DE10156999A1 - Hochfester Stahl zum Schmieden und daraus gefertigte Kurbelwelle - Google Patents
Hochfester Stahl zum Schmieden und daraus gefertigte KurbelwelleInfo
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Abstract
Hochfester Stahl zum Schmieden, welcher nicht mehr als 0,7 Massen-% Ni, 0,03-0,35 Massen-% (gesamt) von wenigstens einem Element aus V, Nb und Ta und 30-250 ppm Stickstoff enthält, derart, daß der folgenden Gleichung genügt ist und eine Mikrostruktur aufweist, welche hauptsächlich aus Bainit und Martensit zusammengesetzt ist. DOLLAR A [Gesamt(Massen-%) von V, Nb und Ta] + 0,001 x [N (ppm) in fester Lösung] >= 0,068... (1). DOLLAR A Der Schmiedestahl ist billig aufgrund des niedrigen Gehalts eines teuren Legierungselements (insbesondere Ni) und besitzt dennoch eine hohe Festigkeit. Er ist für groß dimensionierte Kurbelwellen für Schiffe geeignet.
Description
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf einen hochfesten Stahl zum
Schmieden (nachfolgend als ein hochfester Schmiedestahl bezeichnet) und
genauer auf einen hochfesten Schmiedestahl, welcher durch niedrigen Preis
(aufgrund seines niedrigen Gehalts an teuren Legierungselementen, insbeson
dere Nickel) sowie durch hohe Festigkeit gekennzeichnet ist. Dieser Schmiede
stahl wird als ein Rohmaterial für groß dimensionierte Kurbelwellen Verwen
dung finden, um Leistung in einem Schiff oder dgl. zu übertragen. Daher liegen
derartige Kurbelwellen, die aus dem hochfesten Schmiedestahl gefertigt sind,
auch innerhalb des Rahmens der vorliegenden Erfindung.
Kurbelwellen, um Leistung bzw. Kraft in einem Schiff zu übertragen, sind
üblicherweise aus Chrom-Molybdänstahl gefertigt, der durch ISO 42CrMo4, ISO
36CrNiMo6 und DIN 32CrMo12 typisiert ist. Von diesen Stählen enthält der
erste eine vergleichbar große Menge an C und eine vergleichbar geringe
Menge an Cr und Mo, was zu einer geringfügig schlechteren Festigkeit und ei
nem relativ niedrigen Preis führt, und findet daher Verwendung in Bereichen,
wo die Last bzw. Belastung nicht so hoch ist. Der zweite enthält eine große
Menge Nickel als ein Legierungselement, welches ihn am besten in der Festig
keit und Zähigkeit unter diesen drei macht, und daher findet er Verwendung in
Bereichen, wo die Last bzw. Belastung hoch ist. Der dritte liegt in bezug auf den
Preis und die Festigkeit zwischen den zwei vorhergehenden und findet daher
Verwendung in Bereichen, wo die Zähigkeit wichtig ist.
Es wurde kürzlich bekannt, große Kurbelwellen für ein Schiff aus ISO
36CrNiMo6 zu fertigen, was teuer ist, jedoch eine hohe Festigkeit aufweist, um
marine Risiken zu verhindern.
Der oben erwähnte ISO 36CrNiMo6, welcher ein NickelChrom-Molyb
dänstahl ist, ist in der Festigkeit und Zähigkeit überragend, jedoch ist er auf
grund seines hohen Gehalts an teurem Nickel als ein festigendes bzw. stärken
des Legierungselement teurer als andere schmiedbare Chrom-Molybdänstähle.
Dies ist ein Hindernis bezüglich seiner allgemeinen Akzeptanz.
Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf das Vorhergehende
komplettiert. Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, einen hochfesten
Schmiedestahl, welcher weniger teuer als und vergleichbar oder sogar besser
in der Festigkeit, Zähigkeit und Härtbarkeit (was eine neue bzw. junge An
forderung von Verwendern ist) gegenüber ISO 36CrNiMo6 ist, als einen hoch
festen Ni-Cr-Mo-Schmiedestahl in der praktischen Verwendung zur Verfügung
zu stellen. Es ist ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung, eine Kurbelwelle,
gefertigt aus diesem Schmiedestahl, zur Verfügung zu stellen, welcher durch
niedrigen Preis, hohe Festigkeit und Zähigkeit und gute Härtbarkeit gekenn
zeichnet ist.
Der Geist bzw. das Wesen der vorliegenden Erfindung liegt in einem
hochfesten Schmiedestahl, welcher umfaßt C (0,3-0,5%), Si (0,1-0,4%), Mn
(0,7-1,5%), Cr (1,2-3,5%), Mo (0,1-0,6%), Ni (nicht mehr als 0,7%), we
nigstens ein Element, gewählt aus der Gruppe bestehend aus V, Nb und Ta
(0,03-0,35% gesamt) und N (30-250 ppm), wobei der Rest Fe und unver
meidbare Unreinheiten sind, welcher eine Mikrostruktur ausbildet, die haupt
sächlich aus Bainit und Martensit besteht und N in fester Lösung und V, Nb und
Ta derart enthält, daß der folgende Ausdruck (1) erfüllt ist:
[Gesamt (%) von V, Nb und Ta] + 0,001 × [N (ppm) in fester Lösung] ≧ 0,068 . . . (1)
(% bedeutet Massen-%. Dasselbe ist nachfolgend anzuwenden.)
Der hochfeste Schmiedestahl der vorliegenden Erfindung ist durch den
begrenzten Gehalt an Nickel, wie oben spezifiziert, den bewußt zugesetzten
Stickstoff (N) und wenigstens ein Element, gewählt aus der Gruppe, bestehend
aus V, Nb und Ta, wobei die Menge an N in fester Lösung und die Gesamt
menge an V, Nb und Ta dem obigen Ausdruck (1) genügen, und die Mikro
struktur gekennzeichnet, die hauptsächlich aus Bainit und Martensit zusam
mengesetzt ist. Er hat eine hohe Zugfestigkeit und Zähigkeit und eine gute
Härtbarkeit und ist jedoch vergleichsweise billig.
