DE60034943T2

DE60034943T2 - Stahlstab oder-grobdraht zur Verwendung beim Kaltschmieden und Verfahren zu deren Herstellung

Info

Publication number: DE60034943T2
Application number: DE60034943T
Authority: DE
Inventors: Tatsuro Muroran-shi OCHI; Hideo Muroran-shi KANISAWA; Ken-ichiro Nippon Steel Corp. Murora 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: 2008-02-28
Anticipated expiration: 2020-12-23
Also published as: EP1178126B1; DE60034943D1; EP1178126A4; JP2001240941A; EP1178126A1; US6602359B1; JP4435954B2; WO2001048258A1

Description

Technisches Fachgebiet
Die Erfindung bezieht sich auf einen Stahlstab, oder -grobdraht zur Verwendung beim Kaltschmieden, der zur Herstellung von Baugruppen für Maschinen, wie zum Beispiel von Autos und Baumaschinen verwendet wird, und ein Verfahren zu dessen Herstellung. Genauer ausgedrückt, bezieht sich die Erfindung auf einen Stahlstab oder -grobdraht zur Verwendung beim Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität und guter Eignung für das Kaltschmieden bei schwerer Bearbeitung und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
Stand der Technik
Kohlenstoffstähle zur Verwendung in Baugruppen für Maschinen und niedrig legierte Stähle zur Verwendung in Baugruppen für Maschinen wurden konventionell als Baustahlwerkstoffe zur Verwendung in Baugruppen für Maschinen, wie zum Beispiel von Autos und Baumaschinen verwendet. Baugruppen für Maschinen, so wie zum Beispiel Bolzen, Stäbe, Maschinenteile und Komponenten für Automobil-Antriebssysteme wurden bisher aus diesen Stahlwerkstoffen hauptsächlich durch Warmschmieden und spanende Bearbeitungsprozesse hergestellt. Ein neuer Trend ist jedoch, zur Erhöhung der Produktivität und anderer Vorteile die oben genannten Prozesse durch einen Kaltschmiedeprozess zu ersetzen. Im Kaltschmiedeprozess, wird das Kaltschmieden üblicherweise bei warmgewalzten Stahlwerkstoffen nach dem Weichglühen (SA) angewendet, um die Kaltbearbeitbarkeit zu gewährleisten. Ein Problem beim Kaltschmieden ist je doch, dass die Stahlwerkstoffe sich durch die Bearbeitung verhärten und ihre Duktilität herabgesetzt wird, wodurch Risse auftreten können und sich die Betriebsdauer von Metallformwerkzeugen bzw. Metallgesenken verringert. Speziell bei schwerem Kaltschmieden ist Rissbildung während des Kaltschmiedens, respektive die unzureichende Duktilität der Stahlwerkstoffe, oft das Haupthindernis für eine Prozessumstellung vom Warmschmieden zum Kaltschmieden.
Mittlerweile ist, da das Weichglühen (SA) eine Erwärmung bei hohen Temperaturen und lange Stehzeiten der Stahlwerkstoffe erfordert, nicht nur eine Einrichtung zur Wärmebehandlung, so wie zum Beispiel ein Durchlaufofen erforderlich, sondern es wird auch Energie für die Erwärmung verbraucht, und daher trägt dieser Prozess zu einem großen Ausmaß zu den Gesamtherstellungskosten bei. Um dies bewältigen zu können, wurden vielfältige Technologien im Hinblick auf Produktivitätssteigerung, Energieeinsparung etc. vorgeschlagen.
Einige Beispiele sind wie folgt: Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. S57-63638 stellt ein Verfahren zur Verkürzung der Weichglühzeit vor und erzielt einen Stahl-Grobdraht mit verbesserten Kaltschmiedeeigenschaften durch Abkühlen des Stahlwerkstoffs auf 600°C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 4°C/s oder höher nach dem Warmwalzen, um ein Abschreckgefüge zu erhalten und dann Durchführen einer Weichglühung in Inertgasatmosphäre am mit Zunder bedeckten Stahlwerkstoff. Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. S60-152627 schlägt ein Verfahren für ein schnelles Weichglühen durch die Kontrolle der Fertigwalzbedingungen vor, indem der Stahlwerkstoff nach dem Walzen rasch abgekühlt wird und eine Feinstruktur bildet, in der feiner Perlit, Bainit oder Martensit mit fein verteiltem voreutektoidischen Ferrit vermischt wird. Die ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung Nr. S61-264158 schlägt ein Verfahren zur Verringerung der Stahlhärte nach dem Weichglühen vor, indem die chemische Zusammensetzung des Stahls verbessert wird, und zwar wird ein niedriglegierter Stahl mit einem verringerten P-Anteil von 0,005 oder weniger erzeugt, und das Verhältnis Mn/S ≥ 1,7 und Al/N ≥ 4,0 wird erfüllt, und die japanische ungeSprüfte Patentveröffentlichung Nr. S60-114517 schlägt ein Verfahren zur Vermeidung eines Weichglühprozesses vor der Kaltumformung durch den Einsatz eines gesteuerten Walzschrittes vor. EP 1 045 044 liefert einen Stahl für das Kaltschmieden, der eine verbesserte Oberflächenschichthärte und verbesserte Enthärtungseigenschaften durch Glühung aufweist, wobei er C = 0,1–1,0 Gewichtsprozent, Si = 0,1–2,0 Gewichtsprozent, Mn = 0,01–1,50 Gewichtsprozent, P ≤ 0,10 Gewichtsprozent, S ≤ 0,50 Gewichtsprozent, N ≤ 0,005 Gewichtsprozent und den Restanteil Fe enthält und Perlit in der Oberfläche aufweist.
