PT77796B

PT77796B - Process for making high strength low carbon dual phase steel rods and wires

Info

Publication number: PT77796B
Application number: PT77796A
Authority: PT
Original assignee: Univ California
Priority date: 1982-12-09
Filing date: 1983-12-09
Publication date: 1986-03-27
Also published as: EP0128139A4; ES528241A0; AU561976B2; PT77796A; NZ206472A; DK359084A; FI78929B; DK359084D0; JPS60500177A; ES8504946A1; KR840006920A; WO1984002354A1; EP0128139A1; CA1217997A; IT8324103A0; KR890003401B1; ZA83757B; FI842931A; NO843184L; IN157840B

Abstract

A high strength, high ductility, low carbon, dual phase steel wire, bar or rod and process for making the same. The steel wire, bar or rod is produced by cold drawing to the desired diameter in a single multipass operation a low carbon steel composition characterized by a duplex microstructure consisting essentially of a strong second phase dispersed in a soft ferrite matrix with a microstructure and morphology having sufficient cold formability to allow reductions in cross-sectional area of up to about 99.9 %. Tensile strengths of at least 120 ksi to over 400 ksi may be obtained.

Description

Descrição do objecto do invento que

THE RSGENTS OF THE UNIVERSITY OF CALIFÓRNIA, norte-americana, industrial, com sede em 2199 Addison Street Berkeley, Califórnia 94720, Estados Unidos da América, pretende obter em Portugal para "PROCESSO PARA A FABRICAÇÃO DE VA RÕES E FIOS DE AÇO DE FASE DUPLA COM PEQUENO CONTEÚDO DS CARBONO E GRANDE RESISTÊNCIA".

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O presente invento refere-se a um processo para a fabricação de varões e fios de aço cora pequeno conteúdo de carbono·, grande ductibilidade e grande resistência, por meio de extracção a frio de aços de fase dupla. Na presente, a expressão I "aços de fase dupla" designa um tipo de aços que são tratados por recozimento continuo, recozimento descontínuo, ou laminagem convencional a quente para se obter uma matriz de ferrite com uma segunda fase dispersa como martensite bainite e/ou austenite r-etida. A segunda fase á regulada de maneira a ser uma fase forte, dura e deformável, diferente da fase carboneto forte e não deformável, encontrada em varões e fios perlíticos. Esta fase tem de estar adequadarnente dispersa e em fracção de volume suficiente, isto á, maior que 10$, para proporcionar uraa contribuição substancial para a resistência no estado tratado a quente e para aumentar a velocidade de endurecimento durante a extracção de fio. Podem utilizar-se diversas vias de tratamento térmico para criar a microestrutura de fase dupla e a morfologia depende do tratamento- térmico uti lizado em cada caso. Um tratamento térmico preferido é 0 método da têmpera intermédia, isto é austanitizar e temperar ate 100$ de martensite antes de recozer no campo·* + g" de duas

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fases e temperar para uma estrutura de martensite ferrite.

0 presente invento tem também como objecto os fios, barras e varões com grande resistência e grande ductilidade produzidos pelo processo de acordo com o presente invento.

0 fio de aço tem muitas utilizações conhecidas, por exem pio na fabricação de cabos, correntes e molas. S utilizado também para fabricar cintas de aço e fio de rebordo para pneu máticos, e incluem-se cordões de aço, no fio eléctrico de cor dões múltiplos, para aumentar a resistência do fio à. tracção. Nestas aplicações, as exigências de diâmetro variam de 0,127nm a mais de 6,35 mm com exigências de resistência que vão de

1722,5 mpa até 2756 mpa nos diâmetros menores, fim todas estas aplicações, é importante proporcionar um fio de aço com uma grande resistência à tracção a boa ductilidade no diâmetro exigido.

0 processo mais antigo e de uso mais corrente para a produção de fio muito resistente e muito dúctil consiste em patentear um aço perlítico de composição quase eutectóide. No entanto, oste processo á complexo e caro. Outro inconveniente do processo de patenteação é uma limitação inerente do diâmetro máximo de fio que pode ser produzido num determinado nivel de resistência.

Há necessidade de fio de aço e varões com maior resistência à, ti-acção e maior ductilidade que as dos fios de aço e varões produzidos pelos processos conhecidos, assim como de um processo inais económico para a produção de fio e varões de aço muito resistentes. 0 presente invento substituiria o processo convencional de patenteação de aço perlítico para produzir fio, por um processo em que uma liga de composição relativamente simples é extraída a frio em fio ou varões numa só operação de passagens múltiplas, isto é, sera tratamentos térmicos intermédios de recozimento ou patenteação, A eliminação dos tratamentos térmicos de patenteação na produção de fio de aço muito resistente diminuiria o custo de produção de fio de aço multo resistente, especialmente tendo em conta a presente situação dos combustíveis,

0 processo de extracção a frio necessita de uma composição de aço de pequena liga com uma microçstrutura e morfologia que proporciona grande resistência inicial, grande ducti-25.5Ό&Ο . - File FA - 10 /AJT/RJS

lidade, rápiuo endurecimento em operação β boa formabilidade a frio. 0 aço deve poder ser extraído a frio, sem tratamentos térmicos intermédios de recozimento ou patenteação, com o diâmetro, resistência à tracção e ductilidade desejados.

Um grupo específico de aços com uma composição química especificamente elaborada para proporcionar valores mecânicos supericres é uenoininado, na linguagem técnica, aço de pequena liga com grande resistência (HSLA - high-strength, low-alloy Steel). Estes aços contêm carbono como elemento que aumenta a resistência, numa quantidade razoavelmente compatível com soldabilidace e ductiliaaue. Adicionam-se quantidades diversas de vários tipos de formadores de liga carboneto para se obterem as propriedades mecânicas que caracterizam estes aços Ho entanto, a grande resistência à tracção e a grande ductilidade necessárias em muitas aplicações de fio e varões de aço não parece poderem ser atingidas com o emprego de aços HELA.

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Os factores que determinam as propriedades de aços com pequeno conteúdo de carbono são principaimente o seu conteúdo de carbono e microestrutura, e secundáriamente a liga residual. Em geral, os aços com pequeno conteúdo de carbono con têm silício, manganês, ou uma combinação de silício e manganês. jilém disso, podem adicionar-se elementos formadores de carboneto, por exemplo vanádio, cromo, niúbio, molibdeno.

