DE19920324B4

DE19920324B4 - Verwendung eines Stahls mit ausgezeichneter Bruchspaltbarkeit und Dauerfestigkeit in Pleuelstangen

Info

Publication number: DE19920324B4
Application number: DE19920324A
Authority: DE
Inventors: Hiromasa Muroran Takada; Masayuki Muroran Shibata; Motohide Toyota Mori; Atsuo Toyota Tanaka
Original assignee: Nippon Steel Corp; Toyota Motor Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp; Toyota Motor Corp
Priority date: 1998-05-01
Filing date: 1999-05-03
Publication date: 2007-06-06
Anticipated expiration: 2019-05-04
Also published as: JP3355132B2; US6143242A; DE19920324A1; JPH11315340A

Abstract

Verwendung eines Stahls mit ausgezeichneter Bruchspaltbarkeit und Dauerfestigkeit in Pleuelstangen für Motoren, wobei der Stahl bezogen auf das Gewicht aufweist: 0,2 bis weniger als 0,35% C, 0,1 bis 1,1% Si, 0,1 bis weniger als 0,3% Mn, 0,01 bis 0,2% P, 0,01 bis 0,2% S, mehr als 0,2 bis 0,5% V, 0,01 bis 0,1% Ti, 0,005 bis 0,02% N, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Stahl im warmgeschmiedeten Zustand eine Ferrit-Perlitstruktur aufweist und im warmgeschmiedeten Zustand verwendet wird.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl, der für warmgeschmiedete geformte Artikel verwendet wird, die eine geringe Verformung während des Brechens zeigen, und die eine ausgezeichnete Dauerfestigkeit aufweisen. Die vorliegende Erfindung betrifft insbesondere die Verwendung eines Stahls in Pleuelstangen, der ohne Abschrecken und Anlassen nach der Formung durch Warmschmieden verwendet werden kann.
Im allgemeinen werden Maschinenbauteile durch Warmschmieden eines Stahlmaterials und ferner Durchführen von Abschrecken und Anlassen bzw. Vergüten und maschinelle. Bearbeitung fertiggestellt. Jedoch ist in den letzten Jahren ein Stahl verbreitet verwendet worden, der nicht anschließend an eine Formung durch Warmschmieden abgeschreckt und angelassen wird, d.h. ein wärmeunbehandelter Stahl zum Warmschmieden (der im folgenden als ein nicht wärmebehandelter Stahl bezeichnet wird), der in einem rohwarmgeschmiedeten Zustand bzw. einem Zustand unmittelbar nach dem Warmschmieden ausgezeichnete mechanische Eigenschaften realisiert. Die Verwendung des nicht wärmebehandelten Stahls führt zu einer Verminderung der Kosten durch Weglassen des wärmebehandlungsschrittes und Überwinden des Problems einer Abschreckbelastung oder -Beanspruchung durch Weglassen des Abschreckens.

Andererseits sind, um eine weitere Kostensenkeung zu erhalten, neue Bearbeitungsverfahren entwickelt worden. Ein typisches Beispiel derselben ist ein Verfahren zum Bearbeiten einer Pleuelstange, die die Explosionskraft eines Motors auf eine Kurbelwelle überträgt. Eine Pleuelstange ist bisher angefertigt worden, indem ihr Deckelabschnitt und Stangenabschnitt integral oder getrennt durch Warmschmieden geformt und durch maschinelle Bearbeitung fertiggestellt wurden. Jedoch ist kürzlich ein Verfahren eingeführt worden, wobei der Stangen- und der Deckelabschnitt durch Schlagdehnung bruchgespalten werden, und die Bruchflächen aneinandergefügt und miteinander verbunden werden, weil das Verbinden des Deckel- und des Stangenabschnitts eine Bearbeitung mit hoher Genauigkeit erfordert oder wegen ähnlicher Schwierigkeiten. Der nicht wärmebehandelte Stahl, der allgemein zum Bruchspalten verwendet wird, ist ein Stahl, der etwa 0,7% C enthält. Eine Verformung während des Bruchs wird unterdrückt und eine Wiederverbindung wird vereinfacht durch die Verwendung eines kohlenstoffreichen Stahls.