All diese herkömmlichen Verfahren sind darauf ausgerichtet, das Weichglühen vor dem Kaltschmieden zu verbessern oder zu vermeiden und zielen nicht darauf ab, die mangelhafte Duktilität der Stahlwerkstoffe zu verbessern, wobei dies das Haupthindernis ist, den Prozess für die Herstellung von Maschinenkomponenten, die eine schwere Bearbeitung erfordern, von Warmschmieden auf Kaltschmieden umzustellen.
Offenbarung der Erfindung
In Anbetracht der oben genannten Situation ist das Ziel dieser Erfindung, einen Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität nach dem Weichglühen zu erzeugen, und die Rissbildung im Stahlwerkstoff während des Kaltschmiedens zu verhindern, wobei dies bisher bei der Herstellung von Baugruppen für Maschinen durch Kaltschmieden nach dem Durchführen des Weichglühens an einem warmgewalzten Stahlstab oder -grobdraht problematisch war, und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
Die Erfinder dieser Erfindung entdeckten, dass es resultierend aus der Untersuchung der Kaltbearbeitbarkeit eines Stahlstabs oder -grobdrahts für das Kaltschmieden möglich war, einen Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden zu erzeugen, der eine ausgerechnete Duktilität nach dem Weichglühen aufweist, indem nur die Oberflächenschicht des Stahlstabs oder -grobdrahts einer bestimmten chemischen Zusammensetzung gehärtet wurde und die Struktur seines Innenbereichs enthärtet wurde.
Das Wesentliche dieser Erfindung, die auf der Basis der oben genannten Ergebnisse erstellt bzw. aufgebaut wurde, ist wie folgt:

(1) Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität nach dem Weichglühen, der eine chemische Zusammensetzung in Massenproduzent wie folgt aufweist: 0,1 bis 0,65 % C, 0,01 bis 0,1 % Si, 0,2 bis 1,7 % Mn, 0,001 bis 0,15 % S, 0,015 bis 0,1 % Al, 0,0005 bis 0,007 % B, und den eingeschränkten Elementen: 0,035 oder weniger P, 0,01 % oder weniger N und 0,003 % oder weniger 0, wobei der Rest aus Fe und nicht vermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei dieser folgendermaßen gekennzeichnet ist: der Flächenprozentanteil der Ferritfeinstruktur beträgt 10 % oder weniger in dem Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts; der andere Bereich besteht im Wesentlichen aus Martensit, Bainit und/oder Perlit; darüber hinaus ist die mittlere Härte des Bereichs von 0,5 mal dem Radius bis zu seiner Mitte um mindestens HV 20 geringer als die Härte seiner Oberflächenschicht (der Bereich ab der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius). Der beanspruchte Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität nach dem Welchglühen entsprechend Punkt 1 enthält wahlweise einen oder mehrere der folgenden Elemente: 0,2 Massenprozent oder weniger Ti, 3,5 % oder weniger Ni, 2 % oder weniger Cr, 1 % oder weniger Mo, 0,005 % bis 0,1 % Nb, 0,03 % bis 0,3 % V, 0,02 % oder weniger Te, 0,02 % oder weniger Ca, 0,01 % oder weniger Zr, 0,035 % oder weniger Mg, 0,1 % oder weniger Y und 0,15 % oder weniger Seltenerdelemente (SEM).
(2) Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität nach dem Weichglühen entsprechend Punkt (1), wobei dieser so gekennzeichnet ist, dass die Austenit-Korngrößenzahl entsprechend der Japanischen Industrienorm (JIS) 8 oder größer im Bereich ab der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder grobdrahts ist.
(3) Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlstabs oder -grobdrahts für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität nach dem Weichglühen, wobei dieses so gekennzeichnet ist, dass an einem Stahl mit der oben definierten chemischen Zu sammensetzung ein Warm-Fertigwalzschritt so durchgeführt wird, dass seine Oberflächentemperatur am Ende des letzten Fertigwalzgerüsts auf 700°C bis 1.000°C eingestellt wird und dieser dann mindestens einen oder mehrere Prozesszyklen durchläuft, bestehend aus Raschabkühlung auf eine Oberflächentemperatur von 600°C oder darunter und Erholung durch seine Eigenwärme auf eine Oberflächentemperatur um 200 auf 700°C, so dass der Flächenprozentanteil der Ferritstruktur im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts 10 oder weniger beträgt, und der andere Bereich im wesentlichen aus Martensit, Bainit und/oder Perlit besteht, und weiterhin die mittlere Härte des Bereichs in einer Tiefe von 0,5 mal dem Radius bis zur Mitte um HV 20 oder mehr niedriger ist als die Härte der Oberflächenschicht (dem Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius).
(4) Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität, der so gekennzeichnet ist, dass der Stahlstab oder -grobdraht wie bei jedem der Punkte (1) oder (2) einer Weichglühung unterzogen wird, wobei der Grad der weichgeglühten Struktur definiert durch JIS 3539 innerhalb von Nr. 2 im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts liegt und zusätzlich der Grad der weichgeglühten Struktur im Bereich in der Tiefe von 0,5 mal dem Radius bis zur Mitte innerhalb von Nr. 3 liegt.