Os aços com pequeno conteúdo de carbono e microestruturauos em fu.se uupla, caracterizados por uma forte segunda fase císpersa numa matriz de ferrite macia, apresentam potencial para satisfazer as exigências de resistência à tracção, ductilidade, flexibilidade e diâmetro de fio de aço com grande resistência. Por outro lado, têm potencial para atingir um nível de formabilidade a frio que permite extracção a frio S9in patenteação ou aquecimento intermédio. Em particular, um aço duplo ferrite-martensite com pequeno conteúdo de carbono, descrito na Patente dos Estados Unidos N^c.4.067,756, publicada em 10 de Janeiro de 1978, tem interesse no presente invento porque tem boas características de grande resistência e grande ductilidade e é composto por elementos baratos. No entanto, tal como é geralmente fabricado, tem uma resistência à tracção de cerca de 827 mpa, que é muito menor que a resis-355ο8ο

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tência à traeção necessária para muitíssimas aplicações do fio de aço de grande resistência. 0 processo de acordo com o presente invento tem como objecto a produçSo de um fio de aço d9 grande resistência que tem uma resistência à tracçSo de pelo menos cerca de 827 mpa. Uma gama preferida de resistência à traeção é de 827 mpa a 2687 mpa, mas podem atingir-se resistências superiores a 2756 mpa.

Ura objecto do presente invento á portanto proporcionar um processo aperfeiçoado para a fabricação de fios e varões de aço de grande resistência e grande ductilidade e para a produçSo de fios ou varões de aço com 0 diâmetro desejado com maior resistência à traeção, ductilidade e flexibilidade.

Outro objecto do presente invento é proporcionar um processo para fabricar fios ou varões de aço com grande resistên cia e grande ductilidade, o qual compreende a fase de extracção e frio de uma composição de aço de fase dupla, na resistência e ductilidade pretendidas, sera tratamentos térmicos intermédios de recoziraento ou patenteação, proporcionando deste modo uma completa flexibilidade na escolha do diâmetro de fio.

Outro objecto do presente invento é proporcionar um processo para a fabricação de fios ou varões de aço de grande resistência e grande ductilidade, o qual elimina.a fase de patenteaçâo intermédia utilizada no actual processo de fabricação de fio de aço perlítico, reduzindo deste modo a complexidade, custo e consumo de energia do processo para a fabricação de fios e varões de aço de grande resistência.

Ainda outro objecto do presente invento é proporcionar um processo para a fabricação de fios e varões de aço com grande resistência que é versátil, permitindo uma ampla gama de diâmetros, resistência e propriedades de ductilidade nõ fio ou varão de aço final, com base na escolha da microestrutura dupla inicial e na· manipulação de microestrutura mediante tratamento térmico apropriado.

Outro objecto ainda do presente invento é proporcionar fios ou varões de aço com grande resistência e grande ductiliaade que têm uma resistência à traeção de pelo menos cerca de 827 mpa.

Outros objectivos e vantagens do presente invento vão

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tornar-se evidentes com a descrição seguinte, feita em conjugação com os desenhos anexos.

Em geral, o presente invento tem como objecto fios ou varões de aço de pequeno conteúdo de carbono, com grande resistência e grande ductilidade, e o processo para a sua fabricação. 0 processo inclui extracção a fric ue um aço de fase dupla com pequeno conteúdo de carbono, no diâmetro desejado, numa só operação de passagens múltiplas. 0 aço é caracterizado por uma ralcroestrutura dupla essencialmente constituída poi· uma segunda fase forte dispersa numa matriz de ferrite macia e uma microestrutura e morfologia com suficiente formabilidade a frio para permitir reduções de área de secção transversal até cerca de 99,9$·

Uma forma de realização preferida do presente invento e um varão ou fio de aço com pequeno conteúdo de carbono, grande resistência e grande ductilidade, produzido a partir de uma composição de aço caracterizada por uma microestrutura ferrite-martensite dupla apropriada, conforme está por exemplo representado na Figura 1, e o processo paru a sua fabricação. 0 processo inclui extracção frio do aço feriai te-raartensite duplo no diâmetro desejado, numa só operação de passagens múltiplas. Em aços de grande resistência com uma microestrutura de ferrite-martensite dupla, a segunda fase, forte e deformável, é constituída predominantemente por martensite, mas pode conter bainite e austenite retida. A segunda fase forte está dispersa numa matriz, ferrite dúctil e macia; a martensite proporciona a resistência no compósito, enquanto que a ferrite proporciona a ductilidade.

A Figura 1 é uma micrografia óptica que mostra uma microestrutura de ferrite-martensite de fase dupla com pequeno conteúdo de carbono típica, antes de extracção a frio.

A Figura 2 é uma micrografia de transmissão electrónica de martensite em tiras deslccada que compreende a segunda fase forte num aço de fase dupla de acordo com o presente invento.

• A Figura 3 β uma exemplificação gráfica que faz uma comparação típica entre uma curva de extracção a fric para fio de aço com microestrutura dupla de acordo corn o presente invento e uma curva de extracção para fio de aço perlítico

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ds acordo com um processo de patenteaçâo.

De acordo com o presente invento, os fios ou varões de aço de grande resistência e grande ductilidade são produzidos por um processo pelo qual uma composição de aço com pequeno conteúdo de carbono, caracterizada por uma microestrutura dupla essencialmente constituída por uma segunda fase forte dispersa numa matriz de ferrite macia, é extraída a frio no diâmetro desejado numa só operação de passagens múltiplas. A composição de aço de partida, antes da extracção a frio, deve ter uma microestrutura duplo e uma morfologia suficientes para proporcionar um nível de formabilidade a frio que permita reduções de área de secção transversal até 99» 9# durante a extracção a frio,

0 processo de acordo com o presente invento proporciona uma vantagem em comparação com processos conhecidos, porque elimina os tratamentos térmicos intermédios cu fases de patenteação utilizados nos processos conhecidos para fabricarfio de aço perlítieo, e reduz por este meio a complexidade, custo e consumo de energia do proceeso. Além disso, pode produzir-se uma gama mais ampla de medidas de diâmetro de varão e fio pelo processo do presente invento do que no processo de patenteaçâo. No processo de patenteaçâo, bá uma limitação inerente do diâmetro máximo de fio que pode ser produzido num dado nível de resistência.

