Vergilt- und härtbarer Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung Es ist bekannt, dass man durch Zusätze geringer Bormengen eine Erhöhung der Härtbarkeit von Stählen erzielen kann. Zurückzuführen ist diese Wirkung dar auf, dass die Anlaufzeiten für die voreutektoide Ferrit- ausscheidung und die Perlitbildung erhöht werden. Am grössten ist die Wirkung des Bors in niedriggekohiten legierten Einsatzstählen, in denen die Umwandlung mit einer voreutektoden Ferritausscheidung beginnt.
Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt nimmt die härtbar- keitssteigernde Wirkung des Bors ab, und bei etwa 059% C ist praktisch keine Wirkung mehr feststellbar. Über die Ursachen der härtbarkeitssteigernden Wirkung des Bors sind verschiedene Auffassungen bekanntge- worden. Es steht dabei fest, dass nur jener Anteil des zugesetzten Bors eine Erhöhung der Härtbarkeit be wirkt, der gelöst im Stahl vorliegt.
Da das Bor jedoch eine sehr starke Affinität zum Sauerstoff und Stickstoff besitzt, ist vor der Borzugabe in die Schmelze eine sorg fältige Denitrierung und Desoxydation erforderlich (s. Stahl und Eisen 74 [1954], Seite 659", bei der be kannten hohen Affinität von Bor an Stickstoff und Sauerstoff ist es notwendig, diese Gase durch Alu minium, Titan oder andere geeignete Mittel vor der Borzugabe abzubinden). Üblicherweise geschieht dies durch Zugabe von Titan als Ferrotitan oder aber als Bestandteil von Sonderlegierungen, wie z. B. Grainal, zur Stahlschmelze.
Die wirksamen Borgehalte im Stahl liegen im Bereich von Zehntausendstel und Tausend stel Prozenten. Höhere Gehalte ergeben keine weitere Härtbarkeitssteigerung, führen aber wegen der Bildung eines Boreutektikums zu Verformungsschwierigkeiten.
In der Erfindung wird von der Erkenntnis aus gegangen, dass Borzusätze in den obengenannten Ver fahren auch dann eine Wirkung ausüben, wenn die Schmelze vor der Borzugabe nicht denitriert wird.
Demgemäss ist Gegenstand der Erfindung: a) ein vergilt- und härtbarer Stahl, der dadurch ge kennzeichnet ist, dass er einen Bornitridgehalt bei 0,053 Gew.% aufweist; sowie b) ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahles, das dadurch gekennzeichnet ist, dass in der Stahl schmelze ein Gehalt an gelöstem Stickstoff bis zu 0,03 Gew. % eingestellt und der Stahlschmelze Bor in einem Gehalt von 0,0001 bis 0,03 GewA, be zogen auf die fertige Schmelze, zugesetzt wird.
Die wesentlich erhöhte Zähigkeit bei Stählen, die durch eine die Abschreckhärtung einschliessende Wärme behandlung eine Steigerung der Festigkeit erfahren, ist auf das Vorliegen von Bornitriden zurückzuführen. Die zähigkeitssteigernde Wirkung ist beispielsweise in Ein satzstählen nach der Einsatzhärtung sehr ausgeprägt, im nicht aufgekohlten Zustand hingegen nur schwach. Je nach dem Aufbau der Legierung ist die Wirkung der Bornitride unterschiedlich stark.
Die Zähigkeitssteige rung durch Bornitrid ist beispielsweise auch in hoch festen Stählen und Werkzeugstählen, speziell Kaltarbeits- stählen, vorhanden, wobei sie besonders bei hohen Festigkeiten in Erscheinung tritt. Wie bei den Ein satzstählen ist auch bei diesen Stahltypen eine Ab hängigkeit vom Legierungsaufbau zu erkennen.
Die Erhöhung der Zähigkeit tritt nicht ein, wenn der Stickstoff im Stahlbad vor der Borzugabe durch Titan oder andere Nitridbildner abgebunden wird (Deni- trierung), wenn also keine Bornitride gebildet werden. Es konnte nachgewiesen werden, dass die Reaktion von Stickstoff und Bor zur Bildung von Bornitrid vom Typ BN führt.
Bevorzugt ist ein vergilt- und härtbarer Stahl, der Bornitrid in Gehalten von 0,002 bis 0,03 Gew.% auf weist. Hierzu stellt man in der Stahlschmelze einen Gehalt an gelöstem Stickstoff bis zu 0,03% ein und setzt der Stahlschmelze Bor in Gehalten von vorzugs weise 0,001 bis 0;02 Gew.% zu.