Der Gehalt an jedem Element wurde auf der Basis, welche später erläu
tert wird, ermittelt. Der hochfeste Schmiedestahl der vorliegenden Erfindung
zeigt seine Charakteristika bzw. Merkmale unabhängig von seiner Grundzu
sammensetzung, solange der Gehalt an Nickel, der Gehalt an V, Nb und Ta
und der Gehalt an Gesamtstickstoff und der Gehalt an N in fester Lösung den
obigen Erfordernissen genügen. Der hochfeste Schmiedestahl der vorliegenden
Erfindung sollte die folgende Basis- bzw. Grundzusammensetzung haben, so
daß er vollständig seinen oben angeführten Effekt ausbildet.
C: 0,3-0,5%, vorzugsweise 0,36-0,45%
Si: 0,1-0,4%, vorzugsweise 0,15-0,4%
Mn: 0,7-1,5%, vorzugsweise 0,8-1,2%
Cr: 1,2-3,5%, vorzugsweise 1,5-2,5%
Mo: 0,1-0,6%, vorzugsweise 0,15-0,35%
Si: 0,1-0,4%, vorzugsweise 0,15-0,4%
Mn: 0,7-1,5%, vorzugsweise 0,8-1,2%
Cr: 1,2-3,5%, vorzugsweise 1,5-2,5%
Mo: 0,1-0,6%, vorzugsweise 0,15-0,35%
wobei der Rest im wesentlichen Fe ist.
Der Schmiedestahl, der die oben angeführte Grundzusammensetzung
enthält, kann eine geringe Menge an Al als desoxidierendes Element enthalten.
Al bildet seine Wirkung aus, wenn sein Gehalt höher als 0,001% ist, jedoch
bildet es keinen zusätzlichen Effekt aus, wenn sein Gehalt 0,040% übersteigt.
Daher sollte der Al-Gehalt unter 0,040% gehalten werden. Ein weiteres schädi
gendes Element, welches in den Schmiedestahl eintreten kann, ist S, welches
die Zähigkeit und die Dauer- bzw. Bruchfestigkeit nachteilig beeinflußt. Der S-
Gehalt sollte vorzugsweise unter 0,006% gehalten werden.
Zusätzlich ist der hochfeste Schmiedestahl der vorliegenden Erfindung
durch den DI-Wert, nicht kleiner als 30 mm, gekennzeichnet. (DI-Wert ist ein
kritischer Durchmesser eines Stahlprodukts, dessen Zentral- bzw. Mittelteil 50%
Martensithärte bei bzw. nach Wasserabschrecken erreicht.) Derartige cha
rakteristische Eigenschaften machen den Schmiedestahl extrem geeignet für
groß dimensionierte Kurbelwellen für Schiffe. Die vorliegende Erfindung umfaßt
auch insbesondere groß dimensionierte Kurbelwellen, die durch Schmieden aus
dem oben erwähnten Schmiedestahl gefertigt sind.
Fig. 1 ist ein Diagramm, das das Verhältnis zwischen dem Nickelgehalt
und der Zugfestigkeit von experimentellen Schmiedestählen zeigt.
Fig. 2 ist ein Diagramm, das das Verhältnis zwischen dem Stickstoffge
halt und der Zugfestigkeit von experimentellen Schmiedestählen zeigt.
Fig. 3 ist ein Diagramm, das die DI-Werte in Beispielen und Vergleichs
beispielen zeigt.
Fig. 4 ist ein Diagramm, das zeigt, wie die Zugfestigkeit durch den V-Ge
halt im Stahl und den N-Gehalt in fester Lösung beeinflußt ist.
Fig. 5 ist ein Diagramm, das das Verfahren zur Bestimmung des N-Ge
halts in fester Lösung zeigt.
Unter Berücksichtigung des vorhergehenden Problems haben die vorlie
genden Erfinder umfangreiche Forschungen bzw. Untersuchungen durchge
führt, um einen neuen Schmiedestahl zu entwickeln, welcher billiger als und in
der Festigkeit und Zähigkeit mit "ISO 36CrNiMo6" vergleichbar ist, der als ein
hochfester Ni-Cr-Mo-Schmiedestahl bekannt ist. Der neue Schmiedestahl ent
hält als eine Kostenreduktion eine geringere Menge an Nickel als ein Legie
rungselement und weist eine gute Härtbarkeit auf, die für ein Schmieden von
großen Produkten mit hoher Festigkeit wichtig ist. Als das Ergebnis von For
schungen wurde gefunden, daß der oben beschriebene Cr-Mo-Schmiedestahl,
der nicht mehr als 0,7% Nickel als ein Festigungselement enthält, eine hohe
Festigkeit und Zähigkeit besitzt, welche das Fehlen an Festigkeit aufgrund des
reduzierten Nickelgehalts kompensiert, wenn wenigstens ein Element, gewählt
aus der Gruppe bestehend aus V, Nb und Ta, und eine sehr geringe Menge an
Stickstoff inkorporiert bzw. aufgenommen ist, so daß die Gesamtmenge an V,
Nb und Ta und die Menge an in fester Lösung gelöstem Stickstoff dem obigen
Ausdruck (1) genügen. Der Schmiedestahl zeigt auch sehr gute Härtbarkeit.
Diese Erkenntnis führte zu der vorliegenden Erfindung.