Com referência à Figura 3, estão representadas as diferenças entre p processo do presente invento e o processo de patenteaçâo. A linha cheia representa o gráfico de extracção a frio de um fio de aço duplo com pequeno conteúdo de carbono de acordo com o presente invento θ as resistências à traeção que se podem atingir nos diferentes diâmetros. As linhas tracejadas indicam o gráfico de extracção de um fio de aço perlitico de acordo com o processo de patenteaçâo, que inclui os tratamentos térmicos intermédios. No gráfico do fio de aço perlítieo, os tratamentos térmicos intermédios são necessários para atingir a inaior resistência à traeção que o processo de acordo com o presente invento pode atingir em diversos diâmetros. Estes tratamentos térmicos intermédios aumentam a complexidade e custo do processo para a fabricação de fio de aço de grande resistência. 0 prccessc de acordo com o pre

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sente invento não inclui tratamentcs térmicos intermédios e proporciona assim um aperfeiçoamento significativo em relação ao processo conhecido.

0 processo de acordo com o presente invento pode produzir fios e varões de aço com uma grande diversidade de resistência à tracção, ductilidade e diâmetro. As propriedades f_i nais do fio ou varão de aço num diâmetro dado são determinadas por uma combinação da microestrutura inicial, propriedades do aço de partida e quantidade de redução subsequente da área de secção transversal durante o processo de extraeção a frio. Visto que a microestrutura do aço é manipulada com facilidade mediante tratamento térmico apropriado, as propriedades do fio extraido podem ser obtidas à medida das especificações exigidas pela aplicação desejada. A escolha de elementos de liga como silício, alumínio, manganês e elementos de formação de carboneto, como molibdeno, nióbio, vanádio, etc., é determinada pela microestrutura e propriedades desejadas. Assim, pode utilizar-se uma grande variedade de ligas, incluindo muitas ligas simples e baratas, desde que possam ser sub metidas a tratamento térmico até à microestrutura de fase dupla desejada.

Uma microestrutura dupla preferida é a microestrutura ferrite-martensite. Outra microestrutura preferida é a microestrutura dupla ferrite-bainite. Em ambos os casos, a segunda fase forte, quer martensite quer bainite, está dispersa numa matriz de ferrite macia e dúctil.

Numa forma de realização preferida do processo de acordo com o presente invento, a composição de aço de partida é essencialmente constituída por ferro, desde cerca de 0,05 até 0,15$· em peso de carbono, e desde cerca de 1,0 a 3,0$ ^em psso de silício. Noutra forma de realização preferida, a composição de aço inicial é constituída essencialmente por fei’ro, desde cerca de 0,0t a 0,15$ ^em peso de carbono, cerca de 1 a 3$ 'era peso de silício, e cerca de 0,05 & C,15$ 0® peso de vanádio. Em ambas as formas de realização preferidas, a composição de aço é tratada termicamente para formar uma ir.icrce£ trutura ferrite-martensite dupla numa morfologia fibrosa. Resumidamente, o processo preferido compreende as fases de austenitização da composição de aço, têmpera do composto de

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aço para transformar a austenite em praticamente 100$ de martensite, aquecimento do compcsto de aço resultante até uma temperatura de recozimento durante tempo suficiente para proporcionar a proporção de austenite e ferrite desejada, têmpera rápida da composição de austenite ferrite para transformar a austenite em martensite, e extracção a frio do aço de fase dupla resultante que é caracterizado per urna microestrutura ferrite-martensite dupla numa morfologia fibrosa no diâmetro desejado numa sé operação de passagens múltiplas.

Mais especificamente, o composto de aço de partida é aquecido a uma temperatura, Tp acima ua temperatura crítica à qual se forma a austenite. À gama de temperatura de vai desde cerca de 10^0⁸C até 1170⁸C. A composição é mantida àquela temperatura durante um periodo de tempo suficiente para austenitizar essencial e completamente o aço. A composição resultante é temperada para transformar a austenite em essencialmente 100$ de martensite. A composição é então aquecida da novo até uma temperatura de têmpera, T^, na gama de duas fases + * ) A gama de temperatura <=< + κ vai desde cerca de 800®C a 1000⁸C. A composição é mantida a esta temperatura durante um período de tempo suficiente para transformar a com posição de aço martensitico na proporção desejada em volume, de ferrite e austenite. Depois da têmpera final, a austenite transforma-se em martensite, produzindo uma segunda fase forte de martensite dispersa numa matriz de ferrite macia ou dúctil,

A composição de aço é neste ponto caracterizada por uma microestrutura singular que é uma martensite fina, isotrópica e acicular numa matriz de ferrite dúctil. A microestrutura forma-se em consequência da combinação do tratamento térmico duplo e da presença de silicio na quantidade atrás especificada. A microestrutura singular maximiza a ductilidade potencial da fase macia da ferrite e explora também, de maneira completa, a fase de martensite forte como um constituinte ds suporte de carga na microestrutura dupla. J2 a .nicroestrutura, juntamente com a morfologia da composição de aço, que permite que o aço seja extraído a frio no diâmetro de fio ou varão desejado numa sé operaçSo de passagens múltiplas.

Qualquer aço de fase dupla pode ser utilizado no preces-855Ò8Ó .

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so de acordo com o presente invento, desde que se possa produzir uma microestrutura e morfologia dupla com formabilidade a frio suficiente para permitir reduções da área de secção transversal até cerca de 99,9$ quando a composição á extraída a frio. Em particular, os aços ferrite-martensite de fase du pia têm um comportamento de rendimento contínuo maior, uma re sistencia maior a tracção final, e melhor ductilidade dc que aços comerciais de liga baixa com grande resistência, incluindo aços de micréliga e grão fino. Além disso, a grande pro porção da tracção para o rendimento e a grande velocidade de endurecimento de tensão no aço de fase dupla ferrite-martensite proporciona formabilidade excelente.