Andererseits weist der Stahl, der eine kohlenstoffreiche Zusammensetzung aufweist, einen Nachteil eines niedrigen Dehnverhältnisses und eines niedrigen Dauerfestigkeitsverhältnisses auf, und er weist ein Problem auf, daß seine maschinelle Bearbeitbarkeit verschlechtert wird, wenn die Zugfestigkeit erhöht wird, um eine hohe Dehngrenze und eine hohe Dauerfestigkeit zu erhalten.

Ferner werden eine Anzahl von nicht wärmebehandelten Stählen, die einen verhältnismäßig niedrigen Kohlenstoffgehalt und eine ausgezeichnete Bruchspaltbarkeit aufweisen, in JP-A-9-268345, JP-A-9-31046, und dergleichen offenbart. Zum Beispiel enthält der nicht wärmebehandelte Stahl zum Warmschmieden, der in JP-A-9-268345 offenbart wird, weniger Kohlenstoff (0,35 bis 0,60%) als der gegenwärtig verwendete Stahl; die Patentveröffentlichung beschreibt ein Verfahren zur Herstellung einer Pleuelstange, wobei eine Kerbrille, die einen Spannungskonzentrationsfaktor von mindestens 2 aufweist, an einer zu behan delnden Pleuelstange vorgesehen ist, und sie wird durch eine Schlagbelastung bruchgespalten. JP-A-9-310146 offenbart einen Stahl, der ähnlich weniger Kohlenstoff (0,30 bis 0,60) als der gegenwärtig verwendete Stahl enthält, und in dem eine Kombination von Elementen zum Verbessern der Dehngrenze und Bearbeitbarkeit eingeschränkt ist.

JP7-188849-A betrifft einen Maschinenbaustahl mit ausgezeichneter maschineller Bearbeitbarkeit, der zur Graphitisierung nach dem Warmwalzen wärmebehandelt wird und eine Ferrit-Graphitstruktur aufweist.

In DE-2317290-A1 wird die "Verwendung von hochfesten Stählen für die Herstellung schlag-, stoß- und dauerbeanspruchter Teile" beschrieben. Der in diesem Stand der Technik beschriebene Stahl wird nach dem Schmieden wärmebehandelt.

EP-0 828 007-A1 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung von nahtlosem, hochfestem Stahlrohr mit ausgezeichneter Sulfid-Spannungsrißfestigkeit. Der in diesem Stand der Technik beschriebene Stahl wird nach dem Warmwalzen wärmebehandelt.

EP-0 903 418-A1 betrifft einen Stahl mit ausgezeichneter maschineller Bearbeitbarkeit. In seiner chemischen Zusammensetzung unterscheidet sich der in diesem Stand der Technik beschriebene Stahl, der eine Ferrit- und Perlitstruktur aufweist, vom erfindungsgemäßen Stahl.

DE-2951712-A1 bezieht sich auf Automatenstahl, der verschiedenen Wärmebehandlungen unterzogen wird.

Obwohl jedoch diese Stähle übliche mechanische Eigenschaften und Bruchspaltbarkeit zeigen, haben sie ein Problem, daß sie nicht auf ernste industrielle Anforderungen antworten können, insbesondere auf Anforderungen, die Dauerfestigkeit zu verbessern.

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine Verwendung eines Stahls bereitzustellen, der eine ausgezeichnete Sruchspaltbarkeit bzw. Längsrißfähigkeit und Dauerfestigkeit in rohwarmgeschmiedet geformten Erzeugnissen bzw. im warmgeschmiedeten Zustand geformten Erzeugnissen aufweist.

