DE69813920T3

DE69813920T3 - Hochfester nicht-thermischer Frischstahl für Warmschmieden

Info

Publication number: DE69813920T3
Application number: DE69813920T
Authority: DE
Inventors: Satoshi Ichinomiya-city Takemoto; Koichiro Suita-city Inoue; Sadayuki Mie-gun Nakamura
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 1997-02-04
Filing date: 1998-01-29
Publication date: 2006-08-03
Anticipated expiration: 2018-01-30
Also published as: EP0856590A3; DE69813920T2; DE69813920D1; EP0856590A2; EP0856590B2; EP0856590B1

Description

Hintergrund der Erfindung
1. Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung betrifft einen hochfesten, nicht-thermischen veredelten Stahl zum Warmschmieden zur Verwendung für ein Material eines Schmiedestücks, wie beispielsweise einer Pleuelstange von Kolbenmotoren, welche im Anschluss an das Schmieden nach Trennung in zwei oder mehr Teile angebracht wird, sowie ein Verfahren zum Trennen des Schmiedestücks, das durch Schmieden des zuvor erwähnten nicht-thermischen veredelten Stahls hoher Festigkeit erhalten wurde.
2. Beschreibung des Stands der Technik
Die Pleuelstange beispielsweise, welche einen Kolben und eine Kurbelwelle des Motors verbindet und eine Kolbenbewegung des Kolbens in eine Rotationsbewegung der Kurbelwelle umwandelt, muss an deren großen Ende in zwei Teile getrennt werden können, um rotierbar mit der Kurbelwelle verbunden zu werden. Dem gemäß wurde bisher die in einem Stück zu der endgültigen Form geschmiedete Pleuelstange nach anforderungsgemäßer maschineller Endbearbeitung mittels maschineller Bearbeitung in zwei Teile getrennt. Dieses Verfahren des maschinellen Schneidens ging jedoch mit viel verschwendeter Zeit und einer Erhöhung der Kosten einher, da überschüssiges Material an der Schnittstelle als Schnittaufmaß erforderlich ist, und es notwendig ist, den Bereich nach der Trennung durch maschinelle Bearbeitung oder durch Abschleifen fertig zu stellen.
Obwohl es einen Vorschlag gibt, die Pleuelstange als ein Mittel zur Lösung der oben erwähnten Probleme durch Sinterschmieden zu bilden, ist das Sinterschmieden als solches ein sehr komplizierter Prozess und bringt eine Abnahme in der Produktivität und eine Erhöhung der Kosten mit sich.
Im Allgemeinen weisen durch Warmschmieden eines normalen Blockstahls erhaltene Teile eine ausreichende Zähigkeit in einem Härtebereich von 20 bis 35 HRC auf, was für strukturelle Maschinenteile allgemein notwendig ist. Daher wird, wenn die unter Verwendung des normalen Blockstahls geschmiedete Pleuelstange durch Brechen getrennt wird, eine große plastische Deformationen in dem Teil der gebrochenen Fläche bewirkt, ähnlich einer Scherlippe, die in dem Schlagtest beobachtet werden kann, und es ist schwierig, die Bruchflächen richtig aneinander anzupassen, ohne die Bruchflächen zu behandeln.
Zusammenfassung der Erfindung
Es ist daher ein Ziel der vorliegenden Erfindung, einen nicht-thermischen, veredelten Stahl hoher Festigkeit zum Warmschmieden bereitzustellen, der zum Erhalt eines Warmschmiedestücks geeignet ist, welches durch Brechen leicht in zwei oder mehr Teile trennbar ist, ohne durch maschinelle Bearbeitung geschnitten zu werden, um die Betriebsstunden zu vermindern und den Ausnutzungsgrad von Materialien zu verbessern. Dieser Stahl kann in einem Verfahren zum Trennen eines Warmschmiedestücks verwendet werden, wobei es möglich ist, das aus dem zuvor erwähnten nicht-thermischen, veredelten Stahl hergestellte Warmschmiedestück leicht in zwei oder mehr Teile durch Brechen zu trennen, ohne es durch maschinelle Bearbeitung zu schnei den, und es ist möglich, die Betriebsstunden zu verringern und den Ausnutzungsgrad von Materialien zu verbessern.
Der nicht-thermische, veredelte Stahl mit hoher Festigkeit zum Warmschmieden gemäß dieser Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass er in Gewichtsprozent aus 0,30 bis 0,60% C, 0,05 bis 2,00% Si, 0,10 bis 1,00% Mn, 0,05 bis 0,20% P, 0,03 bis 0,50% Cu, 0,03 bis 0,50% Ni, 0,01 bis 0,50% Cr, 0,05 bis 0,50% V, 0,010 bis 0,045 s-Al, 0,005 bis 0,025% N, wahlweise mindestens einem Element, ausgewählt aus nicht mehr als 0,30% Pb, nicht mehr als 0,20% S, nicht mehr als 0,30% Te, nicht mehr als 0,01% Ca und nicht mehr als 0,30% Bi, besteht, wobei der Restbestandteil Eisen und gelegentliche Verunreinigungen sind.
