab mit 115 mm im Quadrat geschmiedet.
Der Stab wurde zu einem Draht von 5,5 mm Durchmesser warmgewalzt.
Der Draht wurde außerdem
zu einem Draht mit 2,10–1,40
mm im Durch messer gezogen. Der gezogene Draht wurde zum Patentieren
in einem Fluidbett auf 940°C
erhitzt, so daß die
Umwandlung zu Austenit stattfand. Der Draht. wurde bei 540°C isothermer Umwandlung
zu feinem Perlit, Beizen, Messingplattieren und schließlich Naßziehen
unterzogen. Somit wurde ein Stahldraht mit einem Durchmesser von
0,2 mm erhalten.
Der
Stahldraht wurde hinsichtlich der Ferritmenge in der Oberflächenschicht
(S), ausgewiesen in 1, mit einer SEM-Photographie
der Struktur geprüft.
Der Stahldraht wurde auch hinsichtlich Rißbildung in Längsrichtung
(Delaminierung) durch den Verdrilltest mit 40 mm langen Prüfstücken geprüft. Verdrillen
wurde 30-mal wiederholt oder bis das Prüfstück Rißbildung in Längsrichtung
unterlag. Die Probe wurde als gut bezeichnet (O), wenn kein Brechen
durch Verdrillen (30-mal) stattfand, und die Probe wurde als mangelhaft
bezeichnet (x), wenn sie durch Verdrillen (weniger als 30-mal) zerbrach.
Der Stahldraht wurde hinsichtlich der Zugfestigkeit geprüft. Der
warmgewalzte Drahtstab (0,2 kg) wies seine Stammphase gelöst auf und
der Rest wurde hinsichtlich des maximalen Teilchendurchmessers von
TiN darin geprüft.
Das Ziehvermögen
wurde durch die Beobachtung bewertet, ob der warmgewalzte Drahtstab
(30 kg) vollständig
zu einem Draht (0,2 mm im Durchmesser) ohne Bruch gezogen wurde,
oder nicht.
Die
Ergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt. Die Probe wurde als mangelhaft
(x) bewertet, wenn sie einmal oder mehrmals zerbrach. Im Fall häufigen Bruchs
wurde Ziehen durch Spleißen
gebrochener Drähte fortgesetzt,
bis der Enddurchmesser erreicht war. Im Fall von häufigem Bruch
wurde das Ziehen ausgesetzt und der Verdrilltest wurde nicht ausgeführt. („Kein Test" bedeutet „--„ in der
Tabelle.)
Es
ist Tabelle 2 entnehmbar, daß jene
Proben, welche die in der vorliegenden Erfindung ausgewiesene Zusammensetzung
aufweisen und die mit einer Geschwindigkeit von mehr als 5°C/s nach
dem Gießen
gekühlt wurden,
einen Ferrit-Flächenanteil
von weniger als 0,40% (in der Oberflächenschicht, bis zu einer Tiefe
von 50 μm
von der Oberfläche),
eine Festigkeit von mehr als 4000 MPa, gutes Ziehvermögen und
gute Beständigkeit gegen
Rißbildung
in der Längsrichtung
aufweisen.
Beispiel 2
Ein
Stahl mit der chemischen Zusammensetzung, die in der nachstehenden
Tabelle 3 angegeben ist, wurde zu einem Walzblock durch Vakuum-Induktionsschmelzen
gegossen. Der Walzblock wurde mit einer Geschwindigkeit, dargestellt
in Tabelle 3, abgekühlt.
Der Walzblock wurde auf 1150°C
erhitzt und dann so warmgewalzt, daß die Endtemperatur 1000°C war. Dem
Warmwalzen folgte Luftkühlen
für 12
s von 1000°C
auf 850°C
(bei einer Kühlgeschwindigkeit
von 12,5°C/s).
Es wurde ein Drahtstab von 5,5 mm Durchmesser erhalten. Dieser Drahtstab
wurde zu einem Draht von 2,0–1,5
mm Durchmesser gezogen. Dieser Draht wurde anschließend Patentieren
in einem Fluidbett, Beizen, Messingplattieren und schließlich Naßziehen
unterzogen. Es wurde ein Stahldraht mit einem letztlichen Durchmesser,
dargestellt in Tabelle 4, erhalten. (Im Fall des Bruches während des
Ziehens ist der Durchmesser des Stahldrahts, der vor dem Bruch erhalten
wurde, angegeben.) Der von dem Warmwalzen stammende Drahtstab wurde
schließlich
hinsichtlich des Gehalts an freiem Bor in der festen Lösung durch
das vorstehend angeführte
Verfahren geprüft.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 dargestellt.
Der
Stahl Nr. 27 in Tabelle 3 wurde zu drei Arten Drahtstäben (jeweils
5,5 mm im Durchmesser) durch Warmwalzen unter den nachstehenden
Bedingungen verarbeitet. Warmwalzen folgte Kühlen, wobei die Kühlzeit durch
die Menge an Gebläseluft
eingestellt wurde. Jeder Drahtstab wurde hinsichtlich der Menge
an freiem Bor in fester Lösung
geprüft.
Die Drahtstäbe
wurden zu Stahldrähten
gezogen, die als Proben Nrn. 34 bis 36 in Tabelle 4 bezeichnet werden.