Um die Dauerfestigkeit zu vermindern und die Bruchspaltbarkeit des Stahls zu erhöhen, d.h. um die Verformung während des Bruchs zu vermindern, ist eine Erhöhung des Kohlenstoffgehaltes wirksam. Jedoch weist ein Stahl mit einer Ferrit-Perlitstruktur allgemein ein niedrigeres Dehnverhältnis (Dehngrenze/Zugfestigkeit) auf, wenn der Kohlenstoffgehalt steigt, und die Dauerfestigkeit wird ebenfalls vermindert. Folglich ist, um den oben erwähnten Nachteil zu verbessern, ein Verfahren einer Versprödung von Ferrit, das eine große Dehnbarkeit aufweist, wirksam. Es gibt auch ein Verfahren des Verminderns von Mn, das die Wirkung der Festlösungsverfestigung aufweist, und ein Verfahren der Verminderung der Dehnbarkeit mit einem Ausscheidungshärtungselement wie V. Überdies ist ein Verfahren der Versprödung der Korngrenzen, indem man den Stahl eine große Menge von P enthalten läßt, ebenfalls wirksam. Obwohl P die Hochtemperaturdehnbarkeit senkt und damit Warmbearbeitungsrisse verursacht, kann P vorteilhaft genutzt werden, wenn es in einer geeigneten Menge verwendet wird. Um ein ausgezeichnetes Dauerfestigkeitsverhältnis zu realisieren, ist ein Stahl, der einen niedrigen Kohlenstoffgehalt und einen hohen V-Gehalt aufweist, geeignet.

Es ist bisher vermutet worden, daß ein Stahl, der einen so niedrigen Kohlenstoffgehalt wie bis zu 0,4% aufweist, vom Standpunkt einer Verbesserung der Brechbarkeit nicht praktisch ist. Die gegenwärtigen Erfinder haben jedoch entdeckt, daß sogar ein Stahl im niedrigen Kohlenstoffbereich, der einen so niedrigen Kohlenstoffgehalt wie kleiner als 0,35 aufweist, eine befriedigende Bruchspaltbarkeit zeigen kann durch eine optimale Kombination der Verfahren der Versprödung von Ferrit, wie oben erwähnt, und der Dispersion von TiC-Teilchen, und die vorliegende Erfindung ist auf diese Weise erzielt worden.

Die zu Grunde gelegte Aufgabe wird mit den Gegenständen der Patentansprüche gelöst.

Eine bevorzugte Ausführungsform wird nun in Verbindung mit der Zeichnung detailliert beschrieben.

1 ist eine Ansicht, die die Bruchfläche eines zuggebrochenen Zugversuchsstücks mit einer Kerbe (Querschnitt 10 × 10 mm, mit einer Kerbe mit 1,0 mm Radius und 2,0 mm Tiefe) zeigt.

Gründe zur Begrenzung der Legierungskomponenten des Stahls zur erfindungsgemäße Verwendung werden im folgenden erläutert.

C: 0,2 bis weniger als 0,35 Gew.% (im folgenden als % dargestellt)

Um eine notwendige Festigkeit als Teil sicherzustellen und den Stahl so zu verspröden, daß die Brechbarkeit des Stahls verbessert wird, sind mindestens 0,2% C notwendig. Um jedoch insbesondere eine hohe Dehngrenze und Dauerfestigkeit zu realisieren, muß die Obergrenze auf weniger als 0,35 begrenzt werden.

Si: 0,1 bis 1,1%

Si ist ein Element, das Ferrit festlösungsverfestigt und die Dehnbarkeit bzw. Duktilität vermindert. Um zu bewirken, daß der Stahl eine Dehnbarkeitsverminderung zeigt, sind mindestens 0,1% Si notwendig. Wenn jedoch der Si-Gehalt 1,1% überschreitet, vermindert sich die Hochtemperaturdehnbarkeit und der Stahl neigt dazu, während des Walzens oder Schmiedens Risse zu bilden.