Cr-Mo-Stähle in allgemeiner Verwendung zum Schmieden erfordern
Nickel, damit sie eine hohe Festigkeit und Zähigkeit und eine verbesserte Härt
barkeit aufweisen. Leider ist Nickel so teuer, daß es die Stahlkosten über den
für Benutzer bzw. Verwender erschwinglichen Preis anhebt, wenn sein Gehalt
sehr groß bzw. übermäßig ist. Die vorliegende Erfindung beabsichtigt, einen
neuen Stahl zu entwickeln, der trotz seines minimalen Nickelgehalts in der Fe
stigkeit und Härtbarkeit mit dem konventionellen Ni-Cr-Mo-Schmiedestahl ver
gleichbar ist. Zur Kostenreduktion sollte der Nickelgehalt unter 0,7%, vorzugs
weise unter 0,5%, und noch bevorzugter unter 0,3% liegen.
Eine Reduktion des Nickelgehalts senkt die Festigkeit, Zähigkeit und
Härtbarkeit, die Nickel zuschreibbar sind, und daher genügt der resultierende
Stahl nicht den Erfordernissen der Benutzer. Die vorliegenden Erfinder haben
ausgiebig nach dem Weg geforscht, um die unzureichende Leistung aufgrund
des reduzierten Nickelgehalts durch Inkorporieren bzw. Aufnehmen von ande
ren Elementen zu kompensieren, und haben dabei einen neuen Schmiedestahl
entwickelt, welcher den Anforderungen der Benutzer in bezug auf den Preis
ebenso wie in bezug auf die Leistung genügt. Es zeigte sich, daß dieses Ziel
erreicht wird, wenn ein Cr-Mo-Schmiedestahl mit einem reduzierten Nickelge
halt mit wenigstens einem Element, gewählt aus V, Nb und Ta, und Stickstoff
(welcher bis dato als ein schädigendes Spurenelement betrachtet wurde) ver
setzt wird, so daß die Menge an V, Nb und Ta und die Menge an in fester Lö
sung gelöstem Stickstoff dem obigen Ausdruck (1) genügt.
Damit der Schmiedestahl seinen praktischen Effekt ausbildet, ist es we
sentlich, daß der Gehalt an Nickel nicht mehr als 0,7% betragen sollte, der Ge
halt von wenigstens einem Element, gewählt aus V, Nb und Ta, von 0,03%,
vorzugsweise 0,045%, bis 0,35%, vorzugsweise 0,15%, liegen sollte, und der
Gehalt an Stickstoff von 30 ppm, vorzugsweise 40 ppm, bis 250 ppm, vorzugs
weise 100 ppm, liegen sollte. Darüber hinaus ist es auch wesentlich, daß der
gesamte Gehalt an V, Nb und Ta und des in fester Lösung gelösten Stickstoffs
dem obigen Ausdruck (1) genügen sollten.
Wenn der Gesamtgehalt an V, Nb und Ta und der Gehalt an Stickstoff
außerhalb der oben spezifizierten Bereiche liegen und den Erfordernissen für
den Ausdruck (1) nicht genügt wird, wird außerdem der resultierende Schmie
destahl eine hohe Festigkeit und Zähigkeit und gute Härtbarkeit nicht aufwei
sen, wie dies in der vorliegenden Erfindung beabsichtigt ist.
Trotz der Forschungen der vorliegenden Erfinder wurde keine Erklärung
des Grundes gefunden, warum der Schmiedestahl mit einem niedrigen Nickel
gehalt in der Festigkeit und Zähigkeit stark verbessert ist, wenn der Gesamtge
halt an V, Nb und Ta und der Gehalt an in fester Lösung gelöstem Stickstoff dem
oben beschriebenen Ausdruck (1) genügen. Ein möglicher Grund ist, daß Stick
stoff kombiniert mit V, Nb und Ta Nitride bildet und gelöster Stickstoff selbst
einen guten Effekt zur Verbesserung der Festigkeit ausbildet. Da derartige fe
stigende Elemente, wie V, Nb und Ta, sehr teuer sind, ist es ökonomisch
vorteilhaft, die Festigkeit zu erhöhen, indem sie in geringen Mengen in Kombi
nation mit billigem Stickstoff, der in fester Lösung gelöst ist, zugesetzt werden.
Der Effekt der Erhöhung der Festigkeit wird nur ausgebildet, wenn die
die Festigkeit steigernden Elemente und Stickstoff einem Cr-Mo-Schmiedestahl,
enthaltend nicht mehr als 0,7% Nickel, zugesetzt werden. Dieser Effekt wird
nicht ausgebildet, wenn sie bei einem Spitzenklassen-Schmiedestahl, enthal
tend mehr als 0,7% Nickel, zugesetzt werden.
Der Schmiedestahl gemäß der vorliegenden Erfindung basiert auf einem
Cr-Mo-Schmiedestahl, enthaltend nicht mehr als 0,7% Nickel. Nach Inkorporie
ren von einem oder mehreren Verfestigungselementen (V, Nb, Ta) und Stick
stoff, so daß der Gesamtgehalt an V, Nb und Ta und der Gesamtgehalt an
Stickstoff gelöst und ungelöst in fester Lösung und Stickstoff insgesamt der
oben angeführten Gleichung bzw. dem oben angeführten Ausdruck genügen,
wird der gewünschte Schmiedestahl erhalten, welcher in der Festigkeit, Zähig
keit und Härtbarkeit mit vergleichsweise billigen Spitzenklassen-Cr-Mo-Schmie
destählen mit einem hohen Nickelgehalt vergleichbar ist.
Wie oben festgehalten, ist der Schmiedestahl gemäß der vorliegenden
Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß er Nickel in einer begrenzten Menge
enthält. Er ist auch dadurch charakterisiert, daß er wenigstens eine Spezies aus
V, Nb und Ta und Stickstoff (und Stickstoff gelöst in fester Lösung) in spezi
fischen Mengen enthält. Der Schmiedestahl ist nicht in seiner Grundzusam
mensetzung beschränkt. Ein Cr-Mo-Schmiedestahl, der die folgende Grund
zusammensetzung aufweist, wird verwendet, um die beste Verwendung der
Merkmale der vorliegenden Erfindung, wie Festigkeit, Zähigkeit und Härtbarkeit,
welche für Kurbelwellen und dgl. erforderlich sind, zu ergeben.