(5) Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität entsprechend Punkt (4), wobei dieser so gekennzeichnet ist, dass die Korngrößenzahl der Ferrite im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,5 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts 8 oder mehr entsprechend JIS beträgt.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen:
1 ist eine Abbildung, die das Verhältnis zwischen dem Abstand (mm) von der Oberfläche und der Härte (HV) eines Stahlstabs für das Kaltschmieden (C: 0,48 %) mit einem Durchmesser von 36 mm, entsprechend dieser Erfindung, darstellt.
2(a) ist eine lichtmikroskopische Abbildung (X 400) der Oberfläche eines Stahlstabs und 2(b) ist eine weitere der Mitte.
3(a) ist eine lichtmikroskopische Abbildung (X 400) der Oberfläche des in 1 dargestellten Stahlstabs nach dem Weichglühen und 2(b) ist eine weitere seiner Mitte.
4 ist eine schematische Zeichnung, die ein Beispiel für eine in dieser Erfindung verwendete Walzstrecke zeigt.
5(a) ist ein Diagramm, das CCT-Kurven darstellt, um die Struktur der Oberflächenschicht und des Innenbereichs eines Stahlstabs oder -grobdrahts zu erläutern, und 5(b) ist eine Schnittansicht, die die Struktur eines Stahlstabs oder -grobdrahts nach der Abkühlung und Erholung zeigt.
Beste Ausführung der Erfindung
Die Erfindung wird nachfolgend im Detail beschrieben. Als erstes werden die Gründe für die oben definierte chemische Zusammensetzung zur Realisierung der Struktur bzw. Feinstruktur und der mechanischen Eigenschaften, so wie zum Beispiel Härte und Duktilität, eines für diese Erfindung vorgesehenen Stahlstabs oder -grobdrahts für das Kaltschmieden erklärt.
C ist unentbehrlich für die Erhöhung der Festigkeit des Stahls, so dass er für Baugruppen für Maschinen geeignet ist, und mit einem C-Anteil von weniger als 0,1 ist die Festigkeit der Endprodukte unzureichend, jedoch mit einem C-Anteil von mehr als 0,65 % verschlechtert sich die Duktilität der Endprodukte. Daher ist der C-Anteil auf 0,1 bis 0,65 % begrenzt. Es ist insbesondere bei Bolzen und anderen mechanischen Komponenten, die eine Raschabkühlung nach der Einsatzhärtung brauchen, wünschenswert, den C-Anteil im Bereich von 0,2–0,4 % einzuregeln, von 0,1 bis 0,35% bei solchen, die Karburierungabschrecken bzw. -härten erfordern, oder von 0,3 bis 0,65 % bei jenen, die eine Raschabkühlung nach der Induktionshärtung brauchen.
Si wird als Desoxidationsmittel, sowie für die Erhöhung der Festigkeit der Endprodukte durch Mischkristallhärtung zugegeben. Ein Si-Anteil unter 0,01 % ist nicht ausreichend, um die oben aufgeführten Effekte zu erzielen, aber wenn mehr als 0,5 % zugegeben werden, dann verstärken sich diese Effekte nicht mehr und, im Gegenteil, wird die Duktilität herabgesetzt. Aus diesem Grund wird der Si-Anteil bei 0,01 bis 0,1 % festgelegt.
Mn wirkt sich auf die Festigkeitserhöhung der Endprodukte durch die Verbesserung der Härtbarkeit aus, aber mit einem Mn-Anteil von weniger als 0,2 % wird kein ausreichender Effekt erzielt und mit einer Zugabe von mehr als 1,7 % ist der Einfluss gesättigt, und, im Gegenteil, wird die Duktilität herabgesetzt. Der Mn-Anteil ist daher auf 0,2 bis 1,7 % begrenzt.
S ist unvermeidbar im Stahl enthalten und tritt dort in Form von MnS auf. Sein Anteil wird in dieser Erfindung zwischen 0,001 und 0,15 % festgelegt, da S zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit und zur Bildung einer verfeinerten Kristallstruktur beiträgt. Da jedoch S die Duktilität herabsetzt und sich somit nachteilig auf die Kaltumformarbeit auswirkt, ist eine Anteilsbegrenzung auf 0,015 % oder weniger wünschenswert, oder, noch wünschenswerter, auf 0,01 % oder weniger, wenn keine Bearbeitbarkeit erforderlich ist.
Al wirkt als Desoxidationsmittel. Es wirkt auch zur Bindung von gelöstem N in Stahl in Form von AlN und zur Festsetzung von gelöstem B. Mit einem übermäßigen Al-Anteil wird jedoch eine übermäßige Menge an Al₂O₃ gebildet, wobei dies zu einer Zunahme von inneren Defekten und einer Abnahme der Bearbeitbarkeit führt. Der Al-Anteil wird in dieser Erfindung auf den Bereich von 0,015 bis 0,1 % aus dem oben angegebenen Grund begrenzt. Es sollte beachtet werden, dass das Einregeln des Al-Anteils von 0,04 bis 0,1 % wünschenswert ist, wenn kein Ti, das zur Bindung des gelösten B dient, zugegeben wird.
B wird in Form von Fe₂₃(CB)₆ ausgeschieden, eine chemische Verbindung mit B, die am α/γ-Übergang während des Abkühlprozesses nach dem Weichglühen zur Enthärtung des Stahls beiträgt und die Kaltbearbeitbarkeit durch Beschleunigung des Ferritwachstums und Verbreiterung der Abstände zwischen den kugeligen Karbiden erhöht. Zudem bedingt die Ausscheidung des gelösten B an den Korngrenzen eine Erhöhung der Härtbarkeit. Aus diesen Gründen wird der B-Anteil auf 0,0005 bis 0,007 % festgelegt.