A temperatura Tj exacta, à qual se aquece a composição de aço na primeira fase de austenização não é factor decisivo desde que seja superior à temperatura à qual se produz austenização completa. A temperatura TL exacta, na segunda fase de aquecimento, na qual a composição é transformada nas duas fases de ferrite e austenite, depende da pi-oporção em volume de ferrite e austenite, desejada a qual, por sua vez, depende da proporção em volume desejada de ferrite para martensite, Em geral, a proporção em volume desejada de ferrite e martensite depende das propriedades finais desejadas para o fio cu varão de aço. Em geral, 10 a 40$ era volume de martensite na microestrutura ferrite-martensite permitem que a composição de aço seja extraída a frio em diâmetro que representam reduções até 99,9$ de área de secção transversal e continuarão a dar bom resultado em fios e varões de aço com uma resistência à tracção de pelo menos cerca de 827 mpa. Geralmente obtêm-se resistências à tracção na gama ue 827 mpa a 2687 mp^, mas também se podem obter resistências à tracção de 2756 mpa e maiores.

Os exemplos que se seguem descrevem mais claramente o processo de acordo com o presente invento, as propriedades resultantes dos fios e varões de açc produzidos por este processo, assim como a flexibilidaue do processo quanto ao âmbito de escolha de ligas, resistências A tracção, ductilidade e diâmetro.

Exemplo 1

Fabricou-se um fio de aço com grande resistência

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© grande ductilidade para satisfazer as exigências da fio de rebordo utilizado na fabricação de pneumáticos para automóveis. 0 fio de rebordo exige uma resistência à tracção de lôóo mpa com alongamento de 5$j ® um limite proporcional de 1488 mpa. 0 fio de rebordo deve ter cerca de 0,94 mm de diâmetro com ductilidade suficiente para passar num ensaio ue torção que exige 58 torções axiais numa extensão de 203 mm.

Um varão de aço com 5,6 mm de diâmetro com uma composição constituída essencialmente por ferro, o,l$ em peso de carbono, 2$ em peso de silício e 0jl$ em peso de vanádio foi austenitizado e temperado rapidamente para dar uma composição praticamente 100$ martensítica. 0 varão foi depois de novo aquecido a uma temperatura de 95O⁶C na gama de duas feee-s «4 -t ií e temperado rapidamente para produzir uma microestrutura de ferrite-martensite dupla de aproximadamente 30$ em volume de martensite e 70$ por cento em volume de ferrite, 0 caracter tipo agulha, acicular de microestrutura ferrite-martensite pode observar-se na micrografia óptica da Figura 1.

O varão tratado termicamente fci seguidamente extraído a frio através de cunhos cónicos lubrificados atá um diâmetro de 0,94 mm em 8 passagens de aproximadamente redução de 3b$ de área

por passagem. Depois de uma curta têmpera de abrandamento de deformação a 425*C, análogo ao da prática coiTente, obteva-se uma resistência à tracção final de 1902 mpa, satisfazendo assim a exigência da resistência à tracção do fio de reborde.

A ductilidade do fio de aço foi suficiente para satisfazer a exigência do ensaio de torção.

Exemplo 2

Um varão de aço constituido essencialmsnte por ferro, 0,1$ em peso de carbono e 2,0$ em peso de silício foi laminado a quente até um diâmetro de 6,4 mm. 0 varão foi depois aquecido a uma temperatura de cerca de 115O⁸C durante cerca de 30 minutos para austenitizar a composição. 0 aço foi depois temperado em solução saturada de cloreto de sódio gelada, para transformar a austenite ern praticamente 100$ de martensite. 0 varão foi depois aquecido de novo rapidamente até uma temperatura de 95O⁸C a fim de transformar a estrutura em aproximadamente 7θ$ de ferrite e 3θ$ de austenite. 0 varão de çiço foi depois temperado em solução saturada de cloreto de sódio gelada para transformar a austenite em martensite.

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Finalmente, 0 varão foi extraído a frio num diâmetro de 0,76mm em que a sua resistência à tracção foi de 24Ó0 mpa, e também extraída num diâmetro de 0,6l mm em que a sua resistência à tracção foi 248o mpa. 0 prosseguimento da extracção a frio pode permitir que se atinjam resistências à tracção de 2758 mpa ou superiores.

0 depósito do primeiro pedido desta Patente como Pedido Internacional foi efectuado em 9 de Dezembro de I982 sob 0 K°. PCT / US82 /01722.

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Description of the object of the invention

THE RSGENTS OF THE UNIVERSITY OF CALIFORNIA, North American, industrial, with headquarters at 2199 Addison Street Berkeley, California 94720, United States of America, intends to obtain in Portugal for "PROCESS FOR THE MANUFACTURE OF DUAL PHASE STEEL WIRE AND WIRE WITH SMALL DS CARBON CONTENT AND GREAT RESISTANCE ".

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The present invention relates to a process for the manufacture of steel rods and wires having a low carbon content, high ductility and high strength by means of the cold extraction of double phase steels. At present, the term "double phase steels" refers to a type of steels that are treated by continuous annealing, batch annealing, or conventional hot rolling to obtain a ferrite matrix with a second phase dispersed as martensite bainite and / or austenite r-etid. The second phase is regulated so as to be a strong, hard and deformable phase, different from the strong and non-deformable carbide phase, found in rods and pearlitic wires. This phase must be adequately dispersed and in sufficient volume fraction, ie, greater than 10%, to provide a substantial contribution to the strength in the heat treated state and to increase the rate of hardening during the yarn extraction. Various heat treatment routes may be used to create the double phase microstructure and the morphology depends on the thermal treatment used in each case. A preferred heat treatment is the intermediate quenching method, i.e. to sand-proof and season up to 100% martensite before annealing in the field * + g of two

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phases and tempering for a martensite ferrite structure.

The present invention also relates to the yarns, bars and rods with high strength and high ductility produced by the process according to the present invention.

The steel wire has many known uses, for example in the manufacture of cables, chains and springs. Also used to fabricate steel straps and flange wire for pneumatic tires, and steel strands are included in the multi-colored electric wire to increase the strength of the wire. traction. In these applications, the diameter requirements range from 0.127nm to over 6.35mm with resistance requirements ranging from

1722.5 mpa to 2756 mpa in the smaller diameters, it is important to provide a steel wire with a high tensile strength and good ductility in the required diameter.