C: 0,3-0,5%, vorzugsweise 0,36-0,45%
Si: 0,1-0,4%, vorzugsweise 0,15-0,4%
Mn: 0,7-1,5%, vorzugsweise 0,8-1,2%
Cr: 1,2-3,5%, vorzugsweise 1,5-2,5%
Mo: 0,1-0,6%, vorzugsweise 0,15-0,35%
Si: 0,1-0,4%, vorzugsweise 0,15-0,4%
Mn: 0,7-1,5%, vorzugsweise 0,8-1,2%
Cr: 1,2-3,5%, vorzugsweise 1,5-2,5%
Mo: 0,1-0,6%, vorzugsweise 0,15-0,35%
Der Gehalt bzw. die Menge von jedem oben aufgelisteten Element wurde
aufgrund der im folgenden erklärten Gründe ermittelt.
C: 0,3-0,5%, vorzugsweise 0,36-0,45%
Kohlenstoff trägt zur Härtbarkeit ebenso wie zur Festigkeit bei. Für
seinen maximalen Effekt sollte Kohlenstoff in einer Menge von 0,3% oder
mehr, vorzugsweise 0,36% oder mehr, und noch bevorzugter 0,38% oder
mehr, enthalten sein. Kohlenstoff in einer übermäßigen Menge hat jedoch einen
nachteiligen Effekt auf die Zähigkeit und fördert die umgekehrt-V-förmige Seg
regation bzw. Entmischung. Daher sollte der obere Grenzwert für Kohlenstoff
0,5% oder weniger, vorzugsweise 0,45% oder weniger, und noch bevorzugter
0,42% oder weniger, sein.
Si: 0,1-0,4%, vorzugsweise 0,15-0,4%
Silicium trägt zur Festigkeit bei. Für seinen maximalen Effekt sollte Sili
cium in einer Menge von 0,1% oder mehr, vorzugsweise 0,15% oder mehr,
und noch bevorzugter 0,20% oder mehr, enthalten sein. Silicium in einer über
mäßigen Menge fördert jedoch die umgekehrt-V-förmige Segregation, was in
bezug auf die Sauberkeit schlechten Gußblöcken resultiert. Daher sollte der
obere Grenzwert des Siliciumgehalts 0,4% oder weniger, vorzugsweise 0,3
oder weniger betragen.
Mn: 0,7-1,5%, vorzugsweise 0,8-1,2%
Mangan trägt zur Härtbarkeit ebenso wie zur Festigkeit bei. Für seinen
maximalen Effekt sollte Mangan in einer Menge von 0,7% oder mehr, vorzugs
weise 0,8% oder mehr, und noch bevorzugter 0,9% oder mehr, enthalten sein.
Mangan fördert jedoch in einer übermäßigen Menge die umgekehrt-V-förmige
Segregation. Daher sollte der obere Grenzwert von Mangan 1,5% oder weni
ger, vorzugsweise 1,2% oder weniger, und noch bevorzugter 1,1% oder weni
ger, betragen.
Cr: 1,2-3,5%, vorzugsweise 1,5-2,5%
Chrom trägt zur Zähigkeit ebenso wie zur Festigkeit bei. Für seinen ma
ximalen Effekt sollte Chrom in einer Menge von 1,2% oder mehr, vorzugsweise
1,5% oder mehr, und noch bevorzugter 1,75% oder mehr, enthalten sein.
Chrom fördert jedoch in einer übermäßigen Menge die umgekehrt-V-förmige
Segregation, was in Blöcken bzw. Gußblöcken, die schlecht in der Reinheit
sind, resultiert. Daher sollte der obere Grenzwert von Chrom 3,5% oder weni
ger, vorzugsweise 2,5% oder weniger, betragen.
Mo: 0,1-0,6%, vorzugsweise 0,15-0,35%
Molybdän trägt zur Festigkeit, Zähigkeit und Härtbarkeit bei. Für seinen
maximalen Effekt sollte Molybdän in einer Menge von 0,1% oder mehr, vor
zugsweise 0,15% oder mehr, und noch bevorzugter 0,20% oder mehr, ent
halten sein. Molybdän ist jedoch leicht Gegenstand von Mikrosegregation (nor
male Segregation) aufgrund seines kleinen Verteilungskoeffizienten. Daher
sollte der obere Grenzwert des Molybdängehalts 0,6% oder weniger, vorzugs
weise 0,35% oder weniger, und noch bevorzugter 0,30% oder weniger betra
gen.
Der Schmiedestahl gemäß der vorliegenden Erfindung hat die vorher
gehende Grundzusammensetzung, wobei der Rest im wesentlichen Fe ist. Er
kann selbstverständlich eine Spurenmenge von unvermeidbaren Unreinheiten
enthalten oder kann gegebenenfalls mit anderen Elementen, welche in bezug
auf den Effekt für die vorliegende Erfindung harmlos sind, versetzt bzw. inkor
poriert sein. Beispiele von derartigen zusätzlichen Elementen umfassen B (wel
ches zur Härtbarkeit beiträgt), Ti (welches zur Desoxidation beiträgt) und Ca,
Mg, Ce, Zr und Te (welche die Form von MnS steuern bzw. regeln). Sie können
allein oder in Kombination miteinander verwendet werden. Ihr Gesamtgehalt
sollte weniger als etwa 0,03% betragen.