Das Verfahren zum Trennen eines Warmschmiedestücks ist gekennzeichnet dadurch, dass es die Schritte aufweist: Warmschmieden des nicht-thermischen, veredelten Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung zu einem Warmschmiedestück mit einer Härte von 20 bis 35 HRC, Bilden einer Kerbe in dem Warmschmiedestück um ein zu trennendes (Ab-)Bruchstück herum, wobei die Kerbe eine Länge von nicht weniger als 25% der Länge des Gesamtumfangs des Bruchstücks aufweist, sowie einen Kerbfaktor von nicht weniger als 2,0, und Trennen des Warmschmiedestücks in zwei oder mehr Teile durch Abbrechen des Bruchstücks in der Kerbe mit einer Geschwindigkeit von nicht weniger als 0,5 mm/s.
Für den Fall, dass das Warmschmiedestück das Bruchstück mit einem polygonalen Bereich aufweist, es ist wünschenswert, die Kerbe so zu bilden, dass sie über eine volle Länge oder mindestens eine Seite des polygonalen Abschnitts an dem Bruchstück reicht.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1A und 1B sind Ansichten, die eine zur Bewertung der Passung des Wärmeschmiedestücks nach Brechen in Beispiel 2 darstellen. In 1A ist die Draufsicht gezeigt und in 1B die Seitenansicht.
Ausführliche Beschreibung der Erfindung
Gemäß dieser Erfindung wird der Grund, warum die chemischen Zusammensetzungen (Gewichtsprozent) des nicht-thermischen, veredelten Stahls mit hoher Festigkeit auf die zuvor erwähnten Bereiche eingeschränkt sind, unten beschrieben.
C: 0,30–0,60%
C ist ein zur Gewährleistung der Festigkeit des Schmiedestücks wirksames Element und es ist notwendig, C mit nicht weniger als 0,30% zuzugeben, um diesen Effekt zu erhalten. Die Härte des Schmiedestücks nimmt jedoch übermäßig zu und die Bearbeitbarkeit wird vermindert, wenn zuviel C zugegeben wird. Daher ist es notwendig, C auf bis zu 0,60% zu beschränken.
Si: 0,05–2,00%
Si hat einen deoxidierenden Einfluss zur Zeit der Stahlherstellung und löst sich in Ferrit und verbessert die Festigkeit des Ferrits, wobei dies eine weiche Phase ist, welche die plastische Deformation zur Zeit der Trennung des Warmschmiedestücks durch Brechen bewirkt, wodurch der prozentuale Sprödbruch erhöht wird (die plastische Deformation vermindert wird) und die Passung der Bruchflächen des Warmschmiedestücks verbessert wird. Es ist notwendig, Si mit nicht weniger als 0,05% zuzugeben, um diese Wirkung zu erhalten. Es ist jedoch notwendig, Si auf nicht mehr als 2,00% zu beschränken, da die Warmverarbeitbarkeit abnimmt, wenn der Si-Gehalt zu hoch ist.
Mn: 0,10–1,00%, Cr: 0,10–0,50%
Mn und Cr sind Elemente, die eine Verbesserung der Zähigkeit der Perlitphase bewirken. Für den Fall der Trennung des Warmschmiedestücks durch Brechen wird jedoch die plastische Deformation an der Bruchfläche kleiner, und die Passung zwischen den Bruchflächen wird gleichzeitig verbessert, wenn die Zähigkeit des Perlits eher niedrig statt hoch ist, so dass Mn und Cr in den Bereichen von 0,10 bis 1,00% und von 0,10 bis 0,50% definiert sind.
P: 0,05–0,20%
P wird allgemein in niedriger Menge als schädliches Element für die Zähigkeit des Stahls durch Abscheidung an Korngrenzen kontrolliert, wird jedoch aktiv zu dem nicht-thermischen, veredelten Stahl zum Warmschmieden gemäß dieser Erfindung, der dem Warmschmieden unterzogen wird, um nach dem Schmieden durch Brechen getrennt zu werden, zugefügt, da P sehr effektiv als ein Element wirkt, welches den prozentualen Sprödbruch erhöht, die plastische Deformation vermindert, und die Passung zwischen den Bruchflächen des Warmschmiedestücks verbessert. Die Wirkung dieser Art ist jedoch gesättigt, wenn P in großer Menge zugegeben wird, und übermäßiges P ist recht schädlich für die Ermüdungsgrenze und die Warmbearbeitbarkeit des Stahls, so dass P in dem Bereich von 0,05 bis 0,20% definiert wird.