The oldest and most commonly used process for the production of very resistant and very ductile yarn is to patent a pearly steel of almost eutectic composition. However, this process is complex and expensive. Another drawback of the patenting process is an inherent limitation of the maximum wire diameter that can be produced at a given strength level.

There is a need for steel wire and rods with a higher tensile strength and higher ductility than those of the steel wires and rods produced by the known processes, as well as an economical inhalation process for the production of very strong steel rods and rods . The present invention would supersede the conventional patenting process of pearlitic steel to produce yarn by a process wherein an alloy of relatively simple composition is cold drawn into yarn or rods in a single multi-pass operation, i.e. will be intermediate heat treatments of annealing or patenting. The elimination of patent heat treatments in the production of highly resistant steel wire would reduce the production cost of highly resistant steel wire especially taking into account the present situation of fuels,

The cold extraction process requires a low alloy steel composition with a micro-structure and morphology which provides great initial strength, large ducti-25.5Ό & Ο. - File FA-10 / AJT / RJS

fastness hardening in operation β good cold formability. The steel shall be capable of being cold drawn without intermediate annealing or patenting heat treatments with the desired diameter, tensile strength and ductility.

A specific group of steels with a chemical composition specifically engineered to provide supercritical mechanical values is known in the technical language as HSLA (high strength, low-alloy Steel). These steels contain carbon as an element that increases strength, in an amount reasonably compatible with weldability and ductility. Various amounts of various types of carbide alloying agents are added to obtain the mechanical properties characterizing these steels. However, the high tensile strength and ductility required in many wire and rod applications do not appear to be achievable with the use of HELA steels.

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The factors that determine the properties of steels with low carbon content are mainly their carbon content and microstructure, and secondarily the residual alloy. In general, carbon-containing steels contain silicon, manganese, or a combination of silicon and manganese. In addition, carbide-forming elements may be added, for example vanadium, chromium, niuba, molybdenum.

The low carbon steels and microstructures in uupla, characterized by a strong second blunt phase in a soft ferrite matrix, have the potential to meet the tensile strength, ductility, flexibility and diameter requirements of steel wire with large resistance. On the other hand, they have the potential to achieve a level of cold formability that allows cold extraction without patenting or intermediate heating. In particular, a double ferrite-martensite steel with low content of carbon, described in U.S. Patent N ^c .4.067,756, published on 10 January 1978, has an interest in the present invention because it has good characteristics of high strength and high ductility and consists of inexpensive elements. However, as generally manufactured, it has a tensile strength of about 827 MPa, which is much lower than the resis-355

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the tensile strength required for many applications of high tensile steel wire. The process according to the present invention is directed to the production of a high strength steel wire having a tensile strength of at least about 827 mpy. A preferred range of tensile strength is from 827 mpa to 2687 mpa, but resistances above 2756 mpa can be achieved.

An object of the present invention is therefore to provide an improved process for the manufacture of high strength and high ductility steel wires and rods and for the production of steel wires or rods having the desired diameter with greater resistance to traction, ductility and flexibility.

Another object of the present invention is to provide a process for manufacturing steel wires or rods with high strength and high ductility, which comprises the extraction and cooling phase of a double phase steel composition, in the desired strength and ductility, will be treatments thermal annealing or patenting, thereby providing complete flexibility in the choice of yarn diameter.

Another object of the present invention is to provide a process for the manufacture of high strength and high ductility steel wires or rods which eliminates the intermediate patenting phase used in the current process of manufacturing pearlitic steel wire, thereby reducing complexity, cost and energy consumption of the process for the manufacture of high strength steel wires and rods.

Yet another object of the present invention is to provide a process for the manufacture of high strength steel wires and rods which is versatile, allowing a wide range of diameters, strength and non-wire ductility properties or ultimate steel rod, based on choice of the initial double microstructure and in the manipulation of microstructure by appropriate heat treatment.

Yet another object of the present invention is to provide high strength and ductile steel wires or rods having a tensile strength of at least about 827 MPa.

Other objects and advantages of the present invention will

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become apparent from the following description taken in conjunction with the accompanying drawings.

In general, the present invention relates to steel wires or rods of low carbon content, with high strength and high ductility, and the process for their manufacture. The process includes friction extraction and a low carbon content double phase steel, in the desired diameter, in a single multiple pass operation. The steel is characterized by a double cross-structure essentially constituted by a strong second phase dispersed in a soft ferrite matrix and a microstructure and morphology with sufficient cold formability to allow reductions of cross-sectional area to about 99.9%

A preferred embodiment of the present invention is a steel rod or wire having a low carbon content, high strength and high ductility, produced from a steel composition characterized by an appropriate double ferrite-martensite microstructure, as shown for example in Figure 1, and the process for its manufacture. The process includes cold extraction of the double ferrite steel in the desired diameter in a single multiple pass operation. In high strength steels with a double ferrite-martensite microstructure, the second, strong and deformable phase consists predominantly of martensite but may contain retained bainite and austenite. The second strong phase is dispersed in a matrix, ductile and soft ferrite; martensite provides strength in the composite, while ferrite provides ductility.

Figure 1 is an optical micrograph showing a typical low carbon double-phase ferrite-martensite microstructure prior to cold extraction.

Figure 2 is a scanning electron micrograph of stripped martensite transmission comprising the second strong phase in a double phase steel in accordance with the present invention.

Figure 3 β is a graphical exemplification which makes a typical comparison between a friction extraction curve for dual microstructure steel wire according to the present invention and an extraction curve for pearlitic steel wire

558-8.

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according to a patenting process.

According to the present invention, high strength and high ductility steel wires or rods are produced by a process whereby a steel composition with a small carbon content, characterized by a double microstructure essentially consisting of a strong second phase dispersed in a soft ferrite matrix is cold drawn into the desired diameter in a single multiple pass operation. The starting steel composition, prior to cold extraction, must have a double microstructure and morphology sufficient to provide a level of cold formability which allows cross-sectional area reductions to 99.9% during cold extraction,

The process according to the present invention provides an advantage compared to known processes because it eliminates the intermediate heat treatments and patenting steps used in the processes known for manufacturing pearl steel and thereby reduces the complexity, cost and energy consumption of the process. In addition, a broader range of rod and wire diameter measurements can be produced by the process of the present invention than in the patenting process. In the patenting process, there is an inherent limitation of the maximum wire diameter that can be produced at a given strength level.