Zusätzlich zu der vorhergehenden Grundzusammensetzung enthält der
Schmiedestahl gemäß der vorliegenden Erfindung Aluminium als eine von un
vermeidbaren Unreinheiten bzw. Verunreinigungen. Aluminium (als ein Desoxi
dationsmittel) wird zugesetzt, um den Sauerstoffgehalt in dem Schmiedestahl
zu reduzieren. Damit ein guter Desoxidationseffekt gebildet wird, sollte Alumi
nium in einer Menge von etwa 0,001% oder mehr enthalten sein. Aluminium in
einer übermäßigen Menge fixiert jedoch Stickstoff in Form von AlN (wodurch die
Festigung durch eine Inkorporierung von N und V behindert wird) und kombi
niert mit zahlreichen anderen Elementen, um nicht-metallische Einschlüsse und
intermetallische Verbindungen (wodurch nachteilig die Zähigkeit beeinflußt wird)
auszubilden. Daher sollte der maximale Aluminiumgehalt 0,10% oder weniger,
vorzugsweise 0,04% oder weniger, betragen. Das Verhindern des Auftretens
von AlN ist wichtig aus dem Gesichtspunkt der Festigung durch Inkorporierung
mit V usw. und Stickstoff. Wenn der Aluminiumgehalt sehr niedrig ist, nämlich
etwa 0,001%, ist die gebildete Menge an AlN klein und daher wird der Festi
gungseffekt ausgebildet, selbst wenn der Stickstoffgehalt etwa 30 ppm beträgt.
Wenn jedoch der Aluminiumgehalt hoch ist, nämlich etwa 0,03%, wird AlN in
einem großen Ausmaß gebildet und es ist daher notwendig, den Stickstoffge
halt auf etwa 250 ppm anzuheben oder den Gehalt an V usw. zu erhöhen, so
daß der Festigungseffekt, wie gewünscht, gebildet wird.
Ein weiteres Verunreinigungselement ist Schwefel, welcher aus Sulfiden,
die im Koks zur Eisenherstellung enthalten sind, stammt. Schwefel in Stahl bil
det Sulfide (wie MnS), welche die Ermüdungscharakteristika verschlechtern.
Um derartige Schwierigkeiten zu vermeiden, ist es notwendig, den Schwefelge
halt unter 0,006%, vorzugsweise unter 0,005%, zu halten.
Der Schmiedestahl gemäß der vorliegenden Erfindung ist dadurch ge
kennzeichnet, daß er die vorhergehende Grundzusammensetzung aufweist und
auch die hauptsächlich aus Bainit und Martensit zusammengesetzte Mikro
struktur aufweist. Er besitzt keine so hohe Festigkeit, wie in der vorliegenden
Erfindung beabsichtigt, wenn der Bereichs- bzw. Flächenanteil von Ferrit und
Perlit 10% übersteigt. Der Ausdruck "hauptsächlich aus Bainit und Martensit
zusammengesetzt" bedeutet, daß die Schnittstruktur, welche durch Beobach
tung unter einem optischen Mikroskop unterschieden werden kann, größtenteils
Bainit und Martensit ist und der Flächenanteil von Bainit und Martensit kleiner
als etwa 10% ist. Übrigens gibt es keinen eingeführten Weg der quantitativen
Bestimmung des Flächenanteils von Bainit und Martensit. Trotzdem ist es mög
lich, empirisch die hauptsächlich aus Bainit und Martensit zusammengesetzte
Mikrostruktur aus Fotografien der Schnittstruktur zu differenzieren bzw. zu
unterscheiden.
Die hauptsächlich aus Bainit und Martensit zusammengesetzte Mikro
struktur kann aus einem Stahl erhalten werden, der die oben angeführte, che
mische Zusammensetzung aufweist, wenn der Stahl bei einer durchschnitt
lichen Kühlgeschwindigkeit bzw. -rate von etwa 0,5 bis 100°C/min im Bereich
von 870°C bis zu 500°C vergütet wird.
Der Schmiedestahl gemäß der vorliegenden Erfindung hat die oben be
schriebene, chemische Zusammensetzung. Trotz seines limitierten Nickelge
halts (weniger als 0,7%) besitzt er eine hohe Festigkeit ohne besonders teure
Legierungselemente insbesondere aufgrund von wenigstens einer der Spezies
von V, Nb und Ta und Stickstoff, welche in spezifischen Mengen zugesetzt sind.
Er ist besser in der Härtbarkeit, wie dies in später gezeigten Beispielen gezeigt
wird. Diese gute Härtbarkeit wird durch den hohen DI-Wert über 30 mm (selbst
32 mm) im Jominy-Test angegeben. (DI-Wert ist ein kritischer Durchmesser für
das Zentrum, das die Härte von 50% Martensit nach Wasserkühlen aufweisen
muß.) Aus diesem Grund ist der Schmiedestahl sehr für Kurbelwellen, insbe
sondere groß dimensionierte Kurbelwellen für Schiffe, geeignet, welche einem
Abschrecken bzw. Quenchen nach dem Schmieden unterworfen werden.
Aufgrund seiner hervorstechenden Härtbarkeit, wie dies durch den
hohen DI-Wert angedeutet ist, ist der Schmiedestahl der vorliegenden Erfin
dung für Schmiedegegenstände mit einem großen Masseneffekt, wie Kurbel
wellen mit 150-1000 mm Durchmesser, extrem geeignet, welche eine hohe
Festigkeit sowohl im Zentrum als auch auf der Oberfläche nach dem Ab
schrecken benötigen.
Es gibt keine spezifischen Beschränkungen betreffend das Verfahren zur
Herstellung des Schmiedestahls der vorliegenden Erfindung. Er kann durch
Gießen nach einem Mischen mit gewünschten Komponenten in einem Hochfre
quenzinduktionsofen, elektrischen Ofen oder Konverter hergestellt werden. Das
Mischen kann durch ein Vakuumentgasen gefolgt sein. Das Gießen kann durch
Blockguß für große Schmiedegegenstände oder durch kontinuierliches Gießen
für kleine Schmiedegegenstände durchgeführt werden. Überdies ist es gemäß
der vorliegenden Erfindung notwendig, den Stickstoffgehalt in dem Schmiede
stahl strikt zu regeln. Ein gewünschter Weg zum Erreichen dieses Gegenstands
bzw. Ziels ist es, ein Rohmaterial, das Stickstoff, wie Mangannitrid und Chrom
nitrid, enthält, dem geschmolzenen Stahl zuzusetzen oder Stickstoffgas in den
geschmolzenen Stahl einzublasen. Es ist möglich, den Stickstoffgehalt durch
Vakuumentgasen unter geeigneten Bedingungen zu reduzieren.