P ist unvermeidbar im Stahl enthalten, jedoch führt es zu Entmischungen an den Korngrenzen und Entmischungen im Inneren, wobei die Duktilität herabgesetzt wird. Es ist daher wünschenswert, den P-Anteil auf 0,035 % oder weniger, oder vorzugsweise auf 0,02 % oder weniger (0 % mit eingeschlossen) zu begrenzen.
N ist ebenfalls unvermeidbar in Stahl enthalten. Da es ein schädliches Element ist, das mit B reagiert, um BN zu bilden und den Einfluss von B herabsetzt, muss sein Anteil 0,01 % oder weniger, oder vorzugsweise 0,007 % oder weniger betragen.
O ist ebenfalls unvermeidbar in Stahl enthalten und verschlechtert die Kaltbearbeitbarkeit, indem es mit Al unter Bildung von Al₂O₃ reagiert. Es ist daher wünschenswert, seinen Anteil auf 0,003 % oder weniger zu begrenzen, oder, vorzugsweise auf 0,002 % oder weniger (0 % mit eingeschlossen).
Die chemische Grundzusammensetzung des Stahls, der für diese Erfindung verwendet werden soll, ist wie oben beschrieben. Darüber hinaus wird in dieser Erfindung Ti zugegeben, um N in Form von TiN zu binden und N unschädlich zu machen. Da Ti auch als Desoxidationsmittel wirkt, wird je nach Notwendigkeit bis zu 0,2 % oder weniger zugegeben. Ferner werden eines oder mehrere der Elemente Ni, Cr und Mo zugegeben mit dem Ziel, die Festigkeit der Endprodukte durch die Verbesserung der Härtbarkeit und anderer Effekte zu erhöhen. Eine Zugabe dieser Elemente in großen Mengen erhöht jedoch die Härte des Stahls durch die Bildung von Bainit und Martensit im Innenbereich eines gewalzten Stahlstabs oder -grobdrahts und ist unökonomisch. Die Anteile dieser Elemente werden daher wie folgt begrenzt: 3,5 % oder weniger für Ni, 2 % oder weniger, oder vorzugsweise 0,2 % oder weniger für Cr, und 1 % oder weniger für Mo.
Zusätzlich kann mit dem Ziel, die Korngröße der Kristallite einzuschränken, Nb und/oder V zum Stahl entsprechend dieser Erfindung zugegeben werden. Wenn der Nb-Anteil unter 0,005 % oder der von V unter 0,03 % liegt, wird jedoch kein ausreichender Effekt erzielt, aber andererseits, wenn ihre Anteile 0,1 und 0,3 % übersteigen, dann wird der Effekt gesättigt, und im Gegensatz dazu die Duktilität herabgesetzt. Daher werden ihre Anteile mit 0,0005 bis 0,1 % für Nb und 0,03 bis 0,3 % für V festgelegt.
Darüber hinaus kann der Stahl entsprechend dieser Erfindung eines oder mehrere der Elemente Te mit 0,02 % oder weniger, Ca mit 0,02 % oder weniger, Zr mit 0,01 % oder weniger, Mg mit 0,035 % oder weniger, Seltene-Erd-Elemente mit 0,15 % oder weniger, und Y mit 0,1 % oder weniger enthalten, um die MnS-Form zu kontrollieren, wobei Risse verhindert werden und die Duktilität verbessert wird. Jedes dieser Elemente bildet Oxide und diese Oxide agieren nicht nur als Keime für die MnS-Bildung, sondern bauen MnS in (Mn, Ca) S, (Mn, Mg) S, etc. um. Da dies die Sulfide beim Warmwalzen leicht ausdehnbar macht, und dafür sorgt, dass sich das körnige MnS in feine Körner aufteilt, wird die Duktilität verbessert und die kritische Kompressibilität während des Kaltschmiedens wird ebenfalls verbessert. Andererseits werden, wenn mehr als 0,02 % Te, mehr als 0,02 % Ca, mehr als 0,01 % Zr, mehr als 0,035 % Mg, mehr als 0,1 % Y und/oder mehr als 0,15 % Seltene-Erd-Elemente zugegeben werden, die oben genannten Effekte gesättigt, und im Gegenteil wird die Duktilität als eine Folge der Bildung grobkörniger Oxide, so wie CaO, MgO, etc., Clustern dieser Oxide und der Ausscheidung harter Komponenten, so wie ZrN und ähnlichem, verschlechtert. Aus diesem Grund werden die Anteile dieser Elemente auf 0,02 % oder weniger für Te, 0,02 % oder weniger für Ca, 0,01 % oder weniger für Zr, 0,035 % oder weniger für Mg, 0,1 % oder weniger für Y und 0,15 % oder weniger für Seltene-Erd-Elemente festgelegt. Es ist zu beachten, dass die Seltenen-Erd-Elemente die Elemente mit den Ordnungszahlen von 57 bis 71 darstellen.