Referring to Figure 3, the differences between the process of the present invention and the patenting process are shown. The solid line represents the cold draw chart of a double carbon steel wire having a low carbon content according to the present invention θ the tensile strengths which can be achieved in the different diameters. The dashed lines indicate the extraction graph of a perlite steel wire according to the patenting process, which includes the intermediate heat treatments. In the graph of perlite steel wire, intermediate heat treatments are required to achieve the ultimate tensile strength which the process according to the present invention can achieve in various diameters. These intermediate heat treatments increase the process complexity and cost for the manufacture of high strength steel wire. The prccessc according to the pre-

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s

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I

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The present invention does not include intermediate thermal treatments and thus provides a significant improvement over the known process.

The process according to the present invention can produce steel wires and rods with a great diversity of tensile strength, ductility and diameter. The physical properties of the steel wire or rod in a given diameter are determined by a combination of the initial microstructure, the properties of the starting steel and the amount of subsequent reduction of the cross-sectional area during the cold extraction process. Since the microstructure of the steel is easily manipulated by appropriate heat treatment, the properties of the drawn wire can be obtained to the specifications required by the desired application. The choice of alloying elements such as silicon, aluminum, manganese and carbide forming elements, such as molybdenum, niobium, vanadium, etc., is determined by the microstructure and desired properties. Thus, a wide variety of alloys, including many simple and inexpensive alloys, may be used, provided they can be subjected to heat treatment to the desired double phase microstructure.

A preferred double microstructure is the ferrite-martensite microstructure. Another preferred microstructure is the double ferrite-bainite microstructure. In both cases, the second strong phase, either martensite or bainite, is dispersed in a ductile soft ferrite matrix.

In a preferred embodiment of the process according to the present invention, the starting steel composition is essentially composed of iron, from about 0.05 to 0.15% by weight of carbon, and from about 1.0 to 3.0 $ ^under silicon. In another preferred embodiment, the initial steel composition consists essentially of from about 0.01 to 0.15% ^by weight of carbon, about 1 to 3% by weight of silicon, and about 0.05% C, 15% Vanadium weight. In both preferred embodiments, the steel composition is thermally treated to form a double ferrite martensite backbone in a fibrous morphology. Briefly, the preferred process comprises the steps of austenitizing the steel composition, quenching the

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steel to transform the austenite into practically 100% martensite, heating the resulting steel compound to an annealing temperature for a sufficient time to provide the desired austenite and ferrite ratio, rapid quenching of the austenite ferrite composition to transform the austenite into martensite, and cold extraction of the resulting double phase steel which is characterized by a double ferrite-martensite microstructure in a fibrous morphology at the desired diameter in a multi-pass operation.

More specifically, the starting steel compound is heated to a temperature, Tp above the critical temperature at which the austenite is formed. The range of temperature is from about 10 ^ ⁸ 0 ⁸ C to 1170 C. The composition is held at that temperature for a period of time sufficient to essentially completely austenize steel. The resulting composition is tempered to transform the austenite into essentially 100% martensite. The composition is then heated again to the quenching temperature, T ^, in the range of two stages + *) The temperature range <= <+ κ 800®C is from about ⁸ to 1000 C. The composition is maintained at this temperature for a period of time sufficient to transform the martensitic steel composition into the desired volume ratio of ferrite and austenite. After the final tempering, the austenite is transformed into martensite, producing a strong second phase of martensite dispersed in a matrix of soft or ductile ferrite,

The steel composition at this point is characterized by a unique microstructure which is a thin, isotropic and acicular martensite in a ductile ferrite matrix. The microstructure is formed as a consequence of the combination of the double heat treatment and the presence of silicon in the amount specified above. The unique microstructure maximizes the potential ductility of the ferrite soft phase and also fully exploits the strong martensite phase as a charge carrier constituent in the double microstructure. The structure, together with the morphology of the steel composition, allows the steel to be cold drawn into the desired wire or rod diameter in a multi-pass operation.

Any double-phase steel may be used in pre-855Ò8 pre.

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in accordance with the present invention, provided that a microstructure and double morphology with sufficient cold formability can be produced to allow reductions of the cross-sectional area to about 99.9% when the composition is cold extracted. In particular, double phase ferrite martensite steels have a higher continuous yield behavior, higher tensile strength, and better ductility than commercial high alloy steels with high strength, including micron and fine grain steels. In addition, the large proportion of yield traction and the high strain rate in the ferrite-martensite double phase steel provides excellent formability.

The exact temperature Tj at which the steel composition in the first phase of austenization is heated is not decisive as long as it is higher than the temperature at which complete austenisation takes place. The exact temperature TL, in the second heating step, in which the composition is transformed into the two ferrite and austenite phases, depends on the desired volume and volume of ferrite and austenite, which in turn depends on the volume ratio In general, the desired volume ratio of ferrite and martensite depends on the desired final properties of the steel rod. In general, 10 to 40% of the martensite volume in the ferrite-martensite microstructure allows the steel composition to be cold-drawn in diameter which represent reductions up to 99.9% cross-sectional area and will continue to give good result in yarns and steel rods with a tensile strength of at least about 827 mpa. Tensile strengths in the range of 827 MPa to 2687 MPa are generally obtained, but tensile strengths of 2756 MPa and larger may also be obtained.

The following examples more clearly describe the process according to the present invention, the resulting properties of the wires and rods produced by this process, as well as the flexibility of the process as to the range of choice of alloys, tensile strengths, ductility and diameter.

Example 1

A high strength steel wire was fabricated

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File PA 38667-10 / AJT / RJS

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A high ductility to meet the requirements of the rim wire used in the manufacture of automotive tires. The bead wire requires a tensile strength of 5% by weight and a tensile strength of 1488 mpa. The collar wire should be about 0.94 mm in diameter with ductility sufficient to pass a torsion test requiring 58 axial torsions in a 203 mm extension.