Der Schmiedestahl der vorliegenden Erfindung kann in Kurbelwellen
usw. durch jegliches Verfahren, welches nicht spezifisch beschränkt ist, geformt
werden. Ein typisches Verfahren besteht aus den folgenden Schritten:
- - Herstellen eines Stahls der gewünschten Zusammensetzung in einem elektrischen Ofen oder dgl.
- - Entfernen von Verunreinigungselementen (wie Schwefel) und gasförmigen Komponenten (wie Sauerstoff) durch Vakuumraffinieren.
- - Guß- bzw. Blockherstellen.
- - Erhitzen des Blocks und Schmieden des erhitzten Blocks.
- - Zwischeninspektion, Wiedererhitzen und Schmieden in die Form einer Kurbelwelle.
- - Homogenisierungswärmebehandlung und Abschreckhärtung.
- - Endbearbeiten.
Schmieden in die Form einer Kurbelwelle kann entweder durch freies
Schmieden oder R-R-(oder T-R-)Schmieden durchgeführt werden. Freies
Schmieden bildet die Kurbelwangen bzw. Kurbelscheiben und Kurbelzapfen in
einem einzigen Block, welcher danach in die Kurbelwelle durch Gasschneiden
und Bearbeiten endbearbeitet wird. R-R-(oder T-R-)Schmieden wird derart
ausgeführt, daß die Achse des Gußblocks mit der Hauptwelle der Kurbelwelle
zusammenfällt. Der Vorteil dieses Schmiedeverfahrens liegt darin, daß der
Zentralteil, welcher leicht durch Segregation verschlechtert werden kann, die
Hauptwelle der Kurbelwelle wird. Daher weist die resultierende Kurbelwelle eine
saubere Oberflächenschicht auf und ist daher in der Festigkeit und den Ermü
dungscharakteristika überlegen.
Aufgrund seiner hohen Festigkeit und des niedrigen Preises kann der
Schmiedestahl gemäß der vorliegenden Erfindung für jegliche anderen
Schmiedeteile als Kurbelwellen, wie Zwischenwellen und Propellerwellen für
Schiffe, Schaufeln von aufgebauten Kurbelwellen und hohle Gegenstände ohne
Schweißen, verwendet werden.
Die Erfindung wird in größerem Detail unter Bezugnahme auf die folgen
den Beispiele, welche den Rahmen derselben nicht einschränken sollen, be
schrieben. Verschiedene Änderungen und Modifikationen können an der Erfin
dung ausgeführt werden, ohne den Rahmen und den Geist derselben zu ver
lassen.
In jedem Beispiel wurde ein Schmiedestahl, der die in Tabelle 1 und 2
gezeigte, chemische Zusammensetzung aufwies, unter Verwendung eines
Hochfrequenzinduktionsofens hergestellt. Der Schmiedestahl wurde in einen
Block mit Abmessungen von 158-132 (Durchmesser) × 323 mm (Höhe) ge
gossen und wog 50 kg. Der Gehalt an in dem Stahl gelöstem Stickstoff wurde
durch Steuern bzw. Regeln von zugesetztem Mangannitrid oder der Zusam
mensetzung von atmosphärischem Gas gesteuert bzw. geregelt. Dem Stahl
wurde auch V, Nb oder Ta in einer vorgeschriebenen Menge zugesetzt.
Mit dem abgeschnittenen Vorlaufteil wurde der resultierende Gußblock
auf 1230°C für 5-10 h erhitzt. Der erhitzte Gußblock wurde komprimiert, bis
seine Höhe auf die Hälfte reduziert war und wurde dann gedehnt (wobei seine
Mittellinie um 90° gedreht wurde), bis er 90 × 90 × 450 mm maß. Das Schmie
den war durch Luftkühlen gefolgt. Die resultierende Probe wurde unter Verwen
dung eines kleinen Simulationsofens für eine Austenitisierungsbehandlung er
hitzt. Dieser Schritt bestand aus einem Erhitzen der Probe auf 870°C bei einer
Heizgeschwindigkeit bzw. -rate von 40°C/h, Halten bei dieser Temperatur für 1 h,
Abkühlen mit einer mittleren Kühlgeschwindigkeit von 20°C/min (im Bereich
von 870°C bis 500°C), Halten für ein Vergüten bei 610°C für 13 h und Ab
kühlen in dem Ofen.
Außerdem zeigt die Menge an in der Probe gelöstem Stickstoff die
Summe an in fester Lösung gelöstem Stickstoff und an Stickstoff, der Verbin
dungen bildet, an. Gesamtstickstoff wurde durch das Inertgasschmelzverfahren
bestimmt. Stickstoff, der Verbindungen bildet, wurde durch Iodphenol-Adsorp
tionsspektrometrie bestimmt, was ausgeführt wurde, nachdem Ausfällungen in
dem Stahl durch elektrolytische Extraktion abgetrennt wurden. Die Menge an
gelöstem Stickstoff in fester Lösung wurde durch Abziehen der Menge an Stick
stoff, der Verbindungen bildet, von der Menge an Gesamtstickstoff berechnet.
Die Probe, welche mit austenitisierender Behandlung wärmebehandelt
und vergütet wurde, wurde in bezug auf die Mikrostruktur auf die folgende
Weise untersucht. Der Querschnitt der Probe wurde mit Nital geätzt und dann
unter einem optischen Mikroskop (×100) beobachtet. Es wurde mehr als ein
Feld fotografiert und die erhaltenen Fotografien wurden in bezug auf die Fläche,
die zu Ferrit und Perlit gehörte, inspiziert. Es wurde gefunden, daß alle Proben
in den Beispielen und Vergleichsbeispielen die Mikrostruktur, die hauptsächlich
aus Bainit und Martensit zusammengesetzt war, aufwiesen, wobei die Fläche,
die zu Ferrit und Perlit gehörte, im wesentlichen null war.