Hier wird der Zr-Anteil im Stahl durch induktiv gekoppelte Plasma-Emissionsspektrometrie (ICP) in einer Art ähnlich der Bestimmung des Nb-Anteils in Stahl nach einer ähnlichen Probenbearbeitungsweise, wie in Anhang 3 von JIS G 1237-1997 definiert, bestimmt. Die für die Probenmessung verwendeten Proben dieser Erfindung betragen 2 g pro Stahlsorte und die Kalibrierkurven für das ICP sind so eingestellt, dass sie auch für die Messung einer sehr kleinen Menge von Zr geeignet sind. Die Lösungen mit unterschiedlichen Zr-Konzentrationen werden nämlich durch Verdünnen der Zr-Standardlösung vorbereitet, so dass die Zr-Konzentrationen von l bis 200 ppm rei chen, und die Kalibrierkurven werden durch Messung der Zr-Menge in den Lösungen bestimmt. Die gängigen Verfahren in Bezug auf das ICP sind in Übereinstimmung mit JIS K 0116-1995 (Allgemeine Regeln in der Emissionsspektrometrie) bzw. (General Rules for Emission Spectrometry) und JIS Z 8002-1991 (Allgemeine Regeln für Abweichungen bei Testverfahren und Analysen) bzw. (General Rules for Tolerances of Tests and Analyses).
Im folgenden wird die Struktur bzw. Feinstruktur eines Stahlstabs oder -grobdrahts entsprechend dieser Erfindung erklärt.
Die Erfinder dieser Erfindung untersuchten Verfahren zur Verbesserung der Duktilität eines Stahlstabs oder -grobdrahts für das Kaltschmieden und stellten klar, dass der Schlüssel zur Duktilitätsverbesserung bei weichgeglühten Stahlwerkstoffen in der Erzeugung einer weichgeglühten, einheitlichen und feinkörnigen Struktur liegt, und zu diesem Zweck war es notwendig, den Ferritprozentanteil in der Feinstruktur nach dem Warmwalzen auf einen festgelegten Prozentsatz oder weniger zu drücken und eine Mischstruktur, die aus einer oder mehreren der Phasen feinkörniger Martensit, Bainit und Perlit besteht, abzustimmen. Aus diesem Grund verbessert sich die Duktilität eines Stahlstabs oder grobdrahts, wenn nach dem Warm-Fertigwalzen eine Raschabkühlung und dann eine Weichglühung durchgeführt wird. Wenn jedoch ein Stahlstab oder -grobdraht rasch abgekühlt und überall über den Querschnitt seiner Struktur gehärtet wird, dann ist es wahrscheinlich, dass Risse durch Raschabkühlung bzw. Abschreckung entstehen können, die Stahlhärte nimmt auch nach dem Weichglühen nicht ab, die Festigkeit gegen Kaltumformung nimmt zu, und so wird die Lebensdauer der Formwerkzeuge bzw. Gesenke für das Kaltschmieden verkürzt. Die Erfinder dieser Erfindung haben entdeckt, dass zur Lösung dieses Problems eine rasche Abkühlung der Oberflächenschicht eines Stahlstabs oder -grobdrahts nach dem Warm-Fertigwalzschritt und anschließende Erholung durch seine Eigenwärme zur Enthärtung des Martensits, der sich durch das Anlassen vor dem Weichglühen in der Oberflächenschicht gebildet hat, wirksam ist, wobei die Feinstruktur des Innenbereichs als ein Ergebnis der langsameren Abkühlgeschwindigkeit weicher wird als die der Oberflächenschicht, und dadurch ein Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität nach dem Weichglühen mit einem niedrigen Kaltumformwiderstand hergestellt werden kann.
1 ist eine Darstellung, die das Verhältnis zwischen dem Abstand (mm) von der Oberfläche und der Härte (HV) eines Stahlstabs für das Kaltschmieden (C:48 %) mit einem Durchmesser von 36 mm entsprechend dieser Erfindung zeigt.
Wie in 1 dargestellt, beträgt die mittlere Härte der Oberflächenschicht HV 285 und die des Inneren HV 190. Die Härte des Innenbereichs ist sehr viel niedriger als die der Oberfläche, wobei der Unterschied in etwa HV 100 beträgt.
In Bezug auf die in den Gefügebildern (X 400) in 2(a) dargestellte Feinstruktur der Oberflächenschicht und des Innenbereichs in 2(b) besteht die Oberflächenschicht im Wesentlichen aus angelassenem Martensit und der Innenbereich im Wesentlichen aus Ferrit und Perlit.
In Bezug auf die Feinstrukturen nach der Haltezeit des Stahlstabs aus 1 von 3 Stunden bei 745°C und Anwendung einer Weichglühung, wobei langsam mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10°C pro Stunde abgekühlt wird, wie in den Gefügebildern (X 400) der Oberfläche in 3(a) und des Innenbereichs in 3(b) dargestellt, ist die Feinstruktur der Oberfläche gut weichgeglüht und homogen. Die Härte nach dem Weichglühen liegt in etwa bei HV 130 und der Härteunterschied zwischen Oberfläche und Innerem entspricht nur etwa HV 10.
Der Stahlstab wurde nach dem Weichglühen einem Stauchungstest unter starker Bearbeitung bei einer wahren Dehnung bzw. Stauchung größer 1 unterzogen. Es entstanden jedoch keine Schmiederisse, und die Kaltumformfestigkeit blieb auf einem niedrigen Stand, und dies hatte keine Probleme bei der Kaltschmiedearbeit zur Folge.
Dann führten die Erfinder weitere Tests und Untersuchungen zum Verhältnis zwischen Oberflächenschichtstruktur und Härte der Oberflächenschicht und des Innenbereichs durch, um die Bedingungen, unter denen es sogar während des Kaltschmiedens nur zur Rissbildung kommt, abzuklären.