Mn: 0,1 bis weniger als 0,3%

Mn wird üblicherweise als ein Festlösungsverfestigungselement verwendet. Die Dehnbarkeit bzw. Duktilität des erfindungsgemäßen Stahls wird insbesondere vermindert, indem der Mn-Gehalt auf weniger als 0,3% begrenzt wird. Überdies bildet Mn MnS, um die maschinelle Bearbeitbarkeit zu verbessern. Wenn jedoch der Mn-Gehalt kleiner als 0,1% gemacht wird, bildet S eine feste Lösung während des Erwärmens- des Stahls, wodurch die Korngrenzen verspröden. Als Ergebnis wird die Warmdehnbarkeit des Stahl vermindert, und der Stahl neigt dazu, im Verfahren der Herstellung von Stahlmaterial und Stahlteilen Risse und Defekte zu bilden.

P: 0,01 bis 0,2%

P ist ein Element, das sich an Korngrenzen absondert, um den Stahl zu verspröden, wodurch es die Brechbarkeit des Stahls verbessert. Wenn jedoch eine große Menge P hinzugefügt wird, wird die Warmdehnbarkeit des Stahls vermindert, und folglich neigt der Stahl dazu, Risse zu bilden. Bis zu 0,2% P werden nötigenfalls zum erfindungsgemäßen Stahl ergänzend hinzugefügt. Überdies erhöht, selbst wenn eine durch P bewirkte Versprödung des Stahls nicht erforderlich ist, eine übermäßige Verminderung des P-Gehaltes die Produktionskosten. Folglich wird die Untergrenze des P-Gehaltes auf 0,01% begrenzt.

S: 0,01 bis 0,2%

S wird dem Stahl hinzugefügt, um die maschinelle Bearbeitbarkeit zu verbessern. Um die maschinelle Bearbeitbarkeit zu verbessern, sind mindestens 0,01% S erforderlich. Jedoch wird die Obergrenze des S-Gehaltes so definiert, daß sie 0,2% beträgt, um die Anisotropie der mechanischen Eigenschaften zu unterdrücken.

V: 0,2 bis 0,5% und Nb: 0,05 bis 0,5%

V und Nb sind Elemente, die prinzipiell die Dehngrenze und Dauerfestigkeit des Stahls durch Ausscheidungshärtung verbessern und die die Dehnbarkeit vermindern. Um den Stahl zu festigen, sind mindestens 0,2% V erforderlich, und entsprechend den Herstellungsbedingungen des Stahls werden mindestens 0,05 Nb hinzugefügt. Wenn V und Nb jeweils in einer Menge hinzugefügt werden, die 0,5% überschreitet, wird die Wirkung im Verhältnis zu den Kosten unbedeutend.

Ti: 0,01 bis 0,1%

Ti bildet Carbonitrid im Stahl. Eine Spurenmenge des Carbonitrids dient dazu, eine feine Struktur nach dem Warmschmieden zu bilden, wodurch die Dehnbarkeit erhöht wird. Andererseits bildet die Zugabe von Ti in einer verhältnismäßig großen Menge grobes Carbid, das als ein Rißausbreitungsweg während des Schlagbrechens fungiert, um die Brechbarkeit zu verbessern. Mindestens 0,01 Ti sind erforderlich, wenn die Wirkung einer ausreichenden Verbesserung der Brechbarkeit erwartet wird; jedoch ist, um die maschinelle Bearbeitbarkeit nicht zu verschlechtern, die Obergrenze des Ti-Gehalt auf weniger als 0,1% begrenzt.

N: 0,005 bis 0,02%

N bildet VN und NbN, um eine feine Struktur in Stahlmaterialien und warmbearbeiteten Materialien zu bilden, und erhöht die Ferritmenge, um die Dehnbarkeit zu steigern, wodurch das Dehnverhältnis und Dauerfestigkeitsverhältnis verbessert wird. Wenn andererseits die Ferritmenge übermäßig erhöht wird, wird die Dehnbarkeit erhöht, und die Brechbarkeit verschlechtert. Um die Brechbarkeit zu verbessern, wird der N Gehalt auf bis zu 0,02 und wünschenswerterweise bis zu 0,01% begrenzt. Wenn der N-Gehalt kleiner als 0,005 ist, wird die Herstellung des Stahls kostspielig.