Jede wie oben erhaltene Stahlprobe wurde in bezug auf mechanische
Eigenschaften und Härtbarkeit auf die folgende Weise untersucht. Die Ergeb
nisse sind in Tabelle 3 und 4 und Fig. 1 und 2 gezeigt.
Zugfestigkeit wurde gemäß ISO 7892 (unter Verwendung eines Test
stücks in einer Form, die durch L0 = 5,65√S₀ definiert ist) gemessen. Die
Charpy-Kerbschlagbiegefestigkeit wurde gemäß ISO 148 (unter Verwendung
eines Teststücks mit einer 2-mm-Kerbe) gemessen.
Die Härtbarkeit wurde durch das Jominy-Verfahren gemäß ISO 642 aus
gewertet. Dieses Testverfahren wendet ein geflanschtes Teststück an und be
steht in einem Erhitzen auf 870°C und Kühlen mit Wasser. Die Härtbarkeit ist in
Termen des kritischen Durchmessers (DI) des Zentralteils mit 50% Martensit
ausgedrückt.
Fig. 1 und 2 sind Diagramme, die das Verhältnis zwischen dem Ni-Ge
halt und der Zugfestigkeit bzw. das Verhältnis zwischen dem Stickstoffgehalt
und der Zugfestigkeit zeigen. Diese Diagramme wurden aus den Daten von Ta
belle 1 und 2 gezeichnet. Es ist aus Fig. 1 erkenntlich, daß der maximale Effekt
einer Verbesserung der Festigkeit durch Inkorporieren von Stickstoff und einem
aus V, Nb und Ta gebildet wird, wenn der Stahl 0,7% Ni oder weniger enthält.
Es wird auch aus Fig. 2 festgehalten, daß Stickstoff seinen Effekt ausübt, wenn
sein Gehalt 30 ppm oder mehr, vorzugsweise 40 ppm oder mehr, und insbe
sondere wünschenswert 50 ppm oder mehr beträgt. Es wird weiter festgehal
ten, daß sich der Effekt von Stickstoff nahezu einebnet, wenn seine Menge 60
bis 70 ppm übersteigt. Dies legt nahe, daß übermäßige Mengen an Stickstoff
(insbesondere mehr als 100 ppm) keinen Effekt bei der Verbesserung der Fe
stigkeit bilden, jedoch Nitride erhöht, welche nachteilige Effekte auf die Zähig
keit besitzen. Daher sollte der Stickstoffgehalt unter 100 ppm, vorzugsweise
unter 80 ppm, liegen.
Fig. 3 ist ein Ausdruck, der die DI-Werte in Beispielen und Vergleichsbei
spielen vergleicht. Es ist aus Fig. 3 offensichtlich, daß die Schmiedestähle in
den Beispielen höhere DI-Werte und somit eine bessere Härtbarkeit als jene in
den Vergleichsbeispielen aufweisen.
Fig. 4 ist ein Graph, der zeigt, wie die Zugfestigkeit durch den Gehalt an
V und die Menge von in fester Lösung gelöstem Stickstoff beeinflußt wird. Es
wird festgehalten, daß jene Proben, die V und Stickstoff enthalten, wie in Aus
druck (1) oben definiert, eine hohe Festigkeit besitzen. Es ist aus Fig. 4 offen
sichtlich, daß, wenn die Gesamtmenge an V, Nb und Ta höher als 0,068% ist,
der Schmiedestahl eine ausreichende Festigkeit besitzt, selbst wenn die in fe
ster Lösung gelöste Stickstoffmenge im wesentlichen null ist.
Wie oben festgehalten, richtet sich die vorliegende Erfindung auf einen
neuen Ni-Cr-Mo-Schmiedestahl, welcher billig ist und trotzdem eine gute Lei
stung bietet. Der Schmiedestahl ist durch seinen gesteuerten, niedrigen Nickel
gehalt (für eine Kostenreduktion) und seine hohe Festigkeit aufgrund einer Spu
renmenge an V, Nb oder Ta, die dazu zugesetzt ist, gekennzeichnet. Der
Schmiedestahl hat auch eine exzellente Härtbarkeit, welche ihn für eine Ver
wendung als das Werkstück für groß dimensionierte Schmiedestücke, insbe
sondere groß dimensionierte Kurbelwellen für Schiffe, geeignet macht.
Claims (9)
1. Hochfester Stahl zum Schmieden, welcher umfaßt:
C: 0,3-0,5 Massen-%,
Si: 0,1-0,4 Massen-%,
Mn: 0,7-1,5 Massen-%,
Cr: 1, 2-3,5 Massen-%,
Mo: 0,1-0,6 Massen-%,
Ni: nicht mehr als 0,7 Massen-%,
wenigstens ein Element, gewählt aus der Gruppe bestehend aus V, Nb und Ta:
0,03-0,35 Massen-% gesamt, und
N: 30-250 ppm,
mit dem Rest Fe und unvermeidbaren Unreinheiten bzw. Verunreinigungen, wobei der schmiedbare Stahl eine Mikrostruktur ausbildet, bestehend haupt sächlich aus Bainit und Martensit und enthaltend N in fester Lösung und V, Nb und Ta derart, daß der folgende Ausdruck (1) erfüllt ist:
[Gesamt (Massen-%) von V, Nb und Ta] + 0,001 × [N (ppm) in fester Lösung] ≧ 0,068 . . . (1).