Demzufolge entdeckten die Erfinder das folgende: Kaltschmiederisse konnten nur verhindert werden, wenn der Flächenprozentanteil der Ferritstruktur bei 10 oder darunter lag, vorzugsweise bei 5 oder weniger, wenn beim Kaltschmieden starke Umformarbeit erforderlich ist, im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius eines Stahlstabs oder -grobdrahts, sogar wenn die Oberflächenschicht aus einer angelassenen martensitischen Struktur besteht (eine Struktur, in der Ferrit in einer Phase auftritt, die im Wesentlichen aus Martensit, Bainit und/oder Perlit besteht). Zur Gewährleistung der Duktilität, um Rissbildung während des Kaltschmiedens und ansteigende Umformfestigkeit zu vermeiden, war es notwendig, eine verfeinerte und homogene Struktur mit einem hohen Prozentanteil an angelassenem Martensit in der Oberflächenschicht im Walzzustand des Stahlstabs oder -grobdrahts zu erzeugen, und um dies zu tun, war es notwendig, einen Härteunterschied zwischen der Oberflächenschicht und dem Innenbereich im Stadium des gewalzten Stahlstabs oder -grobdrahts zu erzeugen, und es war unvermeidlich, im Bereich von der Tiefe von 0,5 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts bis zu seiner Mitte im Vergleich zur mittleren Härte (HV) im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts eine um HV 20 oder mehr erniedrigte mittlere Härte (HV) zu erzeugen, vorzugsweise um HV 50 oder mehr in dem Fall, dass beim Kaltschmieden eine starke Bearbeitung erforderlich ist.
Wenn daraufhin der oben genannte Stahlstab oder -grobdraht einer Weichglühung (SA) unterzogen wird, wird ein Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden erzeugt, der eine verbesserte Duktilität aufweist, wobei der Grad bzw. Zustand der weichgeglühten Feinstruktur, der durch JIS G 3539 definiert ist, innerhalb Nr. 2 im Bereich zwischen der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts, und zusätzlich der Grad bzw. Zustand der weichgeglühten Feinstruktur innerhalb Nr. 3 im Bereich von einer Tiefe von 0,5 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts bis zu seiner Mitte liegt. Es bestätigte sich, dass der so hergestellte, weichgeglühte Stahlstab oder -grobdraht keine Schmiederissbildung zeigt, nicht mal im Stauchtest bei starker Umformarbeit mit einer wahren Dehnung bzw. Stauchung größer 1.
Es muss beachtet werden, dass die bekannten herkömmlichen Verfahren zum Weichglühen für das Weichglühen in dieser Erfindung verwendet werden können.
Um eine Korngröße in der Oberflächenschicht zu erzeugen, die zur Duktilitätsverbesserung beiträgt, genügt es, die Korngrößenzahl der Austenitkristallite (JIS G 0551) vor dem Weichglühen im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts gleich 8 oder größer zu setzen und vorzugsweise diese Zahl gleich 9 oder größer zu setzen, wenn bessere Eigenschaften erforderlich sind, und weiterhin gleich 10 oder höher zu setzen, wenn noch bessere Eigenschaften erforderlich sind. Zusätzlich zum oben genannten genügt nach dem Weichglühen eine Korngrößenzahl der Ferritkristallite (JIS G 3545) gleich oder größer 8 im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts, und vorzugsweise kann diese Zahl gleich oder größer 9 sein, wenn bessere Eigenschaften erforderlich sind, und darüber hinaus gleich oder größer 10 sein, wenn noch bessere Eigenschaften erforderlich sind.
Wenn die Korngrößenzahlen der Kristallite unterhalb der oben genannten Spezifikationen liegen, dann wird keine ausreichende Duktilität erzielt.
Das Verfahren zur Herstellung eines Stahlstabs oder grobdrahts für das Kaltschmieden entsprechend dieser Erfindung wird im folgenden erläutert.
4 ist eine schematische Abbildung, die ein Beispiel der in dieser Erfindung verwendeten Walzlinie zeigt.
Wie in der Abbildung gezeigt, wird Stahl mit einer chemischen Zusammensetzung entsprechend jeder der Ansprüche 1 bis 5 in einem Durchlaufofen 1 erwärmt und so durch eine Walzstraße 2 fertiggewalzt, dass die Oberflächentemperatur des Stahlstabs oder -grobdrahts auf 700 bis 1,000°C am Ende der Walzanlage eingeregelt wird. Die Temperatur am Ende der Walzanlage wird mit einem Pyrometer 3 gemessen. Dann wird der fertiggewalzte Stahlstab oder -grobdraht 4 (vorzugsweise mit einer Abkühlgeschwindigkeit von beispielsweise 30°C/s oder mehr) auf eine Oberflächentemperatur von 600°C oder niedriger, vorzugsweise auf 500°C oder niedriger, oder noch besser 400°C oder niedriger mit Wasser, das durch Kühlwannen 5 direkt auf die Oberfläche aufgebracht wird, rasch abgekühlt, so dass die Oberflächenstruktur hauptsächlich aus Martensit bestehen dürfte. Nach dem Durchlaufen durch die Kühlwannen erholt sich die Oberflächentemperatur des Stahlstabs oder -grobdrahts um 200 auf 700°C (gemessen mit Pyrometer 6) durch die Eigenwärme des Innenbereichs so, dass die Oberflächenstruktur im Wesentlichen aus angelassenem Martensit bestehen dürfte.
