DE112022000269T5 - Sphäroidisierter, geglühter Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln sowie Herstellungsverfahren dafür - Google Patents

Sphäroidisierter, geglühter Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln sowie Herstellungsverfahren dafür Download PDF

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Zelei Chen
Qian Li
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Shuquan Liao
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Abstract

Die Erfindung betrifft einen Sphäroidisierten, geglühten Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln, wobei dass die chemische Zusammensetzung des Stahls in Massenprozenten ist: C: 0,40 bis 0,70 %, Si: 1,20 bis 1,80 %, Mn: 1,00 bis 1,60 %, Cr: 0,80 bis 1,20 %, S: ≤ 0,025 %, P ≤ 0,025 %, Ni: 0,10 bis 0,60 %, Cu: 0,30 bis 1,20 % 0,80 %, Mo: 0,10-0,40 %, Al≤0,05 %, Ca≤0,0010 %, Ti≤0,003 %, O≤0,0010 %, As≤0,04 %, Sn ≤ 0,03 %, Sb≤0,005 %, Pb≤0,002 %, der Rest ist Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen. In der Mikrostruktur des Stahls liegt der Zementit in einem sphäroidisierten Zustand vor, mit einem Durchmesser von 0,1-0,5 µm, vorzugsweise 0,3-0,5 µm, die Sphäroidisierungsrate über 95 % liegt, und der Rest der Struktur Ferrit ist.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die Erfindung bezieht sich auf das technische Gebiet von legiertem Stahl für Stangen, insbesondere auf Stahl, der bei der Verarbeitung tieftemperaturbeständiger hochfester Kugelumlaufspindeln verwendet wird, und auf ein Herstellungsverfahren dafür.
  • Stand der Technik
  • In mechanischen Geräten ist die Kugelumlaufspindel ein unverzichtbares Übertragungsteil zur Kraft- und Wegübertragung. Entsprechend der unterschiedlichen Betriebsumgebung müssen Kugelumlaufspindeln, die in einigen extremen Umgebungen eingesetzt werden, nicht nur die hohe Präzision und Verschleißfestigkeit herkömmlicher Spindeln aufweisen, sondern auch die Betriebsanforderungen erfüllen, um in rauen Umgebungen, wie starken Winden, riesigen Wellen und starker Kälte in den Polarregionen der Erde, eine hohe Festigkeit und Zähigkeit aufrechtzuerhalten.
  • Bei der herkömmlichen Kugelumlaufspindel wird Lagerstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und Chrom verwendet, z. B. der Güteklasse GCr15 usw. Nach dem Abschrecken und Anlassen können solche Materialien nur die Betriebsanforderungen der Kontaktsteifigkeit mit Stahlkugeln erfüllen, und ihre Zähigkeit in Umgebungen mit niedrigen Temperaturen kann die Betriebsanforderungen extremer Umgebungen nicht erfüllen. Und da die Wärmebehandlungsverformung von Lagerstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt schwer zu kontrollieren ist, sind die axialen Ausdehnungs- und Kontraktionseigenschaften dieses Materialtyps die Hauptfaktoren, die zu einer mangelhaften Schleifgenauigkeit der endgültigen Kugelumlaufspindel führen. Darüber hinaus ist aufgrund des hohen Kohlenstoffgehalts dieser Stahlsorte die Schleifleistung nach dem Abschrecken schlecht und es kommt häufig zu Problemen mit der Verarbeitungsqualität, wie z. B. Schleifrissen. Aufgrund des hohen Kohlenstoffgehalts dieser Stahlsorte ist die Schleifleistung nach dem Abschrecken schlecht und die Häufigkeit von Verarbeitungsqualitätsproblemen wie Schleifrissen ist hoch.
  • Inhalt der Erfindung
  • Die Erfindung stellt einen neuen Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln und dessen Herstellungsverfahren bereit, so dass die Oberfläche des verarbeiteten Kugelumlaufspindelprodukts unter extremen Tieftemperaturbedingungen eine ultrahohe Härte, Festigkeit und Verschleißfestigkeit sowie eine ultrahohe Tieftemperaturzähigkeit aufweist.Im Verarbeitungs- und Verwendungsprozess ist die Dimensionsstabilität gut, um die Betriebsgenauigkeit der endgültigen Schraube während des Betriebs sicherzustellen.
  • Um den oben genannten Zweck zu erreichen, müssen die mechanischen Eigenschaften des Stahls für die Kugelumlaufspindel der Anmeldung die folgenden Niveaus oder Anforderungen erfüllen:
    • Die Anforderungen für nichtmetallische Einschlüsse in Stahl sind in der folgenden Tabelle 1 aufgeführt:
    Tabelle 1
    Gruppe A B C D DS
    fein dick fein dick fein dick fein dick
    Niveau 1.5 1.5 1.5 1.0 0 0 1.0 1.0 1.0
  • Die mechanischen Eigenschaften des Stahls nach der Abschreck- und Anlassbehandlung (z. B. Ölabschreckung bei 880 °C + Wasserkühlung bei 450 °C) sind in Tabelle 2 aufgeführt: Tabelle 2
    mechanische Eigenschaft Streckgrenze Zugfestigkeit Dehnung -40°C Schlagarbeit AKU2
    ≥ 1380 MPa ≥ 1500 MPa ≥ 9% ≥ 27 J
  • Stahlhärte: die Methode JIS G 0561 wird verwendet, um die Endhärtbarkeit zu testen, J9-mm-Härte ≥ 58 HRC (Härte in einer Tiefe von 9 mm von der Oberfläche ≥ 58 HRC).
  • Die konkrete technische Lösung, mit der die vorliegende Erfindung die oben genannte Leistung realisiert, ist wie folgt:
    • Der sphäroidisierte, geglühte Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln in der Erfindung hat die folgende chemische Zusammensetzung in Massenprozent, C: 0,40 bis 0,70 %, Si: 1,20 bis 1,80 %, Mn: 1,00 bis 1,60 %, Cr: 0,80 bis 1,20 %, S: ≤ 0,025 %, P ≤ 0,025 %, Ni: 0,10 bis 0,60 %, Cu: 0,30 bis 1,20 % 0,80 %, Mo: 0,10-0,40 %, Al≤0,05 %, Ca≤0,0010 %, Ti≤0,003 %, O≤0,0010 %, As≤0,04 %, Sn≤0,03 %, Sb≤0,005 %, Pb≤0,002 %, der Rest ist Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen.
  • Das Design der oben genannten chemischen Zusammensetzung basiert auf Folgendem:
  • 1) Bestimmung des C-Gehalts
  • C ist ein Element, das zur Gewährleistung der Verschleißfestigkeit erforderlich ist. Der Kohlenstoff im Stahl erhöht die Härte und Festigkeit, indem er die Fähigkeit zur martensitischen Umwandlung erhöht, und dadurch die Verschleißfestigkeit erhöht. Allerdings erhöht ein C-Gehalt über 0,77 % die Rissempfindlichkeit deutlich und verringert die Tieftemperaturzähigkeit. In der vorliegende Erfindung wird der C-Gehalt auf 0,40-0,70 % gesteuert.
  • (2) Bestimmung des Si-Gehalts
  • Si ist ein Desoxidationsmittel im Stahlherstellungsprozess und verbessert die Härte, Festigkeit, Elastizitätsgrenze und Streckgrenze von Stahl in Form einer Mischkristallverfestigung. Es verringert die Diffusionsgeschwindigkeit von C im Ferrit, erschwert die Ansammlung der ausgeschiedenen Karbide beim Anlassen und verbessert die Beständigkeit des Stahls gegen Anlasserweichung. Darüber hinaus verringert Si den Oxidationseffekt während der Reibungserwärmung und erhöht die Kaltverformungshärtungsrate von Stahl, wodurch die Verschleißfestigkeit des Materials verbessert wird. Ein zu hoher Si-Gehalt verringert jedoch die Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen. In der vorliegende Erfindung wird der Si-Gehalt auf 1,20-1,80 % gesteuert.
  • (3) Bestimmung des Mn-Gehalts
  • Als desoxidierendes Element im Stahlherstellungsprozess ist Mn ein wirksames Element zur Verstärkung von Stahl und wirkt als Mischkristallverfestigung, um den Festigkeitsverlust auszugleichen, der durch die Verringerung des C-Gehalts im Stahl verursacht wird. Darüber hinaus kann Mn die Härtbarkeit von Stahl und die Warmumformbarkeit von Stahl verbessern. Mn kann den Einfluss von S (Schwefel) beseitigen: Mn kann mit S beim Schmelzen von Eisen und Stahl MnS mit einem hohen Schmelzpunkt bilden, wodurch die nachteiligen Auswirkungen von S abgeschwächt und beseitigt werden. Wenn der Mn-Gehalt mehr als 1,60 % beträgt, wird die Zähigkeit des Stahls deutlich verringert. In der vorliegende Erfindung wird der Mn-Gehalt auf 1,00-1,60 % gesteuert.
  • (4) Bestimmung des Cr-Gehalts
  • Cr ist ein karbidbildendes Element, das die Härtbarkeit, Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit von Stahl verbessern kann. Ein Teil des Cr im Stahl ersetzt Eisen und bildet eine Zementitlegierung, die die Anlassstabilität des Stahls verbessert; ein Teil des Cr löst sich in Ferrit auf, um eine Mischkristallverfestigung zu erzeugen, die die Festigkeit und Härte des Ferrits erhöht. Wenn der Cr-Gehalt jedoch zu hoch ist, verbindet sich Cr mit Kohlenstoff im Stahl und bildet leicht große Karbide, was die Kontaktermüdungslebensdauer des Stahls verringert. Basierend auf der obigen Analyse wird in der vorliegenden Erfindung der Bereich des Cr-Gehalts auf 0,80-1,20 % festgelegt.
  • (5) Bestimmung des Al-Gehalts
  • AI ist im Schmelzprozess ein Desoxidationsmittel. Zusätzlich zu dem Effekt, dass AI den gelösten Sauerstoff in geschmolzenem Stahl reduzieren kann, bilden AI und N dispergierte feine Aluminiumnitrid-Einschlüsse, die die Körner verfeinern können. Wenn der Al-Gehalt jedoch 0,05 % übersteigt, nimmt die Fließfähigkeit der Stahlschmelze erheblich ab, was die Schwierigkeit beim Gießen erhöht. In der vorliegenden Erfindung wird der Bereich des Al-Gehalts auf ≤ 0,05 % festgelegt.
  • (6) Bestimmung des Ni-Gehalts
  • Ni kommt in Stahl in Form einer festen Lösung vor. Im Zusammensetzungssystem der vorliegenden Erfindung kann Ni die Stapelfehlerenergie reduzieren und die Schlagzähigkeit des Stahls bei niedriger Temperatur deutlich verbessern. Ein zu hoher Ni-Gehalt führt jedoch zu einem zu hohen Gehalt an Restaustenit im Stahl, verringert die Festigkeit und erhöht die Kosten. In der vorliegenden Erfindung wird der Bereich des Ni-Gehalts auf 0,10-0,60 % festgelegt.
  • (7) Bestimmung des Cu-Gehalts
  • Das Cu-Element kann beim Anlassen feine Ausscheidungen bilden, um die Festigkeit von Stahl zu verbessern, und Cu trägt auch dazu bei, die Korrosionsbeständigkeit von Stahl in extremen Umgebungen zu verbessern. Ein zu hoher Cu-Gehalt kann jedoch leicht zur Schwächung der Korngrenzen führen und damit zur Rissbildung führen. Der Bereich des Cu-Gehalts wird in der vorliegenden Erfindung auf 0,30-0,80 % festgelegt.
  • (8) Bestimmung des Mo-Gehalts
  • Mo kann die Körner von Stahl verfeinern, die Härtbarkeit und thermische Festigkeit verbessern, und eine ausreichende Festigkeit und Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen aufrechterhalten. Gleichzeitig kann Mo die durch Anlassen verursachte Sprödigkeit von legiertem Stahl hemmen. Aber Molybdänlegierungen sind teure Legierungen.
  • Um die Kosten zu kontrollieren und den erwarteten Effekt zu erzielen, wird in der vorliegenden Erfindung der Bereich des Mo-Gehalts auf 0,10 bis 0,40 % festgelegt.
  • (9) Bestimmung des Ca-Gehalts
  • Der Ca-Gehalt erhöht die Anzahl und Größe der Punktoxide im Stahl. Aufgrund der hohen Härte und der geringen Plastizität der Punktoxide verformen sie sich bei der Verformung des Stahls nicht,dadurch bilden sich an der Grenzfläche leicht Hohlräume, die die Leistung des Stahls beeinträchtigen. Gleichzeitig sollte die Kontrolle der Schmelzkosten berücksichtigt werden. Der Bereich des Ca-Gehalts wird in der vorliegenden Erfindung auf ≤ 0,001 % festgelegt.
  • (10) Bestimmung des Ti-Gehalts
  • Die schädliche Wirkung von Ti auf Stahl besteht darin, dass es in Form von Titannitrid- oder Titancarbonitrid-Einschlüssen im Stahl verbleibt. Diese Art von Einschlüssen ist hart und eckig, was die Ermüdungslebensdauer des Materials erheblich beeinträchtigt. Insbesondere wenn die Reinheit erheblich verbessert wird und die Anzahl anderer Oxideinschlüsse gering ist, treten die Gefahren durch titanhaltige Einschlüsse besonders hervor. Gleichzeitig sollte die Kontrolle der Schmelzkosten berücksichtigt werden. In der vorliegenden Erfindung wird der Bereich des Ti-Gehalts auf ≤ 0,003 % festgelegt.
  • (11) Bestimmung des O-Gehalts
  • Der Sauerstoffgehalt stellt die Gesamtmenge an Oxideinschlüssen dar. Oxidische spröde Einschlüsse begrenzen die Lebensdauer des Endprodukts. Eine Vielzahl von Tests hat gezeigt, dass die Reduzierung des Sauerstoffgehalts einen wesentlichen Beitrag zur Verbesserung der Stahlreinheit leistet,insbesondere zur Reduzierung des Gehalts an oxidischen, spröden Einschlüssen im Stahl leistet.Gleichzeitig sollte die Kontrolle der Schmelzkosten berücksichtigt werden. In der vorliegenden Erfindung wird der Bereich des Sauerstoffgehalts auf ≤ 0,0010 % festgelegt.
  • (12) Bestimmung des P-Gehalts und des S-Gehalts
  • P in Stahl führt während der Erstarrung stark zur Entmischung. P löst sich in Ferrit auf, um die Körner zu verzerren und zu vergröbern und die Kaltsprödigkeit zu erhöhen. Gleichzeitig sollte die Kontrolle der Schmelzkosten berücksichtigt werden. In der vorliegenden Erfindung wird der Bereich des P-Gehalts auf ≤ 0,025 % festgelegt. S führt zu Heißsprödigkeit des Stahls, verringert die Duktilität und Zähigkeit des Stahls. Gleichzeitig sollte die Kontrolle der Schmelzkosten berücksichtigt werden. In der vorliegenden Erfindung wird der Bereich des S-Gehalts auf ≤ 0,025 % festgelegt.
  • (13) Bestimmung des As-Gehalts, des Sn-Gehalts, des Sb-Gehalts und des Pb-Gehalts
  • As, Sn, Sb, Pb und andere Spurenelemente sind allesamt Nichteisenmetalle mit niedrigem Schmelzpunkt. Ihr Vorkommen im Stahl führt zu weichen Stellen auf der Oberfläche der Teile und ungleichmäßiger Härte, sodass sie als schädliche Elemente im Stahl gelten. Gleichzeitig sollte die Kontrolle der Schmelzkosten berücksichtigt werden. In der vorliegenden Erfindung werden die Gehalte dieser Elemente auf As ≤ 0,04 %, Sn ≤ 0,03 %, Sb ≤ 0,005 % und Pb ≤ 0,002 % festgelegt.
  • Der Prozess zur Herstellung des oben genannten Stahls für Kugelumlaufspindeln ist: Elektroofen oder Konverter - externe Raffination - Vakuumentgasung - Stranggießen - kontinuierliches Walzen - Scheren oder Sägen - Stapelkühlung - Sphäroidisierendes Glühen - Endbearbeitung - Lagerung.
  • Der Hauptproduktionsprozess weist die folgenden Merkmale auf.
    1. 1. Hochwertige Eisenschmelze, Stahlschrott sowie Roh- und Hilfsstoffe werden verwendet, um den Gehalt schädlicher Elemente in der Stahlschmelze zu reduzieren. Die Desoxidation im Raffinierungsprozess wird verstärkt, um die Menge an Restaluminium im Stahl sicherzustellen. Unter Ausnutzung der guten dynamischen Bedingungen in der Stahlschmelze werden die konzentrierte Vordesoxidation und die Vakuumentgasungsbehandlung durchgeführt, um die nichtmetallischen Einschlüsse vollständig aufzuschwemmen. Der Gehalt an Gaselementen in der Stahlschmelze wird gesteuert. Nach der Vakuumentgasung wird kontinuierlich sanft Argon eingeblasen, um die Einschlüsse in der Stahlschmelze weiter aufzuschwemmen. Der Stranggussprozess sollte geschützt werden, um die Oxidation der Stahlschmelze zu verhindern.
    2. 2. Der Stranggussprozess wird mit elektromagnetischem Rühren und sanfte Reduktion kombiniert, und ein Gießen mit geringer Überhitzung wird verwendet, um die Entmischung der Stranggussknüppel effektiv zu reduzieren. Insbesondere nach dem Hinzufügen fortschrittlicher Geräte wie elektromagnetischem Rühren am Ende der Erstarrung und sanfter Reduktion wurde die Dichte der Erstarrungsstruktur des Knüppels verbessert, die Porosität und der Schrumpfhohlraum in der Mitte des Knüppels werden effektiv kontrolliert, und der Abstand zwischen den sekundären Dendritenarmen wurde erheblich verbessert, und die zentrale gleichachsige Kornrate wird deutlich erhöht und die Körner werden verfeinert, wodurch die Qualität des Knüppels deutlich verbessert und die Entmischung verringert wird.
    3. 3. Um das Produkt der vorliegenden Erfindung zu erhalten, werden die Schmelzrohstoffe geschmolzen, raffiniert und vakuumentgast, um geschmolzenen Stahl mit der Zielzusammensetzung zu erhalten, und dann wird die Stahlschmelze durch Stranggusstechnik zum Stranggussknüppel mit Spezifikationen von 390 mm × 510 mm gegossen. De Stranggussknüppel wird in der Grube langsam abgekühlt, um Risse zu vermeiden. Die Zeit der langsamen Abkühlung beträgt mindestens 48 Stunden.
    4. 4. Der Stranggussknüppel wird zum Erhitzen in einen Heizofen mit neutraler oder schwach oxidierender Atmosphäre geschickt, die Heiztemperatur beträgt 1000-1250 °C und die Heizzeit beträgt mehr als 5 Stunden. Dann wird zu einem Zwischenknüppel von 200 mm × 200 mm ~ 300 mm × 300 mm gewalzt, der Walztemperaturbereich liegt zwischen 1000 °C und 1200 °C, die Endwalztemperatur beträgt ≥ 800 °C und das Walzreduktionsverhältnis ist größer als 5. Der Zwischenknüppel wird in der Grube langsam abgekühlt, die Temperatur beim Eintritt in die Grube beträgt ≥ 500 °C, und die Zeit der langsamen Abkühlung beträgt nicht weniger als 48 Stunden.
  • Der Zwischenknüppel wird dann erneut erhitzt und weitergewalzt. Der Zwischenknüppel wird auf die Zielspezifikation gewalzt. Der spezifische Heizprozess ist wie folgt: Die Temperatur des Vorheizabschnitts beträgt 650-900 °C, die Temperatur des Heizabschnitts beträgt 1000-1250 °C und die Temperatur des Einweichabschnitts beträgt 1000-1250 °C. Um eine vollständige und gleichmäßige Erwärmung des Rohlings zu gewährleisten, sollte die Gesamterwärmungszeit mehr als 2 Stunden betragen. Beim Walzen beträgt die Anfangswalztemperatur 1000-1200 °C und die Endwalztemperatur ≥ 800 °C. Nachdem das Walzen abgeschlossen ist, wird das Produkt gestapelt und abgekühlt.
  • Um die Stabilität der Maßgenauigkeit des Stahls bei der Herstellung der Kugelumlaufspindel sicherzustellen, muss der oben genannte Stahl sphäroidisiert und geglüht werden. Verwendet werden die folgenden Verfahren zum sphäroidisierenden Glühen:
    • (1) Der Stahl wird 7 Stunden lang bei einer Temperatur von 805 ± 10 °C gehalten, um die Mikrostruktur im Zweiphasenbereich von Ferrit und Austenit zu halten. Zu diesem Zeitpunkt löst sich etwas Zementit im Austenit auf, um sekundären Zementit zu bilden. Die Matrix besteht aus Ferrit und sekundärem Zementit, und die Mikrostruktur enthält Zementitpartikel, die für die anschließende Keimbildung verwendet werden können. Die beiden Strukturen von Ferrit und sekundärem Zementit erreichen ein dynamisches Gleichgewicht und eine Koexistenz.
    • (2) Zur Kühlung wird Wassernebel verwenden. Im Gegensatz zu übereutektoidem Stahl wie Lagerstahl GCr15 gehört das Produkt der vorliegenden Erfindung zu untereutektoidem Stahl, der durch Wassernebel gekühlt werden muss, um die treibende Kraft der Unterkühlung beim Sphäroidisieren zu erhöhen.
    • (3) Zweistufiger isothermer Sphäroidisierungsprozess wird durchgeführt: Die erste Stufe besteht darin, 5 Stunden lang bei einem Temperaturbereich von 745 ± 10 °C warm zu halten, und die zweite Stufe besteht darin, 4,5 Stunden lang bei einem Temperaturbereich von 690 ± 10 °C warm zu halten. Auf diese Weise wird der in Schritt (1) beschriebene Sekundärzementit vollständig in Kugelform ausgefällt. Das zweistufige isotherme Sphäroidisierungsverfahren besteht darin, die Größe der Kugeln und Sphäroidisierungsrate zu steuern, sodass der Durchmesser des sphäroidisierten Zementits auf (0,1 µm-0,5 µm), vorzugsweise (0,3 µm-0,5 µm), gesteuert wird.
  • Wenn die Temperatur der isothermen Sphäroidisierung zu hoch ist, sind die Kugeln zu groß. Wenn die Temperatur der isothermen Sphäroidisierung zu niedrig ist, ist die Sphäroidisierungsrate zu niedrig, was sich auf die Dimensionsstabilität der Kugelumlaufspindel im anschließenden Wärmebehandlungsprozess auswirkt.
  • Das Produkt nach sphäroidisierendem Glühen wird gerichtet und auf Fehler geprüft, um das Endprodukt zu erhalten.
  • Im Vergleich zum Stand der Technik bietet die vorliegende Erfindung folgende Vorteile:
    • (1) Anders als herkömmlicher GCr15-Lagerstahl ist die chemische Zusammensetzung der Erfindung optimiert, sodass die Härtbarkeit, Streckgrenze und Anlasserweichungsbeständigkeit des Stahls deutlich verbessert werden, und der Stahl weniger anfällig für Risse ist.
    • (2) Der kugelförmige Zementit des herkömmlichen GCr15-Lagerstahls ist relativ dick, mit einem Durchmesser von 1 bis 3 µm. Im Vergleich dazu ist der kugelförmige Zementit des Produkts der vorliegenden Erfindung kleiner, mit einem Durchmesser von 0,1 µm bis 0,5 µm, einer Sphäroidisierungsrate von über 95 %, und der Rest der Struktur ist Ferrit. Die Strukturverzerrung ist gering, die Wärmebehandlungsverformung bei der Verarbeitung des Schraubenprodukts ist gering und die Maßgenauigkeit ist hoch, wodurch die Genauigkeitsanforderungen der Kugelumlaufspindel erfüllt werden können.
    • (3) Der herkömmliche GCr15-Lagerstahl weist eine sehr hohe Tieftemperatursprödigkeit auf, mie einer Charpy-Schlagarbeit von AKU2<10J bei -40°C . Im Vergleich dazu weist das Produkt der vorliegenden Erfindung nicht nur eine höhere Streckgrenze (≥ 1380 MPa) und Zugfestigkeit auf (≥ 1500 MPa) und auch eine bessere Tieftemperaturzähigkeit: Charpy-Schlagarbeit bei -40°C AKU2 ≥ 27J.
  • Beschreibung der Zeichnungen
    • 1 ist die Abbildung der Struktur nach dem sphäroidisierenden Glühen im Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung;
    • 2 ist die Abbildung der Struktur nach dem sphäroidisierenden Glühen im Beispiel 2 der vorliegenden Erfindung;
    • 3 ist die Abbildung der Struktur nach dem sphäroidisierenden Glühen im Beispiel 3 der vorliegenden Erfindung;
    • 4 ist ein Prozessdiagramm vom sphäroidisierenden Glühen in einem Beispiel der vorliegenden Erfindung.
  • Detaillierte Ausführungsform
  • Die Erfindung wird nachstehend in Verbindung mit Beispielen und Vergleichsbeispielen ausführlicher beschrieben.
  • Die Beispiele 1-3 geben Beispiele für die chemische Zusammensetzung und das Herstellungsverfahren des Stahls für die Kugelumlaufspindel der vorliegenden Erfindung, und werden mit dem GCr15-Lagerstahl, der üblicherweise auf dem Markt verwendet wird, vergleicht.
  • Die chemische Zusammensetzung (Gew.-%) jedes Beispiels ist in den Tabellen 2 und 3 aufgeführt. Tabelle 2
    Beispiel C Si Mn P S Cr Cu Ni Al
    Erfindung 1 0.58 1.56 1.36 0.015 0.006 1.11 0.18 0.12 0.017
    Erfindung 2 0.59 1.54 1.35 0.015 0.007 1.10 0.18 0.13 0.018
    Erfindung 3 0.58 1.57 1.38 0.015 0.006 1.10 0.20 0.13 0.017
    GCr15 4 0.99 0.25 0.32 0.020 0.015 1.48 0.05 0.05 0.020
    Tabelle 3
    Beispiel Mo As Sn Sb Pb Ca Ti O
    Erfindung 1 0.21 0.0043 0.011 0.0015 0.001 0.0001 0.0011 0.00054
    Erfindung 2 0.21 0.0044 0.011 0.0017 0.001 0.0001 0.0011 0.00057
    Erfindung 3 0.22 0.0046 0.011 0.0016 0.001 0.0001 0.0011 0.00051
    GCr15 4 0.01 0.0051 0.021 0.0023 0.001 0.0001 0.0023 0.00071
  • Die Einschlüsse des Stahls jedes Beispiels sind in Tabelle 4 aufgeführt. Tabelle 4
    B ei sp iel A fine Einsch lüsse A dick Einsc h lüsse B fine Einsch lüsse B dick Einsch lüsse C fine Einsch lüsse C dick Einsch lüsse D fine Einsch lüsse D dick Einsch lüsse Ds Einsch lüsse
    Erfindung 1 0-0.5 0-0.5 0-1.0 0-0.5 0 0 0-0.5 0-0.5 0-0.5
    Erfindung 2 0-0.5 0-0.5 0-0.5 0 0 0 0-1.0 0-0.5 0-0.5
    Erfindung 3 0-0.5 0-0.5 0-0.5 0 0 0 0-1.0 0-0.5 0-0.5
    GCr15 4 0-0.5 0-0.5 0-0.5 0-0.5 0 0 0-1.0 0-1.0 1.0-1.5
  • Die mechanischen Eigenschaften jedes Beispiels (Ölabschreckung bei 880 °C + Wasserkühlung bei 450 °C) sind in Tabelle 5 aufgeführt. Tabelle 5
    Beispiel Streckgrenze Rel (MPa) Zugfestigkeit Rm (MPa) Dehnung A5 (%) Charpy-Schlagarbeit bei -40 °C AKU2 Härte HRC
    Erfindung 1 1431 1576 11.5 38 47.8
    Erfindung 2 1427 1564 11.0 42 47.2
    Erfindung 3 1433 1590 11.0 36 48.2
    GCr15 4 1006 1170 12.0 7 37.8
  • Die Daten zur Endhärtbarkeit des Stahls jedes Beispiels sind in Tabelle 6 aufgeführt. Tabelle 6
    Beispiel J9 mm (HRC)
    Erfindung 1 59.48
    Erfindung 2 59.65
    Erfindung 3 59.91
    GCr15 4 43.33
  • Die Mikrostruktur des Stahl jedes Beispiels ist in 1 bis 3 dargestellt. Anders als beim herkömmlichen GCr15-Lagerstahl mit grobem kugelförmigem Zementit liegt der Zementit des Stahls der vorliegenden Erfindung im Lieferzustand in einem gleichmäßigen und feineren (im Allgemeinen 0,1-0,5 µm) sphäroidisierten Zustand vor, mit einer Sphäroidisierungsrate von über 95 % vor, und der Rest der Struktur ist Ferrit. Die Strukturverzerrung ist gering, die Wärmebehandlungsverformung bei der Verarbeitung des Schraubenprodukts ist gering und die Maßgenauigkeit ist hoch, wodurch die Genauigkeitsanforderungen der Kugelumlaufspindel erfüllt werden können.
  • Der Prozess zur Herstellung des Stahls für Kugelumlaufspindeln in jedem Beispiel ist: Elektroofen oder Konverter - externe Raffination - Vakuumentgasung - Stranggießen - Formung des Stranggussknüppels zum Zwischenknüppel - Erhitzen und Walzen des Zwischenknüppels - sphäroidisierendes Glühen - Endbearbeitung - Lagerung.
  • Beim spezifischen Schmelzen werden hochwertige Eisenschmelzen, Stahlschrott sowie Roh- und Hilfsstoffe sowie hochwertige Desoxidationsmittel und feuerfeste Materialien ausgewählt. Im Elektroofen-/Konverter-Herstellungsprozess wird der C-Gehalt am Endpunkt des Abstichs in den drei Beispielen auf 0,05-0,25 % gesteuert, der P-Gehalt am Endpunkt muss ≤ 0,025 % sein und die Überhitzung beim Stranggießen wird auf 15-35 °C gesteuert.
  • Das Verfahren von Formung und Walzen des Stranggussknüppels jedes Beispiel ist in der folgenden Tabelle 7 dargestellt. Tabelle 7
    Beispiel Heizprozess Walzprozess Kühlprozess
    Heiztempe ratur (°C) Heizzeit (h) Anfangs walztem peratur (°C) Endwalzte mperatur (°C) Temperatur beim Eintritt in die Grube (°C) Zeit der langsamen Abkühlung in der Grube (h)
    1 1151 3h30min 1107 976 530 60
    2 1153 3h30min 1111 975 536 60
    3 1152 3h28min 1112 966 526 60
  • Der Zwischenknüppel wird zum Heizofen geschickt und zu der gewünschten Rundstange gewalzt. Der spezifische Walzprozess ist: Die Temperatur im Vorheizabschnitts wird auf 650-900 °C gesteuert, die Temperatur im Heizabschnitt wird auf 1000-1250 °C gesteuert, und die Temperatur im Einweichabschnitt wird auf 1100-1200 °C gesteuert. Um eine vollständige und gleichmäßige Erwärmung des Rohlings zu gewährleisten, sollte die Gesamterhitzungszeit mehr als 2 Stunden betragen. Beim Walzen beträgt die Anfangswalztemperatur 900-1100 °C und die Endwalztemperatur ≥ 800 °C. Nachdem das Walzen abgeschlossen ist, wird das Produkt langsam abgekühlt, damit sind die AIN-Partikeln im Stahl fein, gleichmäßig und vollständig getrennt. Dies verfeinert die Körner und verhindert Mischkörner im Stahl. Nachdem das Walzen abgeschlossen ist, wird das Produkt gestapelt und abgekühlt. Der gewalzte fertige Stab wird einer Handlung vom sphäroidisierenden Glühen unterzogen. Der Prozess ist im Diagramm von dreistufigen Sphäroidisierungsprozess dargestellt. Nach dem sphäroidisierenden Glühen werden die Stabprodukte einer Fehlerprüfung unterzogen und schließlich eingelagert.
  • Aus den Tabellen 2, 3, 4, 5 und 6 ist ersichtlich, dass der Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln in den obigen Beispielen der vorliegenden Erfindung im Vergleich zum herkömmlichen GCr15-Lagerstahl offensichtlich besses Kontrollieren gegenüber schädlichen Elementen wie Sauerstoff bzw. Titan und gegenüber nichtmetallischen Einschlüssen hat. Insbesondere im Hinblick auf die mechanischen Eigenschaften, nach dem gleichen Abschreck- und Anlassprozess, sind die Streckgrenze, die Zugfestigkeit, die Schlagfestigkeit bei niedrigen Temperaturen und die Erweichungsbeständigkeit der vorliegenden Erfindung offensichtlich besser als beim herkömmlichen GCr15-Lagerstahl. Die Streckgrenze wird um fast 400 MPa erhöht, die Zugfestigkeit wird um 300 MPa erhöht, die Schlagfestigkeit bei niedrigen Temperaturen wird um fast 30 J erhöht und die Härte wird um fast 10 HRC erhöht. Auch die Härtbarkeit ist deutlich besser als bei herkömmlichem GCr15-Lagerstahl.
  • Obwohl oben die bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung ausführlich beschrieben wurden, sollte es klar sein, dass dem Fachmann verschiedene Modifikationen und Variationen bei der vorliegenden Erfindung möglich sind. Alle Änderungen, äquivalenten Ersetzungen, Verbesserungen usw., die im Rahmen des Geistes und Prinzips der vorliegenden Erfindung vorgenommen werden, fallen in den Schutzumfang der vorliegenden Erfindung.

Claims (8)

  1. Sphäroidisierter, geglühter Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln, dadurch gekennzeichnet, dass die chemische Zusammensetzung des Stahls in Massenprozenten ist: C: 0,40 bis 0,70 %, Si: 1,20 bis 1,80 %, Mn: 1,00 bis 1,60 %, Cr: 0,80 bis 1,20 %, S: ≤ 0,025 %, P ≤ 0,025 %, Ni: 0,10 bis 0,60 %, Cu: 0,30 bis 1,20 % 0,80 %, Mo: 0,10-0,40 %, Al≤0,05 %, Ca≤0,0010 %, Ti≤0,003 %, O≤0,0010 %, As≤0,04 %, Sn ≤ 0,03 %, Sb≤0,005 %, Pb≤0,002 %, der Rest ist Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen.
  2. Sphäroidisierter, geglühter Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl nach Abschrecken und Anlassen eine Streckgrenze von ≥ 1380 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 1500 MPa, eine Dehnung von ≥ 9 %, eine Charpy-Schlagarbeit bei -40 °C AKU2 ≥ 27 J hat; wenn eine Endhärtbarkeit durch die Methode JIS G 0561 getestet wird, J9-mm-Härte ≥ 58 H RC.
  3. Sphäroidisierter, geglühter Stahl für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass in der Mikrostruktur des Stahls der Zementit in einem sphäroidisierten Zustand vorliegt, mit einem Durchmesser von 0,1-0,5 µm, vorzugsweise 0,3-0,5 µm, die Sphäroidisierungsrate über 95 % liegt, und der Rest der Struktur Ferrit ist.
  4. Verfahren zur Herstellung des sphäroidisierten, geglühten Stahls für tieftemperaturbeständige hochfeste Kugelumlaufspindeln nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Verfahren umfasst: Schritt 1: die Schmelzrohstoffe werden in einem Elektroofen oder einem Konverter geschmolzen, raffiniert und vakuumentgast, um Stahlschmelze zu erhalten; anschließend wird die Stahlschmelze kontinuierlich gegossen, um einen Stranggussknüppel zu erhalten, wobei der Stranggussknüppel eine Größe von 390 x 510 mm oder mehr hat und der chemischen Zusammensetzung des fertigen Stahlprodukts entspricht; Schritt 2: der Stranggussknüppel wird in der Grube langsam abgekühlt, die Zeit der langsamen Abkühlung beträgt mindestens 48 Stunden, anschließend wird der Stranggussknü ppel zum Erhitzen in einen Heizofen mit neutraler oder schwach oxidierender Atmosphäre geschickt, und zu einem Zwischenknüppel von 200 mm × 200 mm bis 300 mm × 300 mm gewalzt; Schritt 3: der Zwischenknüppel wird dann erneut erhitzt und auf die Zielgröße gewalzt; Schritt 4: sphäroidisierendes Glühen des gewalzten Produkts; Schritt 5: das Produkt nach dem sphäroidisierenden Glühen wird gerichtet und auf Fehler geprüft, um das qualifizierte Endprodukt zu erhalten.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das im Schritt 1, hochwertige Eisenschmelzen, Stahlschrott sowie Roh- und Hilfsstoffe sowie hochwertige Desoxidationsmittel und feuerfeste Materialien ausgewählt werden; im primären Schmelzprozess mit Elektroofen oder Konverter wird der C-Gehalt am Ende des Schmelzens auf 0,05-0,25 % eingestellt und der P-Gehalt am Ende des Schmelzens auf ≤ 0,025 %; beim Stranggussverfahren werden während des Erstarrungsprozesses elektromagnetisches Rühren und sanfte Reduktion auf den Gussstrahl verwendet, und der Überhitzungsgrad beim Stranggießen beträgt 15-35 °C.
  6. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das im Schritt 2, die Heiztemperatur 1000-1250 °C beträgt und die Heizzeit mehr als 5 Stunden beträgt; beim Walzen beträgt die Anfangswalztemperatur 1000-1200 °C und die Endwalztemperatur ≥ 800 °C, und das Walzreduktionsverhältnis ist größer als 5; der durch Walzen erhaltene Zwischenknüppel wird in der Grube langsam abgekühlt, die Temperatur des Zwischenknü ppels beim Eintritt in die Grube beträgt ≥ 500 °C, und die Zeit der langsamen Abkühlung beträgt ≥ 48 Stunden.
  7. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das im Schritt 3, die Erhitzung des Zwischenknüppels wie folgt ist: die Temperatur im Vorheizabschnitts wird auf 650-900 °C gesteuert, die Temperatur im Heizabschnitt wird auf 1000-1250 °C gesteuert, und die Temperatur im Einweichabschnitt wird auf 1100-1200 °C gesteuert; die Gesamterhitzungszeit mehr als 2 Stunden beträgt; beim Walzen des Zwischenknüppels beträgt die Anfangswalztemperatur 1000-1200 °C und die Endwalztemperatur ≥ 800 °C; nachdem das Walzen abgeschlossen ist, wird das Produkt gestapelt und abgekühlt.
  8. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das im Schritt 4, das Verfahren vom sphäroidisierenden Glühen wie folgt ist: das Produkt wird 7 Stunden lang bei einer Temperatur von 805 ± 10 °C gehalten, anschließend wird das Produkt mittels Wassernebelkühlung auf 745 °C ± 10 °C abgekühlt und mehr als 5 Stunden bei dieser Temperatur gehalten; anschließend wird das Produkt im Ofen auf 690 ± 10 °C abgekühlt und mehr als 4,5 Stunden bei dieser Temperatur gehalten; abschließend wird das Produkt im Ofen auf 500 ± 10 °C abgekühlt und dann aus dem Ofen freigegeben.
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