C: 0,3-0,5 Massen-%,
Si: 0,1-0,4 Massen-%,
Mn: 0,7-1,5 Massen-%,
Cr: 1, 2-3,5 Massen-%,
Mo: 0,1-0,6 Massen-%,
Ni: nicht mehr als 0,7 Massen-%,
wenigstens ein Element, gewählt aus der Gruppe bestehend aus V, Nb und Ta:
0,03-0,35 Massen-% gesamt, und
N: 30-250 ppm,
mit dem Rest Fe und unvermeidbaren Unreinheiten bzw. Verunreinigungen, wobei der schmiedbare Stahl eine Mikrostruktur ausbildet, bestehend haupt sächlich aus Bainit und Martensit und enthaltend N in fester Lösung und V, Nb und Ta derart, daß der folgende Ausdruck (1) erfüllt ist:
[Gesamt (Massen-%) von V, Nb und Ta] + 0,001 × [N (ppm) in fester Lösung] ≧ 0,068 . . . (1).
2. Hochfester Stahl zum Schmieden nach Anspruch 1, worin die Menge
von jeder Komponente wie folgt spezifiziert ist:
C: 0,36-0,45 Massen-%,
Si: 0,15-0,4 Massen-%,
Mn: 0,8-1,2 Massen-%,
Cr: 1,5-3,0 Massen-%,
Mo: 0,15-0,35 Massen-%, und
V: 0,35-0,17 Massen-%.
C: 0,36-0,45 Massen-%,
Si: 0,15-0,4 Massen-%,
Mn: 0,8-1,2 Massen-%,
Cr: 1,5-3,0 Massen-%,
Mo: 0,15-0,35 Massen-%, und
V: 0,35-0,17 Massen-%.
3. Hochfester Stahl zum Schmieden nach Anspruch 1, welcher weiter
umfaßt:
Al: 0,001-0,10 Massen-%.
Al: 0,001-0,10 Massen-%.
4. Hochfester Stahl zum Schmieden nach Anspruch 1, welcher nicht
mehr als 0,006 Massen-% Schwefel enthält.
5. Hochfester Stahl zum Schmieden nach Anspruch 1, welcher einen DI-
Wert von nicht weniger als 30 mm aufweist, worin DI-Wert ein kritischer Durch
messer eines Stahlprodukts ist, dessen Zentral- bzw. Mittelteil 50% Marten
sithärte nach bzw. bei Wasserabschrecken erreicht.
6. Hochfester Stahl zum Schmieden nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
welcher für eine Herstellung von groß dimensionierten Kurbelwellen verwendet
ist.
7. Hochfester Stahl zum Schmieden nach Anspruch 6, welcher für eine
Herstellung von groß dimensionierten Kurbelwellen für Schiffe verwendet ist.
8. Kurbelwelle, die durch Schmieden aus dem hochfesten Schmiede
stahl hergestellt ist, wie er in einem der Ansprüche 1 bis 5 definiert ist.
9. Kurbelwelle nach Anspruch 8, welche eine groß dimensionierte Kur
belwelle für Schiffe ist.
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Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1978124A1 (de) * | 2007-04-05 | 2008-10-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Schmiedestahl, Schmiedestück und Kurbelwelle |
EP2806040B1 (de) * | 2013-05-21 | 2018-04-18 | General Electric Company | Martensitische Legierungskomponente und Verfahren zur Herstellung einer martensitischen Legierungskomponente |
EP3406747A4 (de) * | 2016-01-19 | 2019-09-25 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Hochfester geschmiedeter stahl und grosse geschmiedete komponente |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
BE757030A (fr) * | 1969-10-10 | 1971-03-16 | Krupp Ag Huettenwerke | Procede pour la realisation de vilbrequins de dimensions elevees |
US4673433A (en) * | 1986-05-28 | 1987-06-16 | Uddeholm Tooling Aktiebolag | Low-alloy steel material, die blocks and other heavy forgings made thereof and a method to manufacture the material |
JPS6488840A (en) * | 1987-09-30 | 1989-04-03 | Toshiba Corp | Data processor |
DE3737946A1 (de) * | 1987-11-07 | 1989-06-08 | Wolfgang Anger | Cutsheet-lamination mittels eines laminators |
DE4124704A1 (de) * | 1990-07-27 | 1992-01-30 | Aichi Steel Works Ltd | Warmverformter, unvergueteter stahl |
JPH07188840A (ja) * | 1993-12-28 | 1995-07-25 | Kobe Steel Ltd | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼およびその製法 |
US5496516A (en) * | 1994-04-04 | 1996-03-05 | A. Finkl & Sons Co. | Dual purpose steel and products produced therefrom |
JPH083680A (ja) * | 1994-06-16 | 1996-01-09 | Aichi Steel Works Ltd | 低温靱性と疲労強度に優れた熱間鍛造用非調質鋼 |
FR2757877B1 (fr) * | 1996-12-31 | 1999-02-05 | Ascometal Sa | Acier et procede pour la fabrication d'une piece en acier mise en forme par deformation plastique a froid |
-
2001
- 2001-11-16 CZ CZ20014130A patent/CZ298442B6/cs not_active IP Right Cessation
- 2001-11-20 ES ES200102563A patent/ES2208030B1/es not_active Expired - Fee Related
- 2001-11-21 DE DE2001156999 patent/DE10156999B4/de not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1978124A1 (de) * | 2007-04-05 | 2008-10-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Schmiedestahl, Schmiedestück und Kurbelwelle |
EP2806040B1 (de) * | 2013-05-21 | 2018-04-18 | General Electric Company | Martensitische Legierungskomponente und Verfahren zur Herstellung einer martensitischen Legierungskomponente |
EP3406747A4 (de) * | 2016-01-19 | 2019-09-25 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Hochfester geschmiedeter stahl und grosse geschmiedete komponente |
Also Published As
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CZ298442B6 (cs) | 2007-10-03 |
DE10156999B4 (de) | 2005-03-17 |
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ES2208030B1 (es) | 2005-08-16 |
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