Cu: 0,03–0,50%
Cu wird in den Stahl als eine Verunreinigung eingemischt, ähnlich wie P, und verschlechtert einige Eigenschaften des Stahls. Daher sollte es allgemein wünschenswerter Weise vermindert werden. Kupfer wird jedoch aktiv zu dem nicht-thermischen, veredelten Stahl gemäß dieser Erfindung zugegeben, da Cu sehr effektiv als ein Element wirkt, das den prozentualen Sprödbruch erhöht und die Passung zwischen den Bruchflächen des Warmschmiedestücks verbessert. Die Warmverarbeitbarkeit wird jedoch merklich abgebaut, und die Härte nimmt beträchtlich zu, was auf der Bildung von Bainit beruht, wenn Cu in einer großen Menge zugegeben wird. Daher ist Cu in dem Bereich von 0,03 bis 0,50% definiert.
Ni: 0,03–0,50%
In den nicht-thermischen, veredelten Stahl, gemäß dieser Erfindung wird Cu aktiv beigegeben, um die Trennung des Warmschmiedestücks durch Brechen zu erleichtern. Entsprechend wird befürchtet, dass die Warmverarbeitbarkeit des Stahls aufgrund der Zugabe von Cu verschlechtert wird, auch in einem Fall, wenn Cu in dem zuvor beanspruchten Bereich liegt. Die Verschlechterung der Heißverarbeitbarkeit wird aber durch Zugabe von Ni gemäß dieser Erfindung verhindert. Es ist allgemein geeignet, Ni in einer Menge gleich dem Cu-Gehalt zuzugeben, um die Verschlechterung der durch Cu bewirkten Heißverarbeitbarkeit zu verhindern, und die Härte nimmt beträchtlich zu durch die Bildung von Bainit, wenn, Ni übermäßig zugegeben wird, so dass Ni in dem Bereich von 0,03 bis 0,50% definiert ist.
V: 0,05–0,50%
V ist ein Element, dass ähnlich Si Ferrit festigt, und die Passung zwischen den Bruchflächen verbessert. Weiterhin ist V auch ein Element zur Verbesserung der Ermüdungsfestigkeit des Stahls. Es ist erforderlich, V mit nicht weniger als 0,05% zuzugeben, um diesen Effekt zu erhalten. Es ist jedoch erforderlich, V auf bis zu 0,50% zu beschränken, da die Zugabe von V in einer großen Menge ökonomisch ungünstig ist.
s-Al: 0,010–0,045%
Al bildet mit N Nitride und verteilt sich in dem Austenit als feine Teilchen, wodurch eine Vergröberung der Kristallkörner, bewirkt durch das Wiedererhitzen zur Zeit des Warmschmiedens, verhindert wird. Um diesen Effekt zu erhalten, ist es notwendig, Al in einer Menge von nicht weniger als 0,010% als s-Al zuzugeben. Der Effekt erreicht jedoch eine Sättigung, wenn Al in einer großen Menge zugegeben wird, und es werden auf der anderen Seite eine Verschlechterung der Warmbearbeitbarkeit und der Ermüdungsfestigkeit eingeführt, so dass Al auf eine Menge von nicht mehr als 0,045% als s-Al definiert ist.
N: 0,005–0,025%
N ist ein mit V oder Al Nitride bildendes Element und wirkt zur Gewährleistung der zuvor erwähnten Ferritfestigkeit und zur Verhinderung der Vergröberung von Kristallkörnern. Um diese Effekte zu erhalten, ist es notwendig, N mit nicht weniger als 0,005% zuzugeben. Die übermäßige Zugabe von N bringt nur eine Sättigung der Effekte. Daher ist die Obergrenze von N als 0,025% definiert.
Mindestens ein Element, ausgewählt aus
Pb: nicht mehr als 0,30%
S: nicht mehr als 0,20%
Te: nicht mehr als 0,30%
Ca: nicht mehr als 0,01%
Bi: nicht mehr als 0,30%
Jedes von Pb, S, Te, Ca und Bi ist ein Element zur wirksamen Verbesserung der Bearbeitbarkeit des Stahls. Daher können in einem Fall, wo eine hervorragende BEarbeitbarkeit weiterhin für das Schmiedestück notwendig ist, eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus diesen Elementen, in einer geeigneten Menge entsprechend den Anforderungen zugefügt werden.
Eine übermäßige Zugabe dieser Elemente bringt jedoch eine Verschlechterung der Warmbearbeitbarkeit und der Ermüdungsgrenze mit sich, so dass es notwendig ist, Pb einzuschränken auf nicht mehr als 0,30%, S auf nicht mehr als 0,20%, Te auf nicht mehr als 0,30%, Ca auf nicht mehr als 0,01% und Bi auf nicht mehr als 0,30%, für den Fall, dass diese Elemente zugefügt werden.