Durch entsprechende Abstimmung der Borzugabe auf den Stickstoffgehalt ist es möglich, sowohl eine Erhöhung der Härtbarkeit als auch eine Steigerung der Zähigkeit zu erzielen. Wenn man in das Stahlbad in den genannten Grenzen so viel Bor zugibt, dass nach der Abbindung zu Nitrid und unter Berücksichtigung des Abbrandes noch gelöstes Bor übrgbleibt, dann wird eine Steigerung sowohl der Härtbarkeit als auch der Zähigkeit erreicht,
erstere durch das gelöste Bor, letztere durch Bornitrid. Die Menge an Bornitrid, die zu höch- ,sten: Zähigkeitswerten führt, ist bei den einzelnen Stahltypen unterschiedlich. Eine Wirkung kann jedoch schon bei sehr geringen Bomitridgehaltcn festgestellt werden.
Gegenstände aus einem Stahl solcher Art weisen eine hohe Zähigkeit bei beispielsweise gegebener Zähig keit auf.
Das Bornitrid kann entweder nach einem der elektro lytischen Isolierverfahren oder aber als salzsäure- unlöslicher Rückstand isoliert werden. Im Isolat selbst kann Bor nach einem der üblichen Verfahren (siehe Handbuch für das Eisenhüttenlaboratorium, heraus gegeben vom Verein deutscher Eisenhüttenleute) und Stickstoff nach Aufschluss mit Kaliumbisulfat in be kannter Weise titrimetrisch oder photometrisch ermittelt werden. Die Bestimmung der Bornitridphase selbst kann am Isolat röntgenographisch erfolgen.
Die Möglichkeit, die Zähigkeit von zahlreichen Stählen durch Bornitrid günstig zu beeinflussen, steht im Gegensatz zu der bisher herrschenden Auffassung (vgl. z. B. Houdremont Handbuch der Sonderstahl kunde 1956, Seiten 1461/1462), dass Bor praktisch keinen ungünstigen Einfluss auf die Zähigkeit ausübt, sofern man alle Vorsichtsmassnahmen, insbesondere hinsichtlich der Neigung zu Kornwachstum infolge der Überhitzungsempfindlichkeit, beachtet.
Nachfolgend wird der Gegenstand der Erfindung anhand einiger Beispiele näher erläutert, dabei sei vorausgeschickt, dass es jedem Fachmann bekannt ist, dass im flüssigen Stahl, der gelösten Stickstoff enthält (z. B. 0,01 Gew.%) und der vor der Borzugabe nicht denitriert wurde, bei steigender Zugabe von Bor fol gende Reaktionen ablaufen: a) N2 im überschuss: Borzugabe z. B. 0,0065 Gew.%; 0;0110 GewA N.
Zur Abbindung des Bors durch Stickstoff als BN sind stöchiometriseh nur 0,0085 Gew.% N notwendig. Das gesamte Bor kann also durch den vorhandenen Stick stoff abgebunden werden unter Bildung von 0,015 Gew.?o BN. Es bleibt also ein nicht an Bor gebundener Anteil von Stickstoff (siehe Beispiele 1 und 3 bis 7).
b) Stöchiometrisch gleiche B- und N2-Mengen: z. B. 0,0077 GewA B; 0,010 Gew.% N. Diese beiden Gehalte können sich gegenseitig vollständig abbinden unter Bildung von BN.
c) B im überschuss: z. B. 0,009 G:ew.% B; 0,010 Gew.% N. Zur Ab bindung des Bors wären stöchiometrisch 0;01l7 Gew.% N erforderlich. Es bleibt daher die Differenz von 0,0013 % = B als überschuss in gelöster Form (siehe Beispiel 2).
Bei einer Mindestzugabe von 0,0001 % Bor zu einer desoxydierten, aber nicht denitrierten Stahlschmelze, die bekanntlich immer Stickstoffgehalte über 0,001 % ent hält, ergibt sich ein Mindestgehalt an Bomitrid von 0,0002%.
Nachfolgend wird an mehreren Schmelzen ver schiedener vergüt- und härtbarer Stahlgruppen, die jeweils zur Hälfte zur Bildung von Bomitrid behandelt wurden, der Einfluss von Bornitrid auf die Zähigkeits- eigenschaften gezeigt.
Alle Schmelzen enthielten, - be dingt durch die Art der Erschmelzung -, Stickstoff- gehalte von etwa 0,007 bis 0,020 GewA. Dabei wurden die Proben aus den jeweils zusammengehörenden Chargenhälften grundsätzlich der gleichen Wärmebe handlung unterzogen.
Einsatzstühle Die Zähigkeit wird an einsatzgehärteten Proben nach einem von der Zahnradfabrik Friedrichshafen ent- wickelten Verfahren beurteilt (Brugger, H. Härterei- Technische Mitteilungen 16 [1961], Seite 12/18). In allen Beispielen sind die .-Angaben als GewA zu ver stehen.