Cr: 0,1 bis 0,5%, Mo: 0,1 bis 0,5%

Cr und Mo werden jeweils. in einer Menge von mindestens 0,1% hinzugegeben, wenn eine Steuerung der Festigkeit erforderlich ist. Um jedoch zu verhindern, daß der Stahl sich in seiner Brechbarkeit infolge einer Strukturverfeinerung verschlechtert, wird die Obergrenze des Gehaltes von Cr und jene des Gehaltes von Mo jeweils auf 4,5% begrenzt.

Al: 0,005 bis 0,05

Al ist ein Desoxidationselement. Obwohl ein üblicher Stahl zum Schmieden durch Al-Desoxidation hergestellt wird, wird Al unerwünschterweise im Stahl dispergiert, wenn die Al-Desoxidation durchgeführt wird, und die maschinelle Bearbeitbarkeit kann niedriger sein. Die Al-Desoxidation wird nicht durchgeführt, wenn es erforderlich ist, daß der Stahl eine besonders ausgezeichnete maschinelle Bearbeitbarkeit aufweist (erste Ausführungsform der Erfindung). Jedoch kann Al in einer Menge von mindestens 0,005 hinzugefügt werden, wenn der Stahl nur leicht maschinell bearbeitet werden soll und die maschinelle Bearbeitbarkeit kein Problem verursacht; die Desoxidationswirkung ist gesättigt, wenn Al in einer Menge hinzugefügt wird, die 0,05 überschreitet.

Zusätzlich stellt eine optionale Zugabe der folgenden Elemente in den folgenden Mengen zum Zweck der Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit kein Hindernis dar; Pb, Bi und Se jeweils in einer Menge von bis zu 0,4%; bis zu 0,005% Te; und bis zu 0,003 Ca.

Ausführungsbeispiel
Beispiele der vorliegenden Erfindung werden im folgenden erläutert, während sie mit Vergleichsbeispielen verglichen werden.
Stähle, die Zusammensetzungen aufweisen, wie sie in den Tabellen 1 und 2 gezeigt werden, wurden mit einem 150-kg-Vakuumschmelzofen angefertigt und geschmiedet, um quadratische Barren zu formen, die einen Querschnitt von 40 × 40 mm aufwiesen. Die quadratischen Barren wurden als Stahlmaterialien verwendet. Die Stahlmaterialien wurden auf 1523K erwärmt, einmal warmgeschmiedet, um eine Dicke von 20 mm aufzuweisen, und konnten dann abkühlen. Alle Stahlstrukturen bestanden aus Ferrit-Perlit. Aus den geschmiedeten Stählen wurden (1) Zugversuchsstücke, die jeweils einen Durchmesser von 9 mm im parallelen Abschnitt aufwiesen, und (2) Zugversuchsstücke (zur Messung der Verfarmungsbeträge), die jeweils einen Querschnitt von 10 × 10 mm im Barrenabschnitt und eine Kerbe von 1,0 mm Radius und 2,0 mm Tiefe aufwiesen, angefertigt. Jedes der Zugversuchsstücke mit einer Kerbe wurde stoßartig mit einer Zugrate von 1,0 m/sec gedehnt, um gebrochen zu werden. Nach dem Bruch wurden die Verformungsbeträge der Bruchfläche in Richtung parallel zur Kerbe, d.h. die Summe der veränderten Beträge der Breite des Kerbbodens 1, wie in 1 gezeigt, und jene der geglätteten Seite (Änderungen der Längen von A und B in 1) als ein Index des Bruchs (Betrag der Verformung in den Tabellen 1 und 2) bewertet. Zusätzlich war jedes der Zugversuchsstücke mit einer Kerbe für eine Simulation des gebrochenen Abschnitts einer Pleuelstange versehen. Wie in den Tabellen 1 und 2 gezeigt, wiesen die erfindungsgemäßen Stähle eine Zugfestigkeit von 715 bis 1062 MPa und ein Dauerfestigkeitsverhältnis von mindestens 0,50 auf. Überdies zeigt ein herkömmlicher vergüteter Stahl bzw. QT-Stahