DE19710333A1 - Rolling steel with a delayed recrystallization of austenite - Google Patents
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Abstract
Description
Die Erfindung betrifft einen hochlegierten Wälzlagerstahl mit einer bei dem Wälzlagerstahl 100Cr6 oder 100CrMn6 üblichen Zusammensetzung, mit einer verzögert einsetzenden Rekristallisation des Austenits. Die Erfindung betrifft weiterhin die Herstellung von Halbzeugen aus dem erfindungsgemäßen Stahl, insbesondere das thermomechanische Umformen.The invention relates to a high-alloy roller bearing steel one common for the bearing steel 100Cr6 or 100CrMn6 Composition, with a delayed onset Austenite recrystallization. The invention relates continue to manufacture semi-finished products from the steel according to the invention, in particular the thermomechanical Reshaping.
100Cr6 gilt als klassischer Wälzlagerstahl und mit seinen Legierungsbestandteilen als weitestgehend entwickelt. Als nachteilige Eigenschaft wird ihm zugeschrieben, daß infolge des vergleichsweise hohen Kohlenstoff- und Chromgehaltes Kohlenstoffseigerungen auftreten können, die seine Eigenschaften negativ beeinflussen.100Cr6 is considered classic roller bearing steel and with its Alloy components developed as far as possible. As disadvantageous property is attributed to him that due to the comparatively high carbon and chromium content Carbon segregation can occur affecting its properties influence negatively.
In der EP 0 143 905 A1 wird deshalb die Verwendung eines Stahls für hoher Flächenpressung ausgesetzte Gegenstände wie Wälzlager beansprucht, der folgende Analyse aufweist: 0,7-0,85% C, 0,55-1,0% Si, 0,55-0,9% Mn, 0,2-0,55% Cr, 0,04-0,15% V, Rest Eisen einschließlich der üblichen Begleitelemente. Dieser Stahl soll bei einem niedrigen Chrom- und Kohlenstoffgehalt ähnliche Eigenschaften aufweisen, wie der klassische Wälzlagerstahl 100Cr6. Erreicht wurde dies durch die Veränderung des Silzium- und Mangangehaltes und durch die Zugabe von Vanadin.EP 0 143 905 A1 therefore describes the use of a steel objects exposed to high surface pressure such as roller bearings claimed, which has the following analysis: 0.7-0.85% C, 0.55-1.0% Si, 0.55-0.9% Mn, 0.2-0.55% Cr, 0.04-0.15% V, Remainder iron including the usual accompanying elements. This Steel is said to have a low chromium and carbon content have similar properties to the classic Rolling steel 100Cr6. This was achieved through the change of the silicon and manganese content and by adding Vanadium.
Aus der DE 35 07 785 A1 ist ebenfalls ein hochwertiger Lagerstahl mit einer hervorragenden Dauerfestigkeit bekannt, dessen Zusammensetzung von 100Cr6 abweicht. Neben einer Reihe die Festigkeit und die Zähigkeit durch Bildung von Carbonitrid verbessern. In dem Stahl ist V und/oder Nb in Mengen von jeweils 0,05 Gew.-% oder mehr enthalten.From DE 35 07 785 A1 is also a high quality Known bearing steel with excellent fatigue strength whose composition differs from 100Cr6. Next to a row the strength and toughness through the formation of carbonitride improve. In the steel, V and / or Nb is in amounts of each Contain 0.05% by weight or more.
Aus der Druckschrift Sage, A.M.: "Developments in control rolling of vanadium-bearing steels", S. 119-127 ist weiterhin bekannt, zur Verzögerung bzw. Behinderung der Rekristallisation des Austenits beim thermomechanischen Walzen mikrolegierter schweißbarer Baustähle mit Kohlenstoffgehalten < 0,20% die Mikrolegierungselemente Niob und Vanadin einzeln oder in Kombination einzusetzen. Diese Elemente dienen in Form von Carbid-, Nitrid- bzw. Carbonitridausscheidungen zur Verzögerung der Rekristallisation, zur Behinderung des Kornwachstums im Austenit sowie zur Ausscheidungshärtung des ferritisch perlitischen Endgefüges. Um dies zu erreichen, sind Vorwärmtemperaturen von 1200-1250°C erforderlich, damit die Mikrolegierungselemente in Lösung gehen und für Ausscheidungsvorgänge zur Verfügung stehen.From the publication Sage, A.M .: "Developments in control rolling of vanadium-bearing steels ", pp. 119-127 continues known to delay or hinder recrystallization of austenite in thermo-mechanical rolling micro-alloyed weldable structural steels with carbon contents <0.20% Micro alloy elements niobium and vanadium individually or in Use combination. These elements serve in the form of Carbide, nitride or carbonitride deposits for delay recrystallization, to hinder grain growth in the Austenite and for precipitation hardening of ferritic pearlitic final structure. To achieve this are Preheating temperatures of 1200-1250 ° C required so that the Microalloying elements go in solution and for Elimination processes are available.
Die in der Druckschrift besprochenen Erfahrungen zeigen, daß Vanadincarbonitrid-Ausscheidungen oberhalb 800°C nur effektiv sind, wenn ein Stickstoffgehalt von 180 ppm vorliegt. Bei 0,09% C, 1,35% Mn; 0,09% V und 0,008% N ist die rekristallisations verzögernde Wirkung des Vanadins oberhalb 800°C nicht effektiv. Dagegen hemmen Niobcarbonitrid-Ausscheidungen die Rekristallisation im Bereich von 850-950°C. Deshalb wird zur Verzögerung der Rekristallisation bei mikrolegierten schweißbaren Baustählen vorzugsweise das Mikrolegierungselement Nb verwendet. Vanadin wird zur Festigkeitssteigerung des Ferrit- Perlit-Gefüges durch Ausscheidungshärtung herangezogen, wenn die mittels Nb erreichbare Festigkeitssteigerung allein nicht ausreicht. The experiences discussed in the publication show that Vanadium carbonitride precipitations only effective above 800 ° C if there is a nitrogen content of 180 ppm. At 0.09% C, 1.35% Mn; 0.09% V and 0.008% N is the recrystallization retarding effect of vanadium above 800 ° C not effective. In contrast, niobium carbonitride precipitates inhibit the Recrystallization in the range of 850-950 ° C. Therefore, the Delay in recrystallization in microalloys weldable structural steels preferably the micro-alloy element Nb used. Vanadium is used to increase the strength of the ferrite Perlite structure by precipitation hardening, if the Strength increase that cannot be achieved by means of Nb alone is sufficient.
Es ist bekannt, daß die Schmiede- und Walztemperatur bei 100Cr6 mit 1150 bzw. 1100°C wegen der Gefahr des Aufschmelzens eutektischer Gefügebestandteile nach oben begrenzt wird und daß der Bereich der Endwalztemperatur wegen der Behinderung der Ausbildung von Carbidzeilen und des Carbidnetzwerkes mit 840 bis höchstens 920°C eingegrenzt ist. Insbesondere werden beim Schrägwalzprozeß Walzguttemperaturen von 1080 bis 1100°C angestrebt. Wegen der besonderen Anforderungen an Rohre für Wälzlageringe wird der Stickstoffgehalt auf ≦ 80. . .100ppm begrenzt.It is known that the forging and rolling temperature is at 100Cr6 at 1150 or 1100 ° C due to the risk of melting eutectic structural components is capped and that the range of the finish rolling temperature due to the hindrance of the Formation of carbide lines and the carbide network with 840 bis is limited to a maximum of 920 ° C. In particular, at Cross-rolling process Roll material temperatures from 1080 to 1100 ° C sought. Because of the special requirements for pipes for Rolling rings, the nitrogen content is auf 80.. .100ppm limited.
Ferner ist von den mikrolegierten schweißbaren Baustählen bekannt, daß sich die Auflösungstemperatur für NbC mit steigendem C-Gehalt erhöht, so daß bei Temperaturen ≦ 1200°C und 1,0% C gemäß Löslichkeitsdiagramm für Nb keine Auflösung der Niobcarbonitride mehr ergeben würde und die Auflösungstemperatur bei erfahrungsgemäßen Gehalten von 0,02-0,03% Nb so stark ansteigen, daß Materialverbrennungen auftreten.Furthermore, of the micro-alloyed weldable structural steels known that the dissolution temperature for NbC with increasing C content increased so that at temperatures ≦ 1200 ° C and 1.0% C according to the solubility diagram for Nb no resolution of the Niobium carbonitrides would give more and the dissolution temperature with experience levels of 0.02-0.03% Nb so strong increase that material burns occur.
Die Aufgabe der Erfindung besteht nun darin, bei hochlegiertem Wälzlagerstahl, insbesondere bei 100Cr6, eine verzögert einsetzende Rekristallisation bei der thermomechanischen Umformung zu erreichen, um dadurch im Zweiphasengebiet Austenit/Zementit eine so hohe Versetzungsdichte zu erzeugen, die es ermöglicht, bei der Abkühlung aus dem Austenitgebiet anstelle des perlitischen Gefüges ein Gefüge mit kugelig eingeformten Zementitteilchen zu erhalten. Die Aufgabe betrifft damit vorrangig die Verbesserung der Verarbeitungseigenschaften der Halbzeuge aus hochlegiertem Wälzlagerstahl. Die Eigenschaften des Endprodukts sollen nicht negativ beeinflußt werden. The object of the invention is now in high-alloy Rolling steel, especially at 100Cr6, one delayed onset of recrystallization in thermomechanical To achieve reshaping, thereby in the two-phase area Austenite / cementite to produce such a high dislocation density which makes it possible to cool down from the austenite area instead of the pearlitic structure, a structure with spherical to get molded cementite particles. The task concerns primarily the improvement of processing properties the semi-finished products made of high-alloy roller bearing steel. The Properties of the end product should not be adversely affected will.
Erfindungsgemäß wird die Aufgabe durch einen Wälzlagerstahl mit den im Anspruch 1 genannten Merkmalen gelöst. Die Herstellung von Halbzeugen aus dem erfindungsgemäßen Stahl ist Gegenstand von Anspruch 2 und den Unteransprüchen.According to the invention, the task is performed using a roller bearing steel solved the features mentioned in claim 1. The production semi-finished products from the steel according to the invention is the subject of claim 2 and the subclaims.
Die von den mikrolegierten schweißbaren Baustählen mit C-Gehalten von 0,08-0,12% bekannte Wirkung des Nb zur Verzögerung der Rekristallisation des Austenits bei thermomechanischer Umformung wird durch Auflösungstemperaturen von 1200-1250°C erreicht. Diese Temperaturen sind bei 100Cr6 unmöglich. Damit scheidet Nb zur Verzögerung der Austenitrekristallisation bei 100Cr6 zur Lösung der Aufgabe in naheliegender Betrachtung aus. Ebenso Vanadin, dessen rekristallisationsverzögernde Wirkung bei Temperaturen < 800°C nicht effektiv ist. Im übrigen geht die Fachwelt bei 100Cr6 ohnehin davon aus, daß dessen Legierungsbestandteile weitestgehend optimiert sind, und durch Zulegierung weiterer Bestandteile keine wesentlichen Verbesserungen der Eigenschaften mehr erreicht werden können.The micro-alloyed weldable structural steels C content of 0.08-0.12% known effect of Nb Delay in recrystallization of austenite thermomechanical transformation is caused by dissolution temperatures reached from 1200-1250 ° C. These temperatures are at 100Cr6 impossible. Nb thus decides to delay the Austenite recrystallization at 100Cr6 to solve the problem in obvious consideration. Likewise Vanadin, whose recrystallization retarding effect at temperatures <800 ° C is not effective. The rest of the world goes to 100Cr6 anyway assume that its alloy components are largely optimized, and by adding more Components no significant improvements in properties more can be achieved.
Es hat sich nun überraschend gezeigt, das durch die Zugabe von Vanadin und/oder Niob als Legierungsbestandteil in Wälzlagerstählen in einem Bereich von 0,1 bis 1,0 Masse-% bei Vanadin und 0,01 bis 0,08 Masse-% bei Niob die Rekristallisation des Austenits in einen höheren Temperaturbereich verschoben wird. Diese vorteilhafte Wirkung kann verfahrenstechnisch ausgenutzt werden.It has now surprisingly been shown that the addition of Vanadium and / or niobium as an alloy component in Rolling bearing steels in a range from 0.1 to 1.0 mass% Vanadium and 0.01 to 0.08 mass% for niobium recrystallization austenite shifted to a higher temperature range becomes. This advantageous effect can be procedural be exploited.
Durch die Erhöhung des Vanadin- und/oder Niob-Gehaltes wird erreicht, daß bei konstantem Kohlenstoffgehalt auch bei etwas höheren Umformtemperaturen eine Verzögerung der Austenitre kristallisation eintritt. Dadurch wird der zur thermomechanischen Umformung erforderliche Kraft- und Arbeitsaufwand verringert.By increasing the vanadium and / or niobium content achieved that with a constant carbon content even with something higher forming temperatures delay the austenite crystallization occurs. This turns the thermomechanical forming required force and Reduced workload.
Die Umformtemperaturen des erfindungsgemäßen Wälzlagerstahls können beim thermomechanischen Umformen in einem Bereich von oberhalb der A1-Temperatur bis 950°C liegen, ohne das eine Rekristallisation des Austenits beginnt.The forming temperatures of the rolling bearing steel according to the invention can range from above the A 1 temperature to 950 ° C. during thermomechanical forming without the austenite recrystallizing.
Anhand der nachstehenden Ausführungsbeispiele wird die Erfindung noch näher erläutert. Die Bilder 1a bis c zeigen ehemalige Austenitgefüge des Wälzlagerstahls 100Cr6 mit angeätzten ehemaligen Austenitkorngrenzen. In der Reihenfolge von Bild 1a über Bild 1b bis Bild 1c nimmt der Anteil an rekristallisierten ehemaligen Austenitkörnern ab, bzw. der Anteil der in Walzrichtung gestreckten, nichtrekristallisierten ehemaligen Austenitkörner steigt an. Bild 1a bezieht sich auf den konventionellen Wälzlagerstahl 100Cr6, Bild 1b bezieht sich auf den erfindungsgemäß mit Vanadin mikrolegierten Wälzlagerstahl 100Cr6 und Bild 1c bezieht sich auf den erfindungsgemäß mit Vanadin und Niob mikrolegierten Wälzlagerstahl 100Cr6.The invention is explained in more detail with reference to the exemplary embodiments below. The images 1a-c show former austenite of bearing steel 100Cr6 with etched former austenite grain boundaries. The proportion of recrystallized former austenite grains decreases or the proportion of unrecrystallized former austenite grains stretched in the rolling direction increases in the sequence from Fig. 1a to Fig. 1b to Fig. 1c. Figure 1a relates to the conventional bearing steel 100Cr6, Figure 1b relates to the bearing steel 100Cr6 microalloyed according to the invention with vanadium and Figure 1c relates to the bearing steel 100Cr6 microalloyed according to the invention with vanadium and niobium.
In allen drei Fällen wurde je ein Gußblock mit 8,5 kg aus dem Wälzlagerstahl 100Cr6 erschmolzen. In einem Fall wurden dem Gußblock 0,5 Masse-% Vanadin und in dem anderen Fall 0,5 Masse- % Vanadin kombiniert mit 0,08 Masse-% Niob zulegiert. Nach Vorwärmen bei einer Temperatur von 1150°C erfolgte im Temperaturbereich von 1100 bis 1000°C eine Verarbeitung der Gußblöcke durch Schmieden zu Halbzeug mit einem Querschnitt von 20 mm×60 mm. Daran schloß sich ein Vorwärmen des Halbzeugs bei einer Temperatur von 1150°C mit einer Haltedauer von 20 min und ein Warmwalzen auf der Flachbahn an. Das Halbzeug aus dem konventionellen Wälzlagerstahl 100Cr6 sowie das Halbzeug aus dem mit Vanadin mikrolegierten Wälzlagerstahl 100Cr6 wurden jeweils mit einem Vergleichsumformgrad von ϕv = 0,26 bei einer Walztemperatur von 850°C in einem Stich gewalzt, anschließend bei der Umformtemperatur von 850°C in einem Ofen 5 min gehalten und danach in Wasser abgeschreckt. Überraschend ist nun, daß trotz der bekanntermaßen langsamen Rekristallisation des konventionellen Wälzlagerstahls 100Cr6 durch den geringen Vanadinzusatz eine weitere Verzögerung der Austenitrekristallisation eingetreten ist (Bild 1b). Auf Grund der langsamen Austenitrekristallisation bei 850°C war eine Haltezeit von 5 min beim konventionellen Wälzlagerstahl erforderlich, um einen hohen Anteil an rekristallisierten ehemaligen Austenit zu erhalten (Bild 1a). Demgegenüber zeigtIn each of the three cases, a cast block weighing 8.5 kg was melted from the 100Cr6 bearing steel. In one case 0.5 wt% vanadium was added to the ingot and in the other case 0.5 wt% vanadium combined with 0.08 wt% niobium. After preheating at a temperature of 1150 ° C in the temperature range from 1100 to 1000 ° C, the ingots were processed by forging into semifinished products with a cross section of 20 mm × 60 mm. This was followed by preheating the semi-finished product at a temperature of 1150 ° C with a holding time of 20 min and hot rolling on the flat web. The semifinished product from the conventional rolling bearing steel 100Cr6 and the semifinished product from the vanadium micro-alloyed rolling bearing steel 100Cr6 were each rolled in one pass with a comparative degree of forming of ϕ v = 0.26 at a rolling temperature of 850 ° C, then at the forming temperature of 850 ° C in held in an oven for 5 minutes and then quenched in water. It is surprising that despite the known slow recrystallization of the conventional rolling bearing steel 100Cr6 due to the small addition of vanadium, there has been a further delay in the austenite recrystallization ( Fig. 1b). Due to the slow austenite recrystallization at 850 ° C, a holding time of 5 minutes was required with conventional rolling bearing steel in order to obtain a high proportion of recrystallized former austenite ( Fig. 1a). In contrast shows
Bild 1b für die gleichen Umformbedingungen einen geringeren Anteil an ehemaligen rekristallisierten Austenitkörnern. Figure 1b shows a lower proportion of former recrystallized austenite grains for the same forming conditions.
Der mit Vanadin und Niob mikrolegierte Wälzlagerstahl 100Cr6 zeigte nach dem Warmwalzen trotz einer erhöhten Walztemperatur von 900°C und einem erhöhten Vergleichsumformgrad von ϕv = 0,37 nach einer Haltezeit von 5 min bei 900°C und nachfolgendem Abschrecken in Wasser einen überraschend niedrigen rekristallisierten Anteil im ehemaligen Austenitgefüge. Die ehemaligen Austenitkörner sind infolge des Umformvorganges in Walzrichtung gestreckt (Bild 1c). Bekanntlich wird die Austenitrekristallisation mit steigendem Umformgrad und steigender Umformtemperatur beschleunigt. Eine rekristallisationsverzögernde Wirkung des Niobs tritt erfahrungsgemäß nur dann auf, wenn dieses nach dem Vorwärmen im Austenit weitestgehend gelöst ist. Eine Auflösung der Niob-Carbonitride beim Vorwärmen ist aber auf Grund des hohen Kohlenstoffgehaltes des Walzlagerstahls nicht möglich.The 100Cr6 bearing steel micro-alloyed with vanadium and niobium showed a surprisingly low recrystallization after hot rolling despite an increased rolling temperature of 900 ° C and an increased degree of comparison of von v = 0.37 after a holding time of 5 min at 900 ° C and subsequent quenching in water Share in the former austenite structure. The former austenite grains are stretched in the rolling direction as a result of the forming process ( Fig. 1c). As is known, austenite recrystallization is accelerated with increasing degrees of deformation and increasing temperatures. Experience has shown that niobium only has a recrystallization-delaying effect if it is largely dissolved in austenite after preheating. A dissolution of the niobium carbonitride during preheating is not possible due to the high carbon content of the roller bearing steel.
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| OP8 | Request for examination as to paragraph 44 patent law | ||
| 8130 | Withdrawal |