Bedingungen des Warmwalzens:
- Probe Nr. 34
SRT:
1100°C,
FDT: 1000°C,
T850: 40 s, B: 0,0002%
- Probe Nr. 35
SRT: 1030°C,
FDT: 1000°C,
T850: 18 s, B: 0,0020%
- Probe Nr. 36
SRT: 1000°C,
FDT: 850°C,
T850: 0 s, B: 0,000%
(SRT steht für Erhitzungstemperatur, FDT
steht für
Endtemperatur und T850 steht für
die Zeit, die erforderlich ist, auf 850°C zu kühlen.)
Der
Stahldraht wurde hinsichtlich der Bormenge in fester Lösung durch
das vorstehend angeführte Verfahren
und auch hinsichtlich der Ferritmenge in der Oberflächenschicht
(S), wie in 1 gezeigt, durch REM-Photographie
der Struktur untersucht. Der Stahldraht wurde auch hinsichtlich
Rißbildung
in Längsrichtung
(Delaminierung) durch den Verdrillungstest mit einem Probestück mit einer
Länge von
40 mm geprüft.
Verdrillen wurde 30-mal ausgeführt,
bis das Prüfstück Rißbildung
in Längsrichtung
unterlag. Die Probe wurde als gut (O) angesehen, wenn sie durch
Verdrillen (30-mal) nicht brach, und die Probe wurde als mangelhaft
(x) angesehen, wenn sie durch Verdrillen (weniger als 30-mal) zerbrach.
Der Stahldraht wurde hinsichtlich Zugfestigkeit geprüft. Das
Ziehvermögen
wurde durch die Beobachtung, ob der warmgewalzte Drahtstab (30 kg) vollständig zu
einem Draht (0,2 mm im Durchmesser) ohne Bruch gezogen werden konnte
oder nicht, bewertet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 dargestellt.
Die Probe wurde als mangelhaft (x) bezeichnet, wenn sie einmal oder
mehrmals zerbrach. Im Fall häufigen
Brechens wurde Ziehen durch Spleißen gebrochener Drähte fortgesetzt,
bis der Enddurchmesser erreicht war. Im Fall häufigen Bruches wurde Ziehen
ausgesetzt und der Verdrilltest wurde nicht ausgeführt. („Kein Test" ist ausgewiesen
durch „--" in der Tabelle.)
Die Markierung „-„ weist „nicht
gemessen" in der
Spalte für
freies Bor in Tabelle 3 und in den Spalten von TS und freiem Bor
in Tabelle 4 aus.
Es
ist Tabelle 4 zu entnehmen, daß Proben
Nrn. 1 bis 18, die aus Vergleichsstahl hergestellt wurden, in der
Zugfestigkeit (weniger als 4000 MPa) meistens mangelhaft waren und
während
des Ziehens zum Bruch neigten.
Selbst
wenn einige von ihnen bis zum letztlichen Durchmesser gezogen wurden,
litten sie beim Verdrilltest unter Rißbildung in Längsrichtung.
Es ist auch entnehmbar, daß Proben
Nrn. 19 bis 32, die aus einem erfindungsgemäßen Stahl hergestellt wurden,
auch bei einer tatsächlichen
Belastung von mehr als 4,0 (mehr als 4000 MPa) zufriedenstellend
zu einem Draht gezogen werden können
und eine hohe Zugfestigkeit ohne Delaminierung zeigen. Diese guten
Eigenschaften sind auf die ausreichende Menge an freiem Bor in fester Lösung zurückzuführen, die
die Menge an Ferrit in der Oberflächenschicht des Stahldrahts
gering hält.
(Ferrit ruft Rißbildung
in Längsrichtung,
die davon ausgeht, hervor.)
Proben
Nrn. 34 und 36 unterlagen Delaminierung, auch wenn sie aus einem
Stahl Nr. 27 gemäß der vorliegenden
Erfindung hergestellt wurden. Die Delaminierung in Probe Nr. 34
ist auf die unzureichende Kühlung
trotz hinreichender Endtemperatur zurückzuführen. (Die Zeit, die zum Kühlen auf
850°C erforderlich
ist, war länger
als die für
die Erfindung ausgewiesene.) Delaminierung von Probe Nr. 36 erfolgt
aufgrund der unzureichenden Menge an freiem Bor. (Die Endtemperatur
war geringer als die in der Erfindung ausgewiesene.)
Der
erfindungsgmäße, unlegierte
Stahldraht wird so hergestellt, daß der Ferrit-Flächenanteil
in der Oberflächenschicht,
bis zu einer Tiefe von 50 μm
von der Oberfläche
geringer als 0,40% ist. Dies impliziert, daß die Menge an Ferrit, die
für die
Rißbildung
in Längsrichtung
verantwortlich ist, ausreichend gering gehalten wird. Daher weist
der Stahldraht eine hohe Festigkeit auf und ist in der Beständigkeit
gegen Rißbildung
in Längsrichtung
noch ausgezeichnet. Das erfindungsgemäße Stahlprodukt kann leicht
zu einem unlegierten Stahldraht mit hoher Festigkeit und guter Beständigkeit
gegen Rißbildung
in Längsrichtung
durch Verminderung in der Fläche
und Patentieren in üblicher
Weise verfertigt werden.
Das
erfindungsgemäße Verfahren
gestattet eine einfache Herstellung eines Stahlprodukts für den vorstehend
genannten Stahldraht.