<I>Beispiel 1</I> (Stahl 16 MnCr 5) Chemische Zusammensetzung 0,17% C; 0,26% Si; 1,05 % Mn; 0,98 % Cr; 0,018 % P; 0;026 % S; 0,0084 N; die Chargenhälfte B enthält 0,0083 % BN.
Wärmebehandlung der Proben: 3 h bei 900 C in CMD-12 -Pulver (Hersteller: Fa. Goering & Co. AG, Mannheim) aufgekohlt, anschliessend abgekühlt im Kasten, austenitisiert bei 850 C und gehärtet ih Öl; Proben anschliessend bei l80 C entspannt.
Schlagzähigkeit in mkg/cm2:
EMI0002.0109
Chargenhälfte <SEP> A: <SEP> Chargenhälfte <SEP> B <SEP> (+BN)
<tb> 4,8 <SEP> 7,1
<tb> 5,9 <SEP> 8,3
<tb> 4,4 <SEP> 8,5
<tb> 5,2 <SEP> 7,9
<tb> 5,4 <SEP> 8,3
<tb> Mittelwert: <SEP> 5,1 <SEP> Mittelwert: <SEP> 8,2
<tb> 4,9 <SEP> 8,6
<tb> 4,7 <SEP> 8,2
<tb> 5,7 <SEP> 7,7
<tb> 5,1 <SEP> 8,7
<tb> 4,8 <SEP> 8,4 <I>Beispiel 2</I> (Stahl 20 MnCr 5) Chemische Zusammensetzung: 0,20 % C; 0,23 % Si; 1,24% Mn; 1,16 % Cr; 0,019 % P; 0,023 % S;<B>0,0186</B> % N;<B>0,0271</B> % Gesamit-B-Gehalt (löslich, und unlöslich).
Beide Chargenhälften wurden mit gleichen Bor mengen behandelt, jedoch Chargenhälfte A mit vor hergehender Denitrierung, Chargenhälfte B ohne Deni- trierung. Chargenh-älfte B enthält 0,0325 % BN.
Wärmebehandlung der Proben: 3 h aufgekohlt in CMD-12 -Pulver bei 900 C, anschliessend Abkühlung im Kasten, Austenitisierung bei 850 C und Härten in Öl, anschliessend entspannt bei 180 C.
,Schlagzähigkeit in mkg/cm2:
EMI0002.0129
Chargenhälfte <SEP> A <SEP> Chargenhälfte <SEP> B <SEP> (+BN)
<tb> 2,3 <SEP> 6,2
<tb> 4,5 <SEP> 5,9
<tb> 3,7 <SEP> 7,1
<tb> 3,4 <SEP> 7,8
<tb> 4,1 <SEP> 5,3
EMI0003.0001
Chargenhälfte <SEP> A <SEP> Chargenhälfte <SEP> B <SEP> (+ <SEP> BN)
<tb> Mittelwert: <SEP> 3,3 <SEP> Mittelwert: <SEP> 6,4
<tb> 2,5 <SEP> 5,7
<tb> 2,3 <SEP> 7,6
<tb> 3,1 <SEP> 6,4
<tb> 3,8 <SEP> 6,1
<tb> 2,9 <SEP> 6,9 <I>Beispiel 3</I> [Stahl 20 MoCr 4 (mit Bor)] Chemische Zusammensetzung: 0,20 % C; 0,27 % Si; 0,72 % Mn; 0,019 % P; 0,026 % S; 0,38 % Cr; 0,43 % Mo;
0,0081 % N; Gesamt-B-Gehalt 0,0'034 % (löslich und unlöslich).
Beide Chargenhälften wurden mit gleichen B- Mengen behandelt, jedoch Chargenhälfte A mit vor hergehender Denitrierung, Chargenhälfte B ohne De- nitrierung. Chargenhälfte B enthält 0,0074 % BN. Wärmebehandlung wie in Beispiel 2.
Schlagzähigkeit in mkg/cm@:
EMI0003.0018
B
<tb> Schmelze <SEP> Nr. <SEP> nitrierung <SEP> ohne <SEP> Denitrierung
<tb> mit <SEP> De
<tb> (+BN)
<tb> 1 <SEP> 2,7/3,5 <SEP> 6,0/6,5
<tb> 2 <SEP> 2,6/3,1 <SEP> 5,8/6,2
<tb> 3 <SEP> 2,2/2,8 <SEP> 5,5/5,9
<tb> 4 <SEP> 3,8/4,2 <SEP> 7,1/7,6
<tb> 5 <SEP> 3,1/3,7 <SEP> 6,8/7,3 <I>Beispiel 4</I> (Werkzeugstähle) Kaltarbeitsstahl 105 Cr 5 - Werstoff-Nr. 2060 Die Beurteilung der Zähigkeit erfolgte im statischen Biegeversuch.
für harte Stähle (Stäh#l-Eisen Prüfblatt 1320). Als Kenngrösse für die Zähigkeit kommt dabei der plastischen Biegearbeit besondere Bedeutung zu.
