DE69427473T2

DE69427473T2 - Hochkohlenstoffhaltige stahlstange oder -draht mit hervorragender ziehbarkeit und verfahren zu deren herstellung

Info

Publication number: DE69427473T2
Application number: DE69427473T
Authority: DE
Inventors: Akifumi Kawana; Seiki Nishida; Hiroshi Oba; Ikuo Ochiai
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-05-25
Filing date: 1994-04-06
Publication date: 2002-04-18
Anticipated expiration: 2014-04-07
Also published as: EP0707088A4; DE69427473D1; EP0707088A1; WO1994028187A1; EP0707088B1; US5650027A

Description

Technisches Gebiet

Diese Erfindung bezieht sich auf eine hochkohlenstoffhaltige Stahldrahtstange und einen hochkohlenstoffhaltigen Draht mit hervorragender Ziehbarkeit sowie auf Herstellungsverfahren derselben.

Stand der Technik

Eine Drahtstange und ein Draht werden normalerweise zum Endprodukt, passend für den Gebrauchszweck, gezogen. Vor der Durchführung des Ziehprozesses jedoch ist es notwendig, die Drahtstange oder den Draht in einen Zustand bzw. eine Beschaffenheit für das Ziehen zu bringen.
Als eine konventionellen Maßnahme hierfür offenbart die japanische Patentveröffentlichung Nr. Sho 60-56215 eine Methode zur Wärmebehandlung einer Stahldrahtstange mit hoher Feistigkeit und geringen Festigkeits-Schwankungen dadurch charakterisiert, dass eine Drahtstange aus Stahl, enthaltend C: 0,2-1,0%, Si < 0,30% und Mn: 0,30-0,90%, bei der Temperatur der Austenit-Transformation zwischen 800 und 600ºC mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 15-60ºC/sec durch Eintauchen in geschmolzenes Salz aus Kaliumnitrat und/oder Natriumnitrat, das durch Erwärmen auf eine Temperatur von 350-600ºC geschmolzen und mit Hilfe eines Gases verrührt wird, abgekühlt wird.
Allerdings beinhaltet die Drahtstange mit Perlit-Textur, die durch die Wärmebehandlungsmethode erzeugt wird, wie in der obigen Patentveröffentlichung beschrieben, Probleme hinsichtlich der Verschlechterung der Verformbarkeit während des Ziehens bei einer hohen (Querschnitts-)Flächenabnahme und einer Rissbildung im Torsionstest (im Nachfolgenden als "Delaminierung" bezeichnet).
JP-A-63024046 offenbart eine Stahldrahtstange mit hoher Festigkeit und Verformbarkeit, die eine ähnliche Zusammensetzung wie die der vorliegenden Erfindung hat und einen hohen C-Gehalt umfasst. Ein komplettes Zwischenstufengefüge bzw. eine Perlit-Struktur soll erhalten werden.
JP-A-51005965 offenbart eine verformbare hochwiderstandfähige Stahldrahtstange mit einer Zusammensetzung, die sich mit der der vorliegenden Erfindung überschneidet, wobei die Zusammensetzung laut der Erfindung als Beispiel angegeben wird. Ein Zwischenstufengefüge bzw. eine Bainit-Struktur wird durch isothermes Patentieren bei 450 bis 500ºC erzeugt, was zu Härten führt, die merklich höher als HV 450 sind.
Ziel dieser Erfindung ist es, eine hochkohlenstoffhaltige Stahldrahtstange und einen hochkohlenstoffhaltigen Draht mit hervorragender Ziehbarkeit sowie Herstellungsverfahren derselben zur Verfügung zu stellen, welche die zuvor genannten Probleme des Standes der Technik vorteilhaft überwinden.

Offenbarung der Erfindung

Die Erfindung wird in Bezug auf das Produkt im Anspruch 1 definiert; Verfahren zur Produktherstellung sind in den Ansprüchen 3 und 4 definiert.
Das Wesentliche der Erfindung ist unten dargestellt.
1. Eine hochkohlenstoffhaltige Stahldrahtstange oder ein hochkohlenstoffhaltiger Draht mit hervorragender Ziehbarkeit ist dadurch charakterisiert, dass sie (er), in Gewichtsprozent, enthält:
C: 0,80-0,90%
Si: 0,10-1,50% und
Mn: 0,10-1,00%,
beschränkt ist auf:
P: nicht mehr als 0,02%,
S: nicht mehr als 0,01% und
Al: nicht mehr als 0,003%,
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, eine Mikrostruktur, ausgedrückt als Flächenverhältnis, von nicht weniger als 80% der oberen Bainit-Textur, die durch eine 2-stufige Umwandlung erreicht wird, und einen HV-Wert von nicht mehr als 450 hat.
2. Hochkohlenstoffhaltige Stahldrahtstange oder hochkohlenstoffhaltiger Draht mit hervorragender Ziehbarkeit nach obigem Paragraph 1, die (der) weiterhin Cr: 0,10-1,00% als Legierungskomponente enthält.
3. Ein Verfahren zur Herstellung eine hochkohlenstoffhaltigen Stahldrahtstange mit hervorragender Ziehbarkeit, das charakterisiert ist durch,
Walzen eines Stahlblocks, dessen Zusammensetzung, in Gewichtsprozent, enthält:
C: 0,80-0,90%,
Si: 0,10-1,50% und
Mn: 0,10-1,00%,
und beschränkt ist auf:
P: nicht mehr als 0,02%,
S: nicht mehr als 0,01% und
Al: nicht mehr als 0,003%,
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, zu einer Drahtstange Abkühlen der gewalzten Drahtstange von einem Temperaturbereich von 1100-755ºC auf einen Temperaturbereich von 350-500ºC bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 60-300ºC/sec,
Halten der Drahtstange in diesem Temperaturbereich für eine vorgeschriebene Dauer in dem Bereich, in dem die Bainit-Transformation nicht beginnt, oder in einem Bereich von einem Zeitpunkt nach dem Start der Bainit-Transformation bis zu einem Zeitpunkt vor der Vollendung der Bainit-Transformation,
Erhöhen und Halten der Temperatur, bis die Bainit-Transformation vollständig beendet ist.
4. Ein Verfahren zur Herstellung einer hochkohlenstoffhaltigen Stahldrahtstange mit hervorragender Ziehbarkeit nach obigem Paragraph 3, wobei der anfängliche Stahlblock weiter Cr: 0,10-1,00% als Legierungskomponente enthält.
5. Ein Verfahren zur Herstellung einer hochkohlenstoffhaltigen Stahldrahtstange mit hervorragender Ziehbarkeit nach den obigen Paragraphen 3 oder 4, das charakterisiert ist durch
Abkühlen, nachdem der Anfangsstahlblock zu einer Drahtstange gewalzt worden ist, der gewalzten Drahtstange von einem Temperaturbereich von 1100-755ºC auf einen Temperaturbereich von 350-500ºC bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 60-300ºC/sec,
Halten der Stange in diesem Temperaturbereich für nicht weniger als 1 sec und nicht mehr als eine Dauer von X sec innerhalb eines Bereiches, in dem die Bainit- Transformation nicht beginnt, wobei X durch die folgende Gleichung (1) festgelegt ist,
Erhöhen der Temperatur um nicht weniger als 10ºC und nicht mehr als 600-T&sub1; ºC (T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen) und Halten der Temperatur, bis die Bainit-Transformation vollständig beendet ist,
X = exp (16,03-0,0307 · T&sub1;) (1)
mit
T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen.
6. Ein Verfahren zur Herstellung einer hochkohlenstoffhaltigen Stahldrahtstange mit hervorragender Ziehbarkeit nach obigen Paragraphen 3 oder 4, das charakterisiert ist durch,
Abkühlen, nachdem der Anfangsstahlblock zu Drahtstangen gewalzt worden ist, der gewalzten Drahtstange von einem Temperaturbereich von 1100-755ºC auf einen Temperaturbereich von 350-500ºCC bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 60-300ºC/sec,
Halten der Stange in diesem Temperaturbereich für eine Dauer von einem Zeitpunkt nach dem Start der Bainit-Transformation zu einem Zeitpunkt vor der Vollendung der Bainit-Transformation, speziell für eine Dauer von nicht mehr als Y sec, die durch die folgende Gleichung (2) festgelegt wird,
Erhöhen der Temperatur um nicht weniger als 10ºC und nicht mehr als 600-T&sub1; ºC (T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen) und Halten der Temperatur, bis die Bainit-Transformation vollständig beendet ist,
Y = exp (19,83-0,0329 · T1) (2)
mit
T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen.
7. Ein Verfahren zur Herstellung von hochkohlenstoffhaltigem Stahldraht mit hervorragender Ziehbarkeit, das charakterisiert ist durch Erwärmen eines Drahtes, dessen Zusammensetzung, in, Gewichtsprozent, enthält:
C: 0,80-0,90%
Si: 0,10-1,50% und
Mn: 0,10-1,00%,
beschränkt ist auf:
P: nicht mehr als 0,02%,
S: nicht mehr als 0,01% und
Al: nicht mehr als 0,003%,
wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist, auf einen Temperaturbereich von 1100-755ºC
Abkühlen des erwärmten Drahtes auf einen Temperaturbereich von 350-500ºC bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 60-300ºC/sec,
Halten des Drahtes in diesem Temperaturbereich für eine vorgeschriebene Dauer innerhalb eines Bereiches, in dem die Bainit-Transformation nicht beginnt, oder in einem Bereich von einem Zeitpunkt nach dem Start der Bainit-Transformation bis zu einem Zeitpunkt vor der Vollendung der Bainit-Transformation, und
Erhöhen und Halten der Temperatur, bis die Bainit-Transformation vollständig vollendet ist.
X = exp (16,03-0,0307 · T&sub1;) (1)
mit
T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen.
8. Ein Verfahren zur Herstellung von hochkohlenstoffhaltigem Stahldraht mit hervorragender Ziehbarkeit nach dem obigen Paragraphen 7, wobei der Anfangsdraht weiter Cr: 0,10-1,00% als Legierungskomponente enthält.
9. Ein Verfahren zur Herstellung von hochkohlenstoffhaltigem Stahldraht mit hervorragender Ziehbarkeit nach den obigen Paragraphen 7 oder 8, das charakterisiert ist durch
Abkühlen des Anfangsdrahtes von einem Temperaturbereich von 1100-755ºC auf einen Temperaturbereich von 350-500ºC bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 60-300ºC,
Halten des Drahtes in diesem Temperaturbereich für nicht weniger als 1 sec und nicht mehr als eine Dauer von X sec innerhalb eines Bereiches, in dem die Bainit- Transformation nicht beginnt, wobei X durch die folgende Gleichung (1) festgelegt ist,
Erhöhen der Temperatur um nicht weniger als 10ºC und nicht mehr als 600 - ºC (T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen) und Haften der Temperatur, bis die Bainit-Transformation vollständig beendet ist,
X = exp (16,03 - 0,0307 · T&sub1;) (1)
mit
T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen.
10. Ein Verfahren zur Herstellung von hochkohlenstoffhaltigem Stahldraht mit hervorragender Ziehbarkeit nach den obigen Paragraphen 7 oder 8, das charakterisiert ist durch
Abkühlen des Anfangsdrahtes von einem Temperaturbereich von 1100-755ºC auf einen Temperaturbereich von 350-500ºC bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 60-300ºC,
Halten des Drahtes in diesem Temperaturbereich für eine Dauer von einem Zeitpunkt nach dem Start der Bainit-Transformation zu einem Zeitpunkt bis vor der Vollendung der Bainit-Transformation, speziell für eine Dauer von nicht mehr als Y sec, wobei Y durch die folgende Gleichung (2) festgelegt ist,
Erhöhen der Temperatur um nicht weniger als 10ºC und nicht mehr als 600- T&sub1;ºC (T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen) und Haltender Temperatur, bis die Bainit-Transformation vollständig beendet ist,
Y = exp (19,83 - 0,0329 · T&sub1;) (2)
mit
T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen.

Kurze Beschreibung der Zeichnung

Fig. 1 ist ein Diagramm, das ein Wärmebehandlungsmuster der vorliegenden Erfindung zeigt.

Beste Weise, die Erfindung auszuführen

Die Erfindung wird im Folgenden im Detail erklärt.
Da die primäre bzw. wesentliche Verformbarkeit merklich sinkt, wenn der C-Gehalt weniger als 0,80% ist, wird die untere Grenze des C-Gehalts auf 0,80% festgesetzt, während die obere Grenze des C-Gehalts auf 0,90% festgesetzt wird, weil eine zentrale Ausfüllung bzw. Absonderung vorkommt, wenn C über 0,90% hinaus hinzugegeben wird.
Si ist ein Element, dass benötigt wird, um den Stahl zu desoxidieren; da der Desoxidierungseffekt deshalb ungenügend ist, wenn der enthaltende Anteil zu gering ist, wird seine untere Grenze auf 0,10% festgesetzt. Si ist ebenfalls ein Element, dessen feste Lösung den Stahl härtet und weiter fähig ist, eine Relaxation des Drahtes zu verhindern. Allerdings verringert Si das Ausmaß der Maßstabsbildung (amount of scale formation), indem die mechanische Maßteilungseigenschaft verringert wird, und es verschlechtert ebenfalls ein wenig die Schmierfähigkeit. Die obere Grenze des Si-Gehaltes wird deshalb auf 1,50% festgesetzt.
Mn wird als ein Desoxidierungsmittel mit nicht weniger als 0,10% hinzugegeben. Obwohl Mn ein Element ist, das durch seine Präsenz in fester Lösung den Stahl härtet, vergrößert eine Erhöhung des Anteils, der hinzugefügt wird, die Wahrscheinlichkeit der Absonderung am Mittelteil der Drahtstange. Da sich die Aushärtbarkeit am ausgefällten bzw. auskristallisierten Teil erhöht, wodurch der Endzeitpunkt der Umwandlung in Richtung der langen Periodenseite hin verschoben wird, wird der nicht umgewandelte Teil zu Martensit, was zu einem Bruch des Drahtes während des Ziehens führt. Die obere Grenze des Mn-Gehaltes wird deswegen auf 1,00% festgesetzt.
Da S und P sich an den Korngrenzen absetzen und die Stahl-Eigenschaften verschlechtern, ist es notwendig, ihre Gehalte so gering wie möglich zu halten. Die obere Grenze des S-Gehaltes wird auf 0,01% festgesetzt, und die obere Grenze des P-Gehaltes wird auf 0,02% festgelegt.
Die Anwesenheit von nicht verformbaren Einschlüssen, deren Hauptkomponente Al&sub2;O&sub3; ist, ist ein Grund für die Verringerung der Verformbarkeit von hauchdünnem Draht. Deshalb wird gemäß dieser Erfindung der Al-Inhalt auf nicht mehr als 0,003% festgesetzt, um eine Verringerung der Verformbarkeit durch nicht verformbare Einschlüsse zu vermeiden.
Cr, ein Element, welches die Festigkeit des Stahls erhöht, wird hinzugefügt, wenn die Gelegenheit es verlangt. Wenn man die Menge an Cr erhöht, erhöht dies die Festigkeit; es erhöht aber ebenfalls die Härtbarkeit und verschiebt die Umwandlungs- Beendigungszeitlinie (transformation finishing time line) in Richtung der Seiten langer Perioden. Da dies die Zeit verlängert, die zur Wärmebehandlung gebraucht wird, wird die obere Grenze des Cr-Gehalts auf 1,00% festgesetzt, während seine untere Grenze auf 0,10% festgesetzt ist, um die Festigkeit zu erhöhen.
Die Gründe für die Einschränkungen im Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung sind wie folgt.
Die Abkühlungs-Starttemperatur (T&sub0;) nach dem Walzen der Drahtstange oder nach dem Erwärmen des Drahtes wirkt sich auf die Textur nach der Umwandlung aus. Die untere Grenze wird bei nicht weniger als dem Austenit-Umwandlungspunkt (755ºC) festgesetzt, was die Gleichgewichts-Umwandlungs-Starttemperatur (equilibrium transformation start temperature) ist. Die obere Grenze wird auf 1100ºC festgesetzt, um ein abnormales Austenitkorn- bzw. Kristallwachstum zu unterdrücken.
Die Abkühlungsgeschwindigkeit (V&sub1;) nach dem Walzen der Drahtstange oder nach dem Erwärmen des Drahtes ist ein wichtiger Faktor, um den Beginn der Perlit- Transformation zu unterdrücken. Dieses wurde experimentell durch die Erfinder festgestellt. Im Fall einer allmählichen Abkühlung bei einer anfänglichen Abkühlungsgeschwindigkeit von weniger als 60ºC/sec beginnt die Umwandlung auf der Hochtemperaturseite der Perlit-Bildungs-Nasen-Position (pearlite transformation nose position), wodurch es infolge der Bildung der Perlit-Textur unmöglich wird, eine perfekte Bainit-Textur zu erhalten. Während sich die Bainit-Textur bei einer Temperatur unter 500ºC bildet, benötigt die Bildung einer perfekten Bainit-Textur eine schnelle Abkühlung bei dem anfänglichen Abkühlungsschritt. Die untere Grenze der Abkühlungsgeschwindigkeit (Vi) wird daher auf 60ºC/sec festgesetzt, während ihre obere Grenze auf industriell machbare 300ºC/sec festgesetzt wird.
Die isotherme Haltetemperatur (T&sub1;) nach dem Abkühlen ist ein wichtiger Faktor, der die gebildete Textur bestimmt. Eine Perlit-Textur, die sich am Mittelteil der Drahtstange oder des Drahtes bildet, erhöht bei einer Haltetemperatur, die 500ºC übersteigt, die Zugfestigkeit und verringert die Ziehbarkeit. Bei einer Haltetemperatur unter 350ºC beginnt die Kornbildung des Zementits in der Bainit-Struktur, wodurch die Zugfestigkeit anwächst und die Ziehbarkeit sich verschlechtert. Die obere Grenze der isothermen Umwandlungs-Temperatur wird daher auf 500ºC festgesetzt, und ihre unter Grenze wird auf 350ºC festgesetzt.
Die Textur von unterkühltem Austenit wird durch Halten bei 350-500ºC für eine spezifizierte Zeitspanne erhalten. Wenn die Temperatur danach erhöht wird, ist die Zementit-Ablagerung in der Bainit-Textur, welche auftritt, gröber als bei einer isothermen Umwandlung. Als ein Resultat wird die zweistufig umgewandelte obere Bainit-Textur weich.
Im Fall einer vollständigen zweistufigen Umwandlung ist die Unterkühlungszeit (t&sub1;), die in dem Temperaturbereich von 350-500ºC benötigt wird, nicht geringer als die Zeit, die zur Bildung eines unterkühlten Austenits benötigt wird, und ihre obere Grenze geht bis vor den Beginn der Bainit-Transformation. Sie ist bevorzugt nicht weniger als 1 sec und nicht mehr als X sec, die sich aus folgender Gleichung ergeben:
X = exp (16,03 - 0,0307 · T&sub1;)
(T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen)
Der Temperaturanstieg (ΔT) im Fall einer Durchführung einer zweistufigen Umwandlung nach einer Unterkühlung wird festgesetzt auf eine untere Grenze von 10ºC, die Temperatur, bei der ein Aufweichungseffekt durch eine zweistufige Umwandlung erscheint; da die obere Grenze der Temperatur nach dem Temperaturanstieg nicht mehr als 600ºC sein darf, wird die untere Grenze (an sich obere Grenze) von ΔT durch die folgende Gleichung festgesetzt:
ΔT = 600 - T&sub1;
(T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen)
Die Haltezeit (T&sub2;) nach der Temperaturerhöhung wird auf die Dauer festgesetzt, um die Beendigung der Umwandlung zu komplettieren.
Im Fall einer gemischten zweistufigen Umwandlung nach der Temperaturerhöhung wird die Unterkühlungszeit (t&sub1;), die im Temperaturbereich von 350-500ºC benötigt wird, auf eine Zeitspanne nach dem Start der Bainit- Transformation von nicht mehr als Y sec, die durch folgende Gleichung festgelegt sind, festgesetzt:
Y = exp (19,83 - 0,0329 · T&sub1;)
(T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen)
Wie im Fall einer vollständigen zweistufigen Umwandlung wird der Temperaturanstieg (ΔT) im Fall einer durchgeführten zweistufigen Umwandlung nach der Unterkühlung auf eine untere Grenze von 10ºC festgesetzt, die Temperatur, bei der ein Erweichungseffekt durch eine zweistufige Umwandlung erscheint; da die obere Grenze der Temperatur nach dem Temperaturanstieg nicht mehr als 600ºC sein darf, wird die untere Grenze (an sich obere Grenze) bei ΔT durch die folgende Gleichung festgesetzt:
ΔT= 600 - T&sub1;
(T&sub1;: Haltetemperatur nach dem Abkühlen)
Eine Perlit-Textur bildet sich am Drahtstangen- oder Drahtmittelteil in einer perlitischen Drahtstange oder einem perlitischen Draht, die (der) bei einer isothermen Umwandlungstemperatur behandelt wird, die 500ºC übersteigt. Da eine Perlit-Textur eine laminare Struktur von Zementit und Ferrit hat, liefert sie einen größeren Anteil zu der Kalthärtung, es kann jedoch eine Abnahme der Verformbarkeit nicht verhindert werden. In dem Bereich mit hoher Flächenreduktion (area reduction region) wächst daher die Zugfestigkeit mit einer begleitenden Verschlechterung der Verdrehungskennlinien, was das Vorkommen der Delaminierung verursacht.
Im Gegensatz dazu wird die Kalthärtung in der Drahtstange oder im Draht, die (der) nach dieser Erfindung in zwei Stufen umgewandelt wird, unterdrückt, da sie (er) in dem Zustand ist, in dem grobkörniges Zemenit in Ferrit dispergiert ist. Als ein Ergebnis hiervon ist es möglich, das Vorkommen der Delaminierung zu unterdrücken und das Ziehen bis zum Bereich hoher (Querschnitts-)Flächenreduktion (area reduction region) zu ermöglichen.
Das Bainit-Textur-Flächenverhältnis wird aus den betrachteten Textur-Schnitt gemessen, indem man die Strukturfehlerpunktmethode (lattice point method) benutzt. Das Flächenverhältnis ist ein wichtiger Index, der den Zustand der Bainit- Textur-Bildung anzeigt, und beeinflusst die Ziehbarkeit. Die untere Grenze des Flächenverhältnisses ist auf 80% festgesetzt, wo der zweistufige Umwandlungseffekt erkennbar erscheint.
Die Vickershärte der oberen Bainit-Struktur ist ein wichtiger Faktor, um die Kennlinien der Probe anzuzeigen. Die Zementit--Ablagerung in einer bainitischen Drahtstange oder einem bainitischen Draht, welche (welcher) zweistufig durch Durchführen eines Abkühlungsschrittes und eines Temperaturerhöhungsschrittes umgewandelt wird, ist grobkörniger als im Fall einer isothermen Umwandlung. Als ein Ergebnis ist die obere 2-stufig umgewandelte Bainit-Textur weicher. Mit Rücksicht auf die Wirkung auf den C-Gehalt wird die obere Grenze der Vickers-Härte auf nicht mehr als 450 festgesetzt.

Beispiele

Beispiel 1

Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen der getesteten Stahlproben.
A-D in Tabelle 1 sind erfindungsgemäße Stähle, und E und F sind Vergleichsstähle.
Stahl E hat einen C-Gehalt, der die obere Grenze übersteigt, und Stahl F hat einen Mn-Gehalt, der die obere Grenze übersteigt.
Die Proben wurden hergestellt, indem 300 · 500 mm Blöcke mit einer kontinuierlichen Gieß-Maschine gegossen und diese danach zu 122 mm²-Platten vorgepresst wurden.
Nachdem aus diesen Blöcken Drahtstangen gewalzt worden sind, wurden sie einem direkten Blei-Patentierens DLP (für Direct Lead Patenting) unterzogen, indem sie unter den Bedingungen, wie in Tabelle 2 dargestellt, gekühlt wurden.
Die Drahtstangen wurden bis zu 1,00 mm Durchmesser bei einer durchschnittlichen Abnahme der Querschnittsfläche von 17% gezogen und einem Zug- und Torsionstest unterworfen.
Der Zugtest wurde unter der Verwendung der Testprobe Nr. 2 von JISZ2201 und des in JJISZ2241 beschriebenen Verfahrens durchgeführt.
Im Torsionstest wurde das Muster zu einem Probenkörper der Länge 100d + 100 zugeschnitten und mit einer Umdrehungsgeschwindigkeit von 10 U/min zwischen Spannfuttern bewegt, die einen Abstand von 100d hatten, d stellt den Draht- Durchmesser dar.
Die charakteristischen Werte, die man auf diese Weise erhält, werden auch in Tabelle 2 gezeigt.

Nr. 1 - Nr. 4 sind erfindungsgemäße Stähle.

Nr. 5 - Nr. 10 sind Vergleichsstähle.
Im Vergleichsstahl Nr. 5 verringerte der Perlit, der sich bildete, weil die Abkühlungsgeschwindigkeit zu langsam war, die Ziehbarkeit, was zu einem Bruch während des Ziehens führte.
Im Vergleichsstahl Nr. 6 bildete sich die zweistufig umgewandelte Bainit-Textur nicht, da der Temperaturanstieg zu langsam war, wodurch die Ziehbarkeit abnahm, was zu einem Bruch während des Ziehens führte.
Im Vergleichsstahl Nr. 7 bildete sich Martensit, da eine ausreichende isotherme Umwandlungs-Dauer nicht gewährleistet wurde, wodurch die Ziehbarkeit abnahm, was zu einem Bruch während des Ziehens führte.
Im Vergleichsstahl Nr. 8 nahm das Verhältnis der zweistufig umgewandelten Bainit- Textur ab, da die Behandlungszeit der Unterkühlung zu lang war, wodurch die Ziehbarkeit abnahm, was zu einem Bruch während des Ziehens führte.
Im Vergleichsstahl Nr. 9 verringerte das pro-eutektoide Zementit, das sich bildete, da der C-Gehalt zu hoch war, die Ziehbarkeit.
Im Vergleichsstahl Nr. 10 verringerte der Micromartensit, der sich in Verbindung mit einer zentralen Absonderung bildete, die durch einen äußerst hohen Mn-Gehalt verursacht wurde, die Ziehbarkeit. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzungen der getesteten Stahlproben Tabelle 2 Drahtstangen-Walzbedingungen und charakteristische Werte der getesteten Stahlproben
T0: Starttemperatur der Abkühlung
V1: Kühlrate
T1: Halttemperatur nach Abkühlung
t1: Haltezeit nach Abkühlung
ΔT: Temperaturanstieg
t2: Wärmebehandlungszeit

Beispiel 2

Tabelle 3 zeigt die chemischen Zusammensetzungen der getesteten Stahlmuster.
A-D in Tabelle 3 sind erfindungsgemäße Stähle, und E und F sind Vergleichsstähle.
Die Muster wurden hergestellt, indem 300 · 500 mm Blöcke mit einer kontinuierlichen Guß-Maschine gegossen, diese in 122 mm²-Platten vorgepresst und Drähte aus diesen Platten gefertigt wurden.
Nach dem Erwärmen wurden diese Drähte dem direkten Blei-Patentieren DLP (für Direct Lead Patenting) unterzogen, indem sie unter den Bedingungen, wie in Tabelle 4 dargestellt, gekühlt wurden.
Die Drähte wurden bis zu 1,00 mm Durchmesser bei einer durchschnittlichen Abnahme der Querschnittsfläche von 17% gezogen und einem Zug- und Torsionstest unterzogen.
Der Zugtest wurde unter der Verwendung der Testprobe Nr. 2 von JISZ2201 und des in JISZ2241 beschriebenen Verfahrens durchgeführt.
Im Torsionstest wurde das Muster zu einem Probenkörper der Länge 100d + 100 zugeschnitten und mit einer Umdrehungsgeschwindigkeit von 10 U/min zwischen Spannfuttern bewegt, die einen Abstand von 100d hatten. d stellt den Draht- Durchmesser dar.
Die charakteristischen Werte, die man auf diese Weise erhält, werden auch in Tabelle 4 gezeigt.
Nr. 1 - Nr. 4 sind erfindungsgemäße Stähle.
Nr. 5 - Nr. 10 sind Vergleichsstähle.
Im Vergleichsstahl Nr. 5 verringerte der Perlit, der sich bildete, weil die Abkühlungsgeschwindigkeit zu langsam war, die Ziehbarkeit, was zu einem Bruch während des Ziehens führte.
Im Vergleichsstahl Nr. 6 bildete sich die zweistufig umgewandelte Bainit-Textur nicht, da der Temperaturanstieg zu gering war, wodurch die Ziehbarkeit abnahm, was zu einem Bruch während des Ziehens führte.
Im Vergleichsstahl Nr. 7 bildete sich Martensit, da eine ausreichende isotherme Umwandlungs-Dauer nicht gewährleistet wurde, wodurch die Ziehbarkeit abnahm, was zu einem Bruch während des Ziehens führte.
Im Vergleichsstahl Nr. 8 bildete sich die zweistufig umgewandelte Bainit-Textur nicht, da die Erwärmungstemperatur (T&sub0; ºC) gering war, wodurch die Ziehbarkeit abnahm, was zu einem Bruch während des Ziehens führte.
Im Vergleichsstahl Nr. 9 verringerte das pro-eutektoide Zementit, das sich bildete, da der C-Gehalt zu hoch war, die Ziehbarkeit.
Im Vergleichsstahl Nr. 10 verringerte das Micromartensit, das sich in Verbindung mit einer zentralen Absonderung, die durch einen äußerst hohen Mn-Gehalt verursacht wurde, bildete, die Ziehbarkeit. Tabelle 3 Chemische Zusammensetzungen der getesteten Stahlproben Tabelle 4 Wärmebehandlungsbedingungen für einen Draht und charakteristische Werte der getesteten Stahlproben
T0: Starttemperatur der Abkühlung
V1: Kühlrate
T1: Halttemperatur nach Abkühlung
t1: Haltezeit nach Abkühlung
ΔT: Temperaturanstieg
t2: Wärmebehandlungszeit

Industrielle Anwendbarkeit

Da, wie zuvor besprochen, die hochkohlenstoffhaltige Stahldrahtstange oder der hochkohlenstoffhaltige Draht, die (der) entsprechend dieser Erfindung gefertigt wird, bis zu einer deutlich höheren Querschnittsflächenabnahme, als es durch das Verfahren nach dem Stand der Technik möglich war, gezogen werden kann, ist die Widerstandsfähigkeit bezüglich der Delaminierung verbessert worden.
Die vorliegende Erfindung ermöglicht die Herstellung einer hochkohlenstoffhaltigen Drahtstange oder eines hochkohlenstoffhaltigen Drahtes mit hervorragender Ziehbarkeit, die Beseitigung der zwischenzeitlichen Wärmebehandlung in der sekundären bzw. zweiten Prozessstufe, eine hohe Senkung der Kosten, eine Verkürzung der Produktionszeit und eine Verringerung der Maschinenausgaben.