A steel rod having a diameter of 5.6 mm with a composition consisting essentially of iron, 1% by weight of carbon, 2% by weight of silicon and 0.1% by weight of vanadium was austenitized and tempered rapidly to give a composition practically 100% martensitic. 0 man was then heated again at a temperature of 95 C in the range ⁶ two-feee s' 4 -t II quickly and tempered to produce a ferrite-martensite microstructure dual about 30 $ by volume martensite and by $ 70 volume of ferrite, the needle-like character, acicular microstructure of ferrite-martensite can be seen in the optical micrograph of Figure 1.

The thermally treated bar was then cold drawn through bevelled conical dies to a diameter of 0.94 mm in 8 passes of approximately 3b% area reduction

per passage. After a short quenching slowdown at 425 ° C, analogous to that of ordinary practice, a final tensile strength of 1902 MPa was obtained, thus satisfying the tensile strength requirement of the flange wire.

The ductility of the steel wire was sufficient to satisfy the requirement of the torsion test.

Example 2

A steel rod consisting essentially of iron, 0.1% by weight of carbon and 2.0% by weight of silicon was hot rolled to a diameter of 6.4 mm. 0 man was then heated to a temperature of about 115 ° C for ⁸ minutes to about 30 austenize composition. The steel was then quenched in ice cold sodium chloride saturated solution to transform the austenite into almost 100% martensite. 0 rod was then rapidly reheated to a temperature of 95o C ⁸ to transform the structure 7θ approximately $ $ 3θ ferrite and austenite. The barrel was then quenched in ice cold sodium chloride solution to convert the austenite to martensite.

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Finally, the bar was cold drawn to a diameter of 0.76 mm where its tensile strength was 24.0 mbar, and also drawn in a 0.6 mm diameter in which its tensile strength was 248 mpa. Continued cold extraction may allow tensile strengths of 2758 mpa or greater to be achieved.

The deposit of the first application of this patent as an International Application was made on December 9, 1982 under 0 °. PCT / US82 / 01722.

-

Claims

REIVINDICAÇÕES1®. - Processo para & fabricação ue varões c fios de aço com grande ductilidade e grande resistência, que compreende a fase de extracção a frio no diâmetro desejado, numa única operação de passagens múltiplas, de uma composição de aço de fase dupla com paqueno conteúdo de carbono, caracterizado nelo facto de a referida composição apresentai· uma microstrutura constituída essencialmente por uma segunda fase forte dispersa numa matriz de ferrite macia e uma microstrutura 5 morfologia que tem formahilidade a frio suficiente para permitir reduções de secção transversal até cerca de 99,9%.A compound of claim 1. A process for the manufacture of steel rods and wires of high ductility and high strength comprising the step of cold extraction in the desired diameter in a single multiple pass operation of a double phase steel composition with a carbon content , characterized in that said composition exhibits a microstructure consisting essentially of a strong second phase dispersed in a soft ferrite matrix and a microstructure that is cold enough to allow cross-sectional reductions of up to about 99.9%.

2». - Processo de acordo com a reivindicação 1, caracteri zado pelo facto de a referida composição de aço apresentar uma microstrutura ferrite-martensite dupla, tendo a referida martensite a segunda fase forte dispersa na referida matriz de ferrite macia,2". 2. A process according to claim 1, wherein said steel composition has a double ferrite-martensite microstructure, said martensite having the second strong phase dispersed in said soft ferrite matrix,

3®. - Processo de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo facto de a referida composição de aço apresentar uma microstrutura ferrite-bainite, tendo a referida bainite a segunda fase forte dispersa na referida matriz de ferrite macia.3®. A method according to claim 1, wherein said steel composition has a ferrite-bainite microstructure, said bainite having the second strong phase dispersed in said soft ferrite matrix.

4*. - Processo de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo facto de compreender as fases de :4 *. 2. A process according to claim 1, characterized in that it comprises the steps of:

aquecimento de uma composição de aço constituída essen-11Motf. 71heating of a steel composition consisting essentially of 11Motf. 71

55OBÓ . „ MÈWh ·55OBÓ. "MÈWh ·

Pile PA 38667 - 1Ó /AJT/RJS <gg|j|SRpPile PA 38667-16 / AJT / RJS <gg | j | SRp

cialmente por ferro, desde cerca de 0,05 a 0,1$$ em peso de carbono, e desde carca de 1,0 até 3,0$ em peso de silicio a uma temperatura, T·^, durante um periodo de tempo suficiente para austonitizar de maneira substaneialmente completa o referido aço;by weight, from about 0.05 to 0.1% by weight of carbon, and from about 1.0 to 3.0% by weight of silicon at a temperature, for a period of time sufficient to austonitize in a substantially complete manner said steel;

têmpera da composição de aço austenitizado resultante, para transformar a referida austenite em 100$ martensite;quenching of the resulting austenitized steel composition, to transform said austenite into 100% martensite;

aquecimento da composição de aço martensitico resultante a uma temperatura, Tg? nas ‘duas fases da gamaot + íí durante um periodo de tempo suficiente para transformar a referida composição de aço martensitico numa proporção em volums desejada de ferrite e austenite;heating the resulting martensitic steel composition to a temperature, Tg? in the two phases of the range + 10 ° for a period of time sufficient to transform said martensitic steel composition into a desired volume ratio of ferrite and austenite;

aquecimento da composição de aço ferrite-austenite i-esul tante, para transformar a austenite em martensite; eheating the ferrite-austenite steel composition to convert the austenite to martensite; and

extracção a frio da composição de aço resultante, caracterizada por uma microstrutura ferrite-murtensite dupla, nc diâmetro desejado.cold extraction of the resulting steel composition, characterized by a double ferrite-murtensite microstructure, in the desired diameter.

5°. - Processo de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo facto de a fase de extracção a frio compreei.dor uma fase de extracção a frio numa única operação de passagens múltiplas.5 °. 4. A process according to claim 4, wherein the cold extraction step comprises a cold extraction step in a single multiple pass operation.