Chemische Zusammensetzung: 1;06 % C; 0,27 % Si; 0,23 % Mn; 1,25 % Cr; 0,014 % P; 0,011 % S; 0,0094 N; Chargenhälfte B enthält 0,0092% BN; Wärmebe handlung: austenitisiert bei 840 C, gehärtet in Öl, an schliessend angelassen bei 100 bis 350 C.
,Plastische Biegearbeit nach Anlassen in kg/mm: Chargenhälfte A Anlasstemperatur 100 C: 37 Anlasstemperatur 200 C: 94 Anlasstemperatur 300 C: 421 Anlasstemperatur 350 C: 667 Chargenhälfte B (+BN) Anlasstemperatur 100 C: 78 Anlasstemperatur 200 C: 143 Anlasstemperatur 300 C: 596 Anlasstemperatur 350 C: 1183 Jeder Wert wurde aus 10 Einzelmessungen ermittelt.
<I>Beispiel 5</I> (Sonderkaltarbeitsstahl für Krafts@Ghaubereins!ätze) Chemische Zusammensetzung: 0,70% C; 1,19% Si; 0,53 % Mn; 0,59 % Cr; 0,56 % Mo; 1,11 % Ni; 0,21 % V; 0,016% P; 0,013% S;<B>0,0110%</B> N; Chargenhälfte B wurde zusätzlich mit Bor legiert ohne vorherige De- nitrierung und enthielt infolgedessen<B>0"0058%</B> Bor nitrid.
Die Beurteilung erfolgte nach der in der Werkzeug industrie bei Kraftschraubereinsätzen üblichen Dreh momentprüfung. (Dabei wird der Prüfling in einer Matrize eingespannt und bei gleichzeitiger .Messung des Drehmoments bis zum Bruch verdreht.) Wärmebehandlung: austenitisiert bei 850 C, ge härtet in Öl, anschliessend bei unterschiedlichen Tem peraturen angelassen.
Drehmoment bis zum Bruch in cm kg nach dem Anlassen: Chargenhälfte A Anlasstemperatur 150 C: 70-110 (Mittelwert 85) Anlasstemperatur 175 C: 80-145 (Mittelwert 110) Anlasstemperatur 200 C: 100-150 (Mittelwert 120) Chargenhälfte B (+BN) Anlasstemperatur 150 C: 120-160 (Mittelwert 125) Anlasstemperatür 175 C:<B>130-180</B> (Mittelwert 160) Anlasstemperatur 200 C:
140-190 (Mittelwert 175) <I>Beispiel 6</I> (Kaltarcbeitsstahl <B>105</B> MnCr 4, Werkstoff-Nr. 2127) Chemische Zusammensetzung: 1,06 % C; 0,2.1 % Si; <B>1,17%</B> Mn;<B>0,85%</B> Cr; <B>0,018%</B> P; 0;011 % S.; 0;0102 N; Chargenhälfte B wurde zusätzlich mit Bor legiert ohne vorherige De itrierung und enthielt infolgedessen <B>0,0092%</B> Bornitrid.
Die Beurteilung der Kerbschlagzähigkeit erfolgte nach einer im amerikanischen Schrifttum (ASTM Pro- ceeding 63 [1963], Seite 1122/46) zur Prüfung harter Stähle empfohlenen Sonderkerbschlagprobe.
Wärmebehandlung: austenitisiert bei 800 C, ge härtet in Öl, angelassen bei 450 bzw. 500 C (48 bzw. 51 Rc).
Kerbschlagzähigkeit in mkg[cm2 Chargenhälfte A Anlasstemperatur 450 C: 1,5-1,7 Anlasstemperatur 500 C: 2;0-2,9 Chargenhälfte B (+BN) Anlasstemperatur 450 C: 3,0-4,5 Anlasstemperatur 500 C:
3,9-5,5 <I>Beispiel 7</I> [Vergütungsstähle (Ck45)] Als Beispiel wird die Eignung des Vergütungs stahles, Ck 45 als Brennhärtestahl für Zahnräder ge zeigt. Nach Härten von 860 C in Wasser wurden durchweg Rc-Werte Q60 erreicht. Die Beurteilung der Zähigkeit erfolgte analog zur Prüfung der Einsatz stähle nach dem Verfahren der Zahnradfabrik Fried richshafen (s.iehe Beispiel 1).
Chemische Zusammensetzung: 0;45 % C; 0,22 % Si; 0,71 % Mn; 0,019 % P; 0,028 % S; 0,067 % N; Chargen hälfte B enthält 0,0062 % BN.
Zähigkeit in mkg/cm2: Chargenhälfte A: 0,3-0,7, Chargen!häälfte B (+ BN): 1,0-2,1.