In dem Verfahren zur Trennung des Warmschmiedestücks wird das Warmschmiedestück durch einen Warmschmiedeprozess unter Verwendung des zuvor erwähnten nicht-thermischen, veredelten Stahls mit hoher Festigkeit gebildet, und anschließend wird eine Kerbe mit einem Kerbfaktor von nicht weniger als 2,0 in dem erhaltenen Warmschmiedestück um ein abzutrennendes Bruchstück in einer Länge von nicht weniger als 25% der Länge des Gesamtumfangs des Bruchstücks gebildet. In dem Fall, dass das Bruchstück bzw. abzubrechende Stück des Warmschmiedestücks einen polygonalen Abschnitt aufweist, ist es bevorzugt, die Kerbe so zu bilden, dass sie über die volle Länge mindestens einer Seite des polygonalen Abschnitts an dem Bruchstück reicht. Während dieser Zeit wird die Scherlippe zur Zeit des Brechens gebildet, und es ist nicht möglich, eine ausreichende Passung zwischen den Bruchflächen bei einem Fall zu erhalten, wo die Länge der Kerbe 25% der Länge des Gesamtumfangs des Bruchstücks nicht erreicht, und der Kerbfaktor der Kerbe weniger als 2,0 beträgt. Weiterhin wird eine solche Tendenz auch in einem Fall gezeigt, wo der Bruchteil einen polygonalen Abschnitt aufweist, und die Kerbe in einer Länge gebildet wird, die kürzer als die Länge einer Seite des polygonalen Abschnitts ist.
Auch in einem Fall, wo bei dem Warmschmiedestück die Kerbe die oben erwähnten Bedingungen erfüllt, wird die Scherlippe ähnlich erzeugt, und es ist nicht möglich, eine ausreichende Passung zwischen den Bruchflächen zu erhalten, wenn die Bruchgeschwindigkeit geringer als 0,5 mm/s zu der Zeit des Brechens ist. Dem gemäß ist es notwendig, das Warmschmiedestück mit einer Bruchgeschwindigkeit von nicht kleiner als 0,5 mm/s zu brechen, vorzugsweise in einem Bereich von 1,0 bis 100 mm/s.
Der nicht-thermische, veredelte Stahl mit hoher Festigkeit zum Warmschmieden weist die zuvor erwähnten chemischen Zusammensetzungen auf, und enthält insbesondere P und Cu in relativ großen Mengen. Das durch Warmschmieden dieses nicht-thermischen, veredelten Stahls erhaltene Warmschmiedestück ist daher leicht in zwei oder mehr Teile trennbar, gemäß dem intergranulären Bruch, bewirkt durch Zugabe von P, und die plastische Deformation an den Bruchflächen des Warmschmiedestücks ist gering, und die Passung zwischen den Bruchflächen wird verbessert. Folglich ist der nicht-thermische, veredelte Stahl gemäß dieser Erfindung für Teile geeignet, die nach Trennung verwendet werden, wie beispielsweise Pleuelstangen von Kolbenmotoren.
In dem Verfahren zur Trennung bzw. Spaltung des Warmschmiedestücks wird die Kerbe mit der vorbestimmten Größe und dem Kerbfaktor in dem Bruchstück des durch Warmschmieden des nicht-thermischen, veredelten Stahls gemäß dieser Erfindung erhaltenen warmschmiedestücks gebildet, und das Warmschmiedestück wird in der Kerbe an dem Bruchstück mit der vorgegebenen Geschwindigkeit gebrochen. Das Warmschmiedestück wird so ohne maschinelle Bearbeitung leicht in zwei oder mehr Teile getrennt, die plastische Deformation an den Bruchflächen der getrennten Stücke wird kleiner, und die Passung zwischen den Bruchflächen wird ebenfalls verbessert.
Beispiel 1
Erfindungsgemäße und Vergleichs-Stähle mit den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden geschmolzen und zu Blöcken gegossen. Anschließend wurden die jeweiligen Blöcke zu Schmiedematerialien von 50mm Größe warmgeschmiedet, welche weiter zu runden Stäben von 22 mm im Durchmesser warmgeschmiedet wurden, nach Erhitzen bei 1200°C für 60 Minuten. Anschließend wurden Proben aus den jeweiligen runden Stäben ausgeschnitten, und den verschiedenen Tests unterzogen. Die Bearbeitbarkeit wurde durch Bestimmung der Bohrungseffizienz bezüglich eines Teils der Proben bewertet. Weiterhin wurde die Warmbearbeitbarkeit bewertet, indem Hochtemperatur-Zugfestigkeitstests an einem Teil der Proben durchgeführt wurden.