6*. - Processo de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo facto de a referida composição de aço ser constituída essencialmente por ferro, cerca de 0,1$ em peso de carbono, e cerca de 2$ em peso de silicio.6 *. A process according to claim 4, characterized in that said steel composition consists essentially of iron, about 0.1% by weight of carbon, and about 2% by weight of silicon.

7^B· - Processo de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo facto de a referida composição de aço conter des de cerca de 0,05 até 0,15$ em peso de vanádio.7. ^A process according to claim 4, wherein said steel composition contains from about 0.05 to 0.15% by weight of vanadium.

8·. - Processo de acordo com a reivindicação 7, caracterizado pelo facto de o referido conteúdo de vanádio ser de cerca de 0,1$ em peso.8 ·. 6. A process according to claim 7, wherein said vanadium content is about 0.1% by weight.

9». - Processo de acordo com a reivindicação 4 ou 7j caracterizado pelo facto de estar na gama desde cerca de 1050°C até / 1070^cC e estar na gama desde carca de 80Q«C até 1000«C.9 '. - Process according to claim 4 or 7j wherein range from about 1050 ° C to / 1070 C and ^c range from carcass 80Q "C to 1000" C.

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10^a. - Processo ds acordo com a reivindicação 4 ou 7, caracterizado pelo facto de ser cerca de ll50^eC.10 ^a . 6. A process according to claim 4 or 7, characterized in that it is about 1150 ^and C.

11^a.- Processo de acordo com as reivixOdicações 2,4 cu 7, caracterizado pelo facto de a referida composição de açc sei' aquecida a durante um periodo de tempo suficiente para se atingir uma proporção de ferrite e aust.enite que permita que a têmpera subsequente de origem a uma microstrutura que contenha 10 a 40$ em volume de martensite.11. ^A process according to any one of the preceding claims, characterized in that said composition is heated for a period of time sufficient to achieve a proportion of ferrite and austenite which allows the subsequent quenching of a microstructure containing 10 to 40% by volume of martensite.

Mod. ηMod. Η

12^a. - Processo de acordo com a reivindicação 11, caracterizado pelo facto de ^ser carca de 95O^eC e a microstrutura resultante conter cerca de 30$ em volume de martensite.12 ^a . - Process according to claim 11, characterized in that ^it carcass ^and 95 C and the resulting microstructure contains about 30 $ by volume of martensite.

13^a· - Processo de acordo eoni a reivindicação 1, caracterizado pelo facto de os varões e fios de aço terem uma resistência à tensão de pelo menos 827 mpa e serem extraídos a frio de uma composição de aço, e de apresentarem uma microstrutura constituída essencialmente por uma segunda fase forte dispersa numa matriz de ferrite macia.13. ^A method according to claim 1, characterized in that the steel rods and threads have a tensile strength of at least 827 mpa and are cold-drawn from a steel composition, and have a microstructure consisting essentially of by a strong second phase dispersed in a soft ferrite matrix.

14^a. - Processo de acordo com α reivindicação 13, caracterizado pelo facto de a referida resistência à tracção estar na gama de 827 mpa. até 2687 mpa.14 ^a . 11. The method of claim 13, wherein said tensile strength is in the range of 827 mpa. up to 2687 mpa.

15®. - Processo de acordo com a reivindicação 13, caracterizado pelo facto de a referida microstrutura ser uma microstrutura ferrite-bainite dupla extraida a frio.15®. 13. A method according to claim 13, wherein said microstructure is a cold-extracted double ferrite-bainite microstructure.

16^a. - Processo de acordo com α reivindicação 1, caracterizado pelo facto de os referidos varões e fios terem uma composição de aço constituída essencialmente por ferro, desde cerca de 0,05 até 0,15$ em peso de carbono, e desde cerca de 1 até 3$ em peso de silicio, com uma resistência à tracção de pelo menos 827 mpa e extraídos a frio de uma composição de aço que tem uma microstrutura ferrite-martensite dupla.16 ^a . A method according to claim 1, characterized in that said rods and threads have a steel composition consisting essentially of iron, from about 0.05 to 0.15% by weight of carbon, and from about 1 to about 3% by weight silicon, having a tensile strength of at least 827 MPa and cold drawn from a steel composition having a double ferrite-martensite microstructure.

17^a· ” Processo de acordo com a reivindicação 16, caracterizado pelo facto de a referida resistência à tracção estar na gama de 827 mpa até 2687 mpa.17. ^A process according to claim 16, wherein said tensile strength is in the range of 827 mpa to 2687 mpa.

18^a. - Ptocesso de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo facto de o conteúdo de carbono referido sei de18 ^a . A method according to claim 1, characterized in that said carbon content is from

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cerca de 1$ em peso, o conteúdo de silicíc ser de cei-ce de 2% em peso, a microstrutura ferrite-martensite dupla compreender cerca de 30% em volume de mertensite, e a resistência à. tracção ser desde cerca de 2460 mpa até cerca de 2480 mpa depois de redução de cerca de 99,9% da área de secçãc tr^nsversal.about 1% by weight, the silicon content is 2% by weight of ceite, the double ferrite-martensite microstructure comprises about 30% by volume of mertensite, and the resistance to. traction is from about 2460 mpa to about 2480 mpa after reduction of about 99.9% of the cross sectional area.

19*. - Processo de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo facto de a composição de aço conter desde cerca de 0,05 até 0,15% peso de vanádio.19 *. 6. A process according to claim 1, wherein the steel composition contains from about 0.05 to 0.15 wt.% Vanadium.

20B. - Processo de acordo com a reivindicação 19, carecterizado pelo facto de 0 referido conteúdo de carbono sei· de carca de 0,1% em peso, o conteúdo de silício ser de cerca de 2,0% em peso, o referido conteúdo de vanádic ser de cerca de 0,1% em peso, a microstrutura ferrite-martensite dupla compreendei* 30% em volume de martensite, e a i-esistência à tracçSo ser de cerca de 1Ç02 mpa depois de redução de cerca de 97% da área de secção transversal.20B. A process as claimed in claim 19, wherein said carbon content is 0.1% by weight, the silicon content is about 2.0% by weight, said vanadium content the zeolite-martensite microstructure comprises 30% by volume of martensite, and the tensile strength is about 120æpa after reduction of about 97% of the melting point area. cross-section.

Mod. 71Mod. 71