In dieser Erfindung ist vorgesehen, dass der oben genannte Prozesszyklus des Raschabkühlens und der Erholung mindestens einmal oder mehrmals durchgeführt wird. Dies erhöht die Duktilität des Stahls deutlich.
Der Grund für die Einregelung der Oberflächentemperatur des Stahlwerkstoffs um 700 auf 1.000°C ist, dass das Walzen bei niedrigen Temperaturen die Kristallite und die Struktur nach der Raschabkühlung verfeinern kann. Wenn die Temperatur bei 1.000°C oder darunter liegt, ist die Korngrößenzahl der Austenite in der Oberflächenschicht 8, wenn sie bei 950°C oder darunter liegt, ist die Korngrößenzahl 9 und wenn sie bei 860°C oder darunter liegt, ist die Korngrößenzahl 10. Wenn die Oberflächentemperatur jedoch unterhalb 700°C liegt, wird es schwierig, die Ferritmenge in der Oberflächenschicht zu verringern, und aus diesem Grund muss die Oberflächentemperatur bei 700°C oder darüber liegen.
Zu beachten ist, dass das direkte Oberflächenabschreckverfahren (DSQ) und die in dieser Erfindung verwendete Anordnung öffentlich bekannt sind, und in den ungeprüften japanischen Patentveröffentlichungen Nr. S62-13523 und Nr. H1-25918 offenbart sind, wobei die Herstellungsziele in diesen Veröffentlichungen sich von denen dieser Erfindung unterscheiden.
5 ist eine Darstellung, die CCT-Diagramme zur Erläuterung der Feinstruktur von Oberflächenschicht und Innenbereich eines Stahlstabs oder -grobdrahts zeigt.
Wie in der Darstellung gezeigt, besthet die Struktur der Oberflächenschicht 7 im Wesentlichen aus angelassenem Martensit, wenn ein bei einer niedrigen Temperatur fertiggewalzter Stahlstab oder -grobdraht rasch abgekühlt wird und sich dann erholt, da die Oberflächenschicht rascher abgekühlt wird, wogegen die Struktur des Innenbereichs 8 aus Ferrit und Perlit besteht, da der Innenbereich langsamer als die Oberflächenschicht abgekühlt wird.
Ziel der Oberflächentemperaturverringerung auf 600°C oder darunter durch Raschabkühlung und dann Erholen der Oberflächentemperatur um 200 auf 700°C durch die Eigenwärme ist es, eine Struktur der Oberflächenschicht, die im Wesentlichen aus angelassenem Martensit mit erniedrigter Härte besteht, herzustellen.
Beispiel
Im folgenden werden Beispiele dieser Erfindung erläutert. Die in den Tabellen Tab. 1 und 2 aufgelisteten Stähle werden zu Stahlstäben oder -grobdraht unter den in Tab. 3 aufgelisteten Bedingungen gewalzt. Die Durchmesser der gewalzten Produkte lagen im Bereich von 36 bis 55 mm. Die gewalzten Produkte wurden dann einer Weichglühung und einer Behandlung zum Aushärten durch Abschrecken und Anlassen unterzogen. Die Gefügestruktur und die Materialeigenschaften der Produkte wurden im gewalzten, weichgeglühten, abgeschreckten und angelassenen Zustand untersucht. Die Ergebnisse sind in Tab. 3 dargestellt.
Der in den Ansprüchen dieser Erfindung gekennzeichnete "Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius eines Stahlstabs oder -grobdrahts" wird in den Tabellen Tab. 4 bis 6 vereinfacht als „Oberflächenschicht" (z.B. Härte der Oberflächenschicht) dargestellt. Dementsprechend wird der in den Ansprüchen dieser Erfindung bezeichnete „Anteil von einer Tiefe von 0,5 mal dem Radius bis zur Mitte" vereinfacht als „Innenbereich" (z.B. Härte des Innenbereichs) in den Tabellen dargestellt. Die Formbeständigkeit wurde durch Stauchversuche an säulenförmigen Teststücken mit dem gleichen Durchmesser der gewalzten Produkte und einer Höhe von 1,5 mal dem Durchmesser bestimmt. Die kritische Stauchung wurde durch Stauchversuche an säulenförmigen Teststücken gleicher Abmessungen mit einer 0,8 mm tiefen Kerbe und dem Kerbenscheitelradius von 0,15 mm auf der Oberfläche gemessen. Teststücke für Zugspannungsprüfungen wurden an Stellen entsprechend der Oberflächenschicht der gewalzten Produkte herausgeschnitten, und die Zugfestigkeit und die Querschnittsminderung der Oberflächenschicht, die Kenngrößen für die Duktilität darstellen, wurden durch Zugversuche bestimmt. Die gewalzten Produkte jeder Stahlgruppe durchliefen jeweils das allgemein gebräuchliche Raschabschrecken und Anlassen (gebräuchliches QT), Induktionshärten und Anlassen (IQT) und Aushärten durch Einsatzhärtung und Anlassen (CQT). Das Aushärten durch Induktionshärten wurde unter den Bedingungen eines Kohlenstoffpotentials von 0,8% und 8 h bei 950°C durchgeführt.
Wie aus den Tabellen Tab. 4 bis 6 ersichtlich wird, zeigen die Proben entsprechend dieser Erfindung deutlich bessere Werte der kritischen Kompressibilität und Querschnittsminderung, wobei diese Kenngrößen der Duktilität darstellen, im Vergleich zu den Vergleichsproben, die den gleichen Kohlenstoffanteil enthielten, und ihre Umformfestigkeit und Härte nach dem Raschabkühlen und Anlassen fiel zufriedenstellend aus.