Claims

1. Hochkohlenstoffhaltige(r) Stahl(draht)stange oder Draht mit hervorragender Ziehbarkeit, dadurch gekennzeichnet, dass sie bzw. er, in Gew.-%, enthält:

C: 0,80-0,90%

Si: 0,10-1,50% und

Mn: 0,10-1,00%,

beschränkt ist auf

P: nicht mehr als 0,02%,

S: nicht mehr als 0,01% und

Al: nicht mehr als 0,003%,

wobei der Rest Fe und nicht zu vermeidende Verunreinigungen ist, und

eine Mikrostruktur, ausgedrückt als Flächen-Verhältnis (area ratio), von nicht weniger als 80% Oberbainit-Textur im Zustand von grobem Zementit, dispergiert in Ferrit, und Hv von nicht mehr als 450 hat, wobei die Struktur durch das Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 5 erreichbar ist.

2. Hochkohlenstoffhaltige(r) Stahl(draht)stange oder Draht mit hervorragender Ziehbarkeit nach Anspruch 1, weiter enthaltend Cr: 0,10-1,00% als eine Legierungskomponente.

3. Verfahren zur Erzeugung einer hochkohlenstoffhaltigen Stahl(draht)stange oder eines Drahtes mit hervorragender Ziehbarkeit mit den folgenden Schritten:

Walzen eines Stahlblocks zu einer Drahtstange oder Erwärmen eines Drahtes auf eine Temperatur im Bereich von 1100º bis 755ºC, wobei sowohl der Block als auch der Draht eine Zusammensetzung haben, die, in Gew.-%, enthält

C: 0,80-0,90%,

Si: 0,10-1,50% und

Mn: 0,10-1,00%

beschränkt sind auf:

P: nicht mehr als 0,02%

S: nicht mehr als 0,01% und

Al: nicht mehr als 0,003%,

wobei der Rest Fe und nicht zu vermeidende Verunreinigungen ist,

Abkühlen der gewalzten Drahtstange oder des Drahtes von dem Temperaturbereich von 1100 bis 750ºC, der entweder nach dem Heißwalzen oder nach dem Erwärmen auf diese Temperatur erhalten wird, auf eine Temperatur im Bereich von 350 bis 500ºC mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 60 bis 300ºC/Sec,

Halten in diesem Temperaturbereich für nicht weniger als eine Sekunde und nicht mehr als eine Zeitspanne von X Sec in einem Bereich, in dem die Bainit-Transformation nicht beginnt, wobei X durch die folgende Gleichung (1) festgelegt wird, und

Erhöhen der Temperatur um nicht weniger als 10ºC und nicht mehr als 600-TiºC (Ti: Haltetemperatur nach dem Abkühlen) und Halten bei dieser Temperatur, bis die Bainit-Transformation vollständig beendet wird,

X = exp (16,03 - 0,0307 · Ti)

wobei

Ti: Haltetemperatur nach dem Abkühlen.

4. Verfahren zur Herstellung einer hochkohlenstoffhaltigen Stahl(draht)stange oder eines Drahtes mit hervorragender Ziehbarkeit mit den folgenden Schritten:

Walzen eines Stahlblocks zu einer Stahlstange oder Erwärmen eines Drahtes auf eine Temperatur im Bereich von 1100 bis 755ºC, wobei sowohl der Block als auch der Draht eine Zusammensetzung haben, die, in Gew.-%, enthält:

G: 0,80-0,90%

Si: 0,10-1,50% und

Mn: 0,10-1,00%

beschränkt sind auf

P: nicht mehr als 0,02%

S: nicht mehr als 0,01% und

Al: nicht mehr als 0,003%,

wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen ist,

Abkühlen der gewalzten Drahtstange oder des Drahtes von dem Temperaturbereich von 1100 bis 755ºC, die entweder nach dem Heißwalzen oder nach dem Erwärmen auf diese Temperatur erhalten wird, auf eine Temperatur im Bereich von 350 bis 500ºC mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 60 bis 300ºC/Sec,

Halten in diesem Temperaturbereich für eine nach dem Start der Bainit- Transformation beginnende Periode bis zu einem Zeitpunkt vor der Beendigung der Bainit-Transformation, nämlich für eine Periode von nicht, mehr als Y Sec, die durch die folgende Gleichung (2) festgelegt wird, und Erhöhen der Temperatur um nicht weniger als 10ºC und nicht mehr als 600-TiºC (Ti: Haltetemperatur nach dem Abkühlen) und Halten bei dieser Temperatur, bis die Bainit-Transformation vollständig beendet wird,

Y = exp (19,83 - 0,0329 · Ti)

mit

Ti: Haltetemperatur nach dem Abkühlen.

5. Verfahren zur Herstellung einer hochkohlenstoffhaltigen Stahl(draht)stange oder eines Drahtes mit hervorragenden Ziehbarkeit nach einem der Ansprüche 3 und 4, wobei die Zusammensetzung weiter

Cr: 0,10-1,00%

als Legierungskomponente enthält.