Die Härte wurde in dem zentralen Teil jedes der erhaltenen Rundstäbe mittels eines Rockwell-Härtetesters bestimmt, und die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Um die Trennbarkeit durch Brechen der jeweiligen Warmschmiedestücke zu bewerten, wurde ein Zugfestigkeitstest an jedem der Rundstäbe durchgeführt unter Verwendung von gekerbten Zugfestigkeitstest-Proben von 10 mm im Durchmesser an dem parallelen Teil, 1 mm Tiefe der Kerbe und 0,2 mm im Radius an der Kerbenwurzel, und der Anteil der plastischen Deformation der gekerbten Zugfestigkeitstest-Probe wurde bestimmt. Die Ermüdungsgrenze wurde unter Verwendung einer ungekerbten Rotationsbiegungs-Ermüdungstest-Probe von 8 mm im Durchmesser an dem parallelen Teil bestimmt. Weiter wurde zur Bewertung der Bearbeitbarkeit der jeweiligen Warmschmiedestücke die Werkstücklebenszeit bestimmt, indem ein Bohrungstest unter den in Tabelle 3 gezeigten Bedingungen durchgeführt wurde. Die Ergebnisse des Bohrungstests wurden als Bohreffizienz mit relativen werten (Prozentsatz) gegen die Werkstücklebenszeit eines erfindungsgemäßen Stahls Nummer 1 angegeben. Weiterhin wurde die Warmbearbeitbarkeit der jeweiligen Stähle gemäß dem Wert der Verminderung der Fläche bestimmt, erhalten durch Durchführung eines Zugfestigkeitstests bei 1100°C unter Verwendung einer Testprobe von 6 mm im Durchmesser. Die mit den jeweiligen Tests erhaltenen Ergebnisse sind zusammen in Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 2
Tabelle 3
Das folgende wurde anhand der in Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse offensichtlich.
Vergleichsstahl A zeigt eine große plastische Deformation und eine niedrige Ermüdungsgrenze, da der C-Gehalt im Vergleich mit erfindungsgemäßen Stählen Nr. 1 und 2 niedrig ist. In dem Vergleichsstahl B ist die Härte zu hoch und die Bohrungseffizienz, d.h. die Verarbeitbarkeit ist niedrig, da der C-Gehalt übermäßig hoch ist.
Vergleichsstahl C zeigt einen niedrigen Wert der Flächenverminderung und eine geringe Warmbearbeitbarkeit, da der Si-Gehalt zu hoch ist. Weiterhin ist in Stahl C die Härte übermäßig hoch, und die Bohrungseffizienz ist vermindert.
Vergleichsstahl D zeigt eine große plastische Deformation, da der P-Gehalt niedriger ist als der des erfindungsgemäßen Stahls Nr. 1. Vergleichsstahl E ist hinsichtlich der Ermüdungsgrenze und dem Wert der Flächenverminderung verschlechtert, aufgrund des übermäßigen P-Gehalts.
In Vergleichsstahl F, der Cr in einer großen Menge enthält, und Vergleichsstahl G, der Mn in einer großen Menge enthält, ist die Härte zu hoch, und die Bohrungseffizienz ist in beiden Fällen niedrig.
Vergleichsstahl H weist eine niedrige Verminderung der Fläche auf, und die Warmbearbeitbarkeit ist vermindert, aufgrund der hohen Mengen an Cu und Ni.
Vergleichsstahl I zeigt eine große plastische Deformation und die Ermüdungsgrenze nimmt ab, da der V-Gehalt niedrig ist, und die Härte niedrig ist im Vergleich mit dem erfindungsgemäßen Stahl Nr. 2.
Vergleichsstahl J enthält s-Al in einer großen Menge, und Vergleichsstahl K enthält N in einer großen Menge. Daher sind die Ermüdungsgrenze und die Verminderung der Fläche dieser Stähle merklich verschlechtert im Vergleich zum erfindungsgemäßen Stahl Nr. 1.
In Vergleichsstahl L, bei dem Pb übermäßig zugegeben wurde, verschlechtern sich die Ermüdungsgrenze und die Verminderung der Fläche beträchtlich im Vergleich mit denjenigen des erfindungsgemäßen Stahls Nr. 1, welcher Legierungselemente mit ungefähr dem gleichen Gehalt enthält. Es wurde daher gefunden, dass die übermäße Zugabe der Elemente zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit, wie beispielsweise Pb, Te, Ca und Bi nicht erwünscht ist.
Im Gegensatz zu obigem ist offensichtlich, dass die erfindungsgemäßen Stähle Nr. 1 bis 7 hervorragend hinsichtlich der Ermüdungsgrenze und der plastischen Deformation sind, gleichermaßen im Vergleich mit Vergleichsstählen A bis N in einem praktischen Härtebereich, d.h. in dem Bereich von 20 bis 35 HRC. Weiterhin wird aus den Daten der erfindungsgemäßen Stähle Nr. 5 bis 7 klar, dass die Zugabe von Pb, S und Ca in geeignetem Ausmaß zur Verbesserung der Verarbeitbarkeit des Stahls wirkt, ohne die Ermüdungsgrenze zu stark zu verschlechtern.
Beispiel 2
Erfindungsgemäße und Vergleichs-Stähle, die in Tabelle 4 gezeigt sind, wurden geschmolzen und zu Platten in Größen von 20×60×1000 mm warmgeschmiedet.
Die Testproben wie in 1 gezeigt, (wobei a:b = 1:1, Kerbfaktor der Kerbe N = 2,2), wurden aus den jeweiligen Platten ausgeschnitten, indem eine Form der Pleuelstange an dem Trennstück zwischen dem Ende und der Kappe des großen Endes kopiert wurde. Die Testproben wurden durch Ausüben einer Zugkraft mit einer Geschwindigkeit von 10 mm/s in deren longitudinaler Richtung gebrochen. Die Passung zwischen den Bruchflächen der Proben wurden durch das Ausmaß an plastischer Deformation, bewertet, erhalten aus der Belastungs-Deformations-Kurve zu der Zeit, an der die Probe brach.
Weiterhin wurde die Härte mittels der Rockwell-Härte-Testeinrichtung bestimmt, und die Ermüdungsgrenze wurde unter Verwendung der umgekerbten Rotationsbiegungs-Ermüdungstest-Probe von 8 mm im Durchmesser an dem parallelen Teil an den jeweiligen Platten bestimmt. Die mit diesen Tests erhaltenen Ergebnissen sind in Tabelle 5 gezeigt.
Tabelle 5
Weiterhin wurden Proben von 20×60×300 mm aus repräsentativen Platten unter den warmgeschmiedeten Stahlplatten ausgeschnitten, und die Bearbeitbarkeit der Platten wurde bewertet, indem die Werkstücklebenszeit gemäß dem Bohrtest unter den gleichen Bedingungen wie in Tabelle 3 gezeigt, bestimmt wurden, ähnlich zu dem Fall von Beispiel 1. Die durch den Bohrungstest erhaltenen Ergebnisse sind ebenfalls mit relativen Werten (Prozentsatz) gegen die Werkstücklebenszeit eines erfindungsgemäßen Stahls Nr. 9 als Bohrungseffizienzen in Tabelle 5 gezeigt. Bezüglich einem Teil der Stähle sind auch Werte der Verminderung der Fläche, erhalten durch einen Gleeble-Hochtemperatur-Zugfestigkeitstests bei 1200°C in Tabelle 5 gezeigt, als Indices der Warmbearbeitbarkeit.
Anschließend wurden Testproben mit voneinander unterschiedlichen Kerben bezüglich deren Krümmungsradien bei den Kerbenwurzeln, wodurch sie sich in den Kerbfaktoren unterschieden, aus dem erfindungsgemäßen Stahl Nr. 8 ausgeschnitten, welcher eine relativ große plastische Deformation zeigt und bezüglich der Passung der Bruchflächen unter den erfindungsgemäßen Stählen schwächer ist. Anschließend wurde der Einfluss des Kerbfaktors der Kerbe auf die plastische Deformation (Passung zwischen den Bruchflächen) untersucht, indem die jeweiligen Testproben bei der Geschwindigkeit von 10 mm/s gebrochen wurden. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt. Ähnlich ist die quantitative Änderung der plastischen Deformation in Tabelle 7 bei der Zeit des Brechens der Testproben, die sich voneinander in den Verhältnissen von a zu b unterschieden (siehe 1), bei der Geschwindigkeit von 10mm/s gezeigt.
Weiterhin ist die quantitative Änderung der plastischen Deformation in Tabelle 8 gezeigt für einen Fall des Brechens von Testproben, welche aus dem erfindungsgemäßen Stahl Nr. 8 aus geschnitten wurden, welche ein a/b-Verhältnis von 1 und einen Kerbfaktor von 2,2 aufweisen, bei verschiedenen Geschwindigkeiten von 0,1 bis 100 mm/s. Tabelle 6
Bruchgeschwindigkeit: 10 mm/s, a:b = 1:1 Tabelle 7
Bruchgeschwindigkeit : 10 mm/s, Kerbfaktor: 2,2 Tabelle 8
a:b = 1:1, Kerbfaktor: 2,2
Die nachfolgenden Tatsachen werden anhand der in Tabelle 5 gezeigten Ergebnisse klar.
Es ist nicht möglich, eine ausreichende Härte in Vergleichsstahl M zu erhalten, da der C-Gehalt niedrig ist und die plastische Deformation zur Zeit des Brechens größer wird und die Passung zwischen den Bruchflächen gering ist. Die Härte von Vergleichsstahl N ist zu hoch, da der C-Gehalt übermäßig hoch ist. Es wird aus diesen Tatsachen bestätigt, dass es notwendig ist, den C-Gehalt in dem Bereich von 0,30 bis 0,60 zu definieren.
Vergleichsstahl C enthält übermäßig Si, wodurch die Härte zu hoch wird. Weiterhin wird in den Vergleichsstählen P und Q Bainit gebildet, auch wenn die Platte nach dem Warmschmieden an der Luft gekühlt wird, und die Härte ist zu hoch, da der Mn- und Cr-Gehalt übermäßig hoch sind. Entsprechend wird bestätigt, dass Si, Mn und Cr in den Bereichen von jeweils 0,05 bis 2,00%, 0,10 bis 1,00% und 0,01 bis 0,50% beschränkt werden.
In Vergleichsstahl R ist die plastische Deformation zum Zeitpunkt des Brechens hoch, da der P-Gehalt niedrig ist, und es ist nicht möglich, eine hervorragende Passung der Bruchflächen zu erhalten. Vergleichsstahl S enthält zuviel P und ist hervorragend bezüglich der Passung zwischen den Bruchflächen, weist jedoch eine extrem verminderte Zähigkeit auf und ist schlechter bezüglich der Ermüdungsfestigkeit im Vergleich zu dem erfindungsgemäßen Stahl bei dem gleichen Härtewert. Es ist notwendig, P in dem Bereich von 0,05 bis 0,20% zu beschränken.
In Vergleichsstahl T, enthaltend Cu in einer großen Menge, wird das Bainit sogar in einem Fall der Luftkühlung gebildet, und die Härte wird übermäßig groß. Es wird gefunden, dass die Verminderung der Fläche mittels Gleeble-Test verschlechtert wird, und eine bemerkenswerte Verschlechterung der Warmverarbeitbarkeit wird ebenfalls beobachtet. Weiterhin ist in Vergleichsstahl U die Warmverarbeitbarkeit durch Zugabe von Ni verbessert, die Härte ist jedoch zu hoch aufgrund der Bildung von Bainit. Aus diesen Tatsachen wird bestätigt, dass es notwendig ist, Cu und Ni in den Bereichen von 0,03 bis 0,50% einzuschränken.
In Vergleichsstahl V ist es nicht möglich, die ausreichende Härte zu erhalten, aufgrund des geringen V-Gehalts. Vergleichsstahl W weist eine zu hohe Härte auf, aufgrund des übermäßigen V-Gehalts. Entsprechend wird klar, dass es notwendig ist, V in dem Bereich von 0,05 bis 0,50% einzusetzen.
Vergleichsstahl X enthält s-Al in einer geringen Menge und weist eine merklich verschlechterte Ermüdungsgrenze auf im Vergleich mit dem erfindungsgemäßen Stahl mit dem gleichen Härtewert, da die Kristallkörner durch Erhitzen beim Warmschmiedeprozess vergrößert werden. Der Effekt von Al wird abgesättigt, auch wenn Al in einer großen Menge zugegeben wird, und es ist notwendig, s-Al in dem Bereich von 0,01 bis 0,045% zu beschränken. In Vergleichsstahl Y, enthaltend N in kleiner Menge, wird das Kristallkorn vergröbert, und die Ermüdungsfestigkeit wird verschlechtert. Daher ist es notwendig, N in dem Bereich von 0,005 bis 0,025% zu beschränken, wie oben erwähnt.
In Vergleichsstahl Z, bei dem übermäßig Pb zugegeben wurde, ist die Verarbeitbarkeit beträchtlich verbessert, jedoch die Ermüdungsgrenze deutlich verschlechtert im Vergleich mit dem erfindungsgemäßen Stahl mit dem gleichen Härtewert, und es wird gefunden, dass die übermäßige Zugabe der Elemente, wie beispielsweise Pb, S, Te, Ca, Bi die Verarbeitbarkeit nicht verbessert und nicht erwünscht ist. Es ist daher notwendig, Pb auf bis zu 0,30% einzuschränken, S auf bis zu 0,20% einzuschränken, Te auf bis zu 0,30% einzuschränken, Ca auf bis zu 0,01% einzuschränken und Bi auf bis zu 0,30% einzuschränken.
Es ist offensichtlich, dass die erfindungsgemäßen Stähle Nr. 8 bis 20 alle hervorragend bezüglich der Ermüdungsgrenze, der Passung zwischen den Bruchflächen und der Warmbearbeitbarkeit sind, im Vergleich mit den Vergleichsstählen M bis Z in dem praktischen Härtebereich, d.h. in dem Bereich von 20 bis 35 HRC. Weiterhin ist aus den Daten der erfindungsgemäßen Stähle Nr. 21 bis 23 klar, dass die Zugabe von Pb, S, Te, Ca und Bi in geeigneter Menge wirksam ist zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit, ohne die Ermüdungsgrenze zu stark zu verschlechtern.
Aus den in Tabelle 6 gezeigten Ergebnissen wird bestätigt, dass je höher der Kerbfaktor der Kerbe ist, desto kleiner die plastische Deformation ist, wodurch die Passung zwischen den Bruchflächen verbessert wird. wenn der Kerbfaktor der Kerbe 1,8 beträgt, ist die plastische Deformation groß, und es ist nicht möglich, eine ausreichende Passung zu erhalten, auch nicht in dem erfindungsgemäßen Stahl. Dem gemäß ist es notwendig, den Kerbfaktor der Kerbe auf nicht weniger als 2,0 zu beschränken.
Aus den in Tabelle 7 gezeigten Daten wird klar, dass sich die Passung zwischen den Bruchflächen entsprechend der Änderung des Verhältnisses von a zu b der Testprobe ändert. Wenn nämlich die erhaltenen Ergebnisse in die Reihenfolge des Verhältnisses der Kerblänge zu der Länge des Gesamtumfangs der Probe angeordnet werden, kann eine hervorragende Passung in einem Fall erhalten werden, wenn das Verhältnis der Kerblänge nicht niedriger als 25% ist, die plastische Deformation wird in anderen Fällen jedoch größer. Es ist daher klar, dass es notwendig ist, die Kerbe in einer Länge von nicht weniger als 25% der Länge des Gesamtumfangs des abzubrechenden Teils bzw. Bruchstücks des Warmschmiedestücks zu bilden. In einem Fall, wo der abzubrechende Teil des Warmschmiedestücks einen polygo nalen Abschnitt aufweist, und die Kerblänge kürzer als die Länge einer Seite des Polygonalen Abschnitts ist, auch wenn das Verhältnis der Kerblänge gegen die Länge des Gesamtumfangs 25% überschreitet, ist die Passung zwischen den Bruchflächen manchmal erniedrigt. Dem gemäß ist es erwünscht, die Kerbe so zu bilden, dass sie über die gesamte Länge mindestens einer Seite des polygonalen Bereichs des abzubrechenden Teils reicht.
Anhand der in Tabelle 8 gezeigten Ergebnisse wird klar, dass die plastische Deformation sich auch entsprechend der Änderung der Bruchgeschwindigkeit zur Zeit des Brechens ändert. Die plastische Deformation nimmt nämlich zu, und die Passung zwischen der Bruchfläche nimmt ab, wenn die Bruchgeschwindigkeit abnimmt. Dem gemäß ist es notwendig, das Warmschmiedestück mit einer Geschwindigkeit von nicht weniger als 0,5 mm/s zu brechen.
Wie oben erwähnt, ist der nicht-thermische, veredelte Stahl mit hoher Festigkeit zum Warmschmieden gemäß dieser Erfindung dadurch gekennzeichnet, dass er, in Gewichtsprozent, aus 0,30 bis 0,60% C, 0,05 bis 2,00% Si, 0,10 bis 1,00% Mn, 0,05 bis 0,20% P, 0,03 bis 0,50% Cu, 0,03 bis 0,50% Ni, 0,01 bis 0,50% Cr, 0,05 bis 0,50% V, 0,010 bis 0,045% s-Al, 0,005 bis 0,025% N, wahlweise mindestens einem Element, ausgewählt aus nicht mehr als 0,30% Pb, nicht mehr als 0,20% S, nicht mehr als 0,30% Te, nicht mehr als 0,01% Ca und nicht mehr als 0,30% Bi besteht, wobei der Restbestandteil Eisen und gelegentliche Verunreinigungen sind. Das aus diesem Stahl hergestellte Warmschmiedestück ist so leicht in zwei oder mehr Teile durch Brechen trennbar, und es ist möglich, die plastische Deformation an den Bruchflächen zu vermindern, wodurch die Passung zwischen den Bruchflächen verbessert wird. Dem gemäß ist es zum Warmschmieden geeignet, zum Beispiel für Pleuelstangen des Motors für Automobile.
Das Verfahren zum Trennen eines Warmschmiedestücks ist gekennzeichnet dadurch, dass es die Schritte aufweist: Warmschmieden des oben erwähnten nicht-thermischen, veredelten Stahls gemäß dieser Erfindung zu einem Warmschmiedestück mit einer Härte von 20 bis 35 HRC, Bilden einer Kerbe in dem Warmschmiedestück um ein zu abzutrennendes Bruchstück herum, wobei die Kerbe eine Länge von nicht weniger als 25% der Länge des Gesamtumfangs des Bruchstücks und einen Kerbfaktor von nicht weniger als 2,0 aufweist (für den Fall, dass das Bruchstück einen polygonalen Abschnitt aufweist, kann die Kerbe so gebildet werden, dass sie über die gesamte Länge mindestens einer Seite des polygonalen Abschnitts reicht), und Trennen bzw. Spalten des Warmschmiedestücks in zwei oder mehr Teile durch Brechen des Bruchstücks in der Kerbe mit einer Geschwindigkeit von nicht weniger als 0,5 mm/s. Entsprechend ist es möglich, das Warmschmiedestück leicht in zwei oder mehr Teile zu trennen, indem es ohne ein maschinelles Schneiden gebrochen wird, und es ist möglich, die plastische Deformation an den Bruchflächen zu vermindern, wodurch die Passung bzw. Passgenauigkeit zwischen den Bruchflächen des Warmschmiedestücks verbessert werden kann.

Claims

Nicht-thermischer veredelter Stahl hoher Festigkeit zum Warmschmieden, bestehend aus, in Gewichtsprozent: 0,30 bis 0,60 % C, 0,05 bis 2,00 % Si, 0,10 bis 1,00 % Mn, 0,05 bis 0,20 % P, 0,03 bis 0,50 % Cu, 0,03 bis 0,50 % Ni, 0,01 bis 0,50 % Cr, 0,05 bis 0,50 % V, 0,010 bis 0,045 % s-Al, 0,005 bis 0,025 % N, wahlweise mindestens einem Element, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus nicht mehr als 0,30 % Pb, nicht mehr als 0,20 % S, nicht mehr als 0,30 Te, nicht mehr als 0,01 % Ca und nicht mehr als 0,30 % Bi, wobei der Restbestandteil Fe und gelegentliche Verunreinigungen ist.