Im folgenden werden die in Tab. 7 aufgelisteten Stähle zu Stahlstäben und -grobdraht mit einem Durchmesser von 36 bis 50 mm unter den in Tab. 3 aufgelisteten Walzbedingungen so wie bei den oben genannten Proben gewalzt, weichgeglüht und dann durch Raschabschrecken und Anlassen gehärtet. Tab. 8 zeigt die Untersuchungsergebnisse ihrer Feinstruktur und Werkstoffeigenschaften. Werden die Proben von Tab. 8 und die Vergleichsproben von Tab. 6 verglichen, dann zeigen die Proben entsprechend dieser Erfindung deutlich bessere Werte der kritischen Kompressibilität und Querschnittsminderung, die Kenngrößen der Stahlduktilität darstellen, im Vergleich zu den Vergleichsproben, die den gleichen Kohlenstoffanteil aufweisen, und ihre Umformfestigkeit und die Härte nach dem Raschabschrecken und Anlassen fiel zufriedenstellend aus.
Industrielle Anwendbarkeit
Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden entsprechend dieser Erfindung ist ein Stahlstab oder -grobdraht für das Kaltschmieden mit verbesserter Duktilität nach dem Weichglühen und geeignet für die Vermeidung von Rissbildung im Stahlwerkstoff während des Kaltschmiedens, wobei Rissbildung bis jetzt ein Problem beim Kaltschmieden nach dem Weichglühen darstellte. Da diese Erfindung die Herstellung geschmiedeter Maschinenkomponenten ermöglicht, die eine starke Bearbeitung beim Kaltschmieden erfordern, entstehen beachtliche Vorteile durch eine große Verbesserung der Produktivität und Energieeinsparung.

Claims

Stahlstab oder -grobdraht für Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach dem Weichglühen, mit einer chemischen Zusammensetzung in Massenprozent von: 0,1 bis 0,65 % C, 0,01 bis 0,1 % Si, 0,2 bis 1,7 % Mn, 0,001 bis 0,15 % S, 0,015 bis 0,1 % Al, 0,0005 bis 0,007 % B, und den eingeschränkten Elementen: 0,035 % oder weniger P, 0,01 oder weniger N und 0,003 % oder weniger O, und optional eines oder mehrere ausgewählt aus den folgenden Elementen: 0,2 % oder weniger Ti, 3,5 % oder weniger Ni, 2 % oder weniger Cr, 1 % oder weniger Mo, 0,005 bis 0,1 % Nb, 0,03 bis 0,3 % V, 0,02 % oder weniger Te, 0,02 % oder weniger Ca, 0,01 % oder weniger Zr, 0,035 % oder weniger Mg, 0,1 % oder weniger Y und 0,15 % oder weniger Seltene-Erd-Elemente, wobei der Rest aus Fe und nicht vermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei der Flächenprozentanteil der Ferritstruktur 10 % oder weniger im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts beträgt, der andere Bereich aus einer oder mehreren der Phasen Martensit, Bainit und Perlit besteht, und weiterhin die mittlere Härte des Bereichs von einer Tiefe von 0,5 mal dem Radius bis zur Mitte um HV 20 oder mehr geringer ist als die Härte der Oberflächenschicht (der Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius).
Stahlstab oder -grobdraht für Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach dem Weichglühen gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Austenit-Korngrößenzahl entsprechend der Japanischen Industrienorm (JIS) im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts 8 oder größer ist.
Verfahren zur Herstellung eines Stahlstabs oder -grobdrahts für Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität nach dem Weichglühen, gekennzeichnet durch Warmfertigwalzen des Stahls mit einer in Anspruch 1 gekennzeichneten Zusammensetzung derart, dass seine Oberflächentemperatur am Ende des Fertigwalzgerüsts auf 700°C bis 1.000°C eingestellt wird und anschließendes Durchlaufen eines oder mehrerer Prozesszyklen, bestehend aus Raschabkühlung auf eine Oberflächentemperatur von 600°C oder darunter und Erholung durch seine Eigenwärme auf eine Oberflächentemperatur von 200 auf 700°C, so dass der Flächenprozentanteil der Ferritstruktur im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts 10 % oder weniger beträgt, wobei der andere Bereich im wesentlichen aus einem oder mehreren der Phasen Martensit, Bainit und Perlit besteht, und weiterhin die mittlere Härte des Bereichs in einer Tiefe von 0,5 mal dem Radius bis zur Mitte um HV 20 oder mehr weicher ist als die Härte der Oberflächenschicht (dem Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius)
Stahlstab oder -grobdraht für Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität, der dadurch gekennzeichnet ist, dass wenn der Stahlstab oder -grobdraht gemäß den Ansprüchen 1 oder 2 einer Weichglühung unterzogen wird, der Grad der weichgeglühten Struktur, der durch JIS G 3539 definiert ist, im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts innerhalb von Nr. 2 liegt, und zusätzlich der Grad der weichgeglühten Struktur im Bereich einer Tiefe von 0,5 mal seinem Radius bis zu seiner Mitte innerhalb von Nr. 3 liegt.
Stahlstab oder -grobdraht für Kaltschmieden mit ausgezeichneter Duktilität gemäß Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Ferrit-Korngrößenzahl gemäß JIS im Bereich von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,15 mal dem Radius des Stahlstabs oder -grobdrahts 8 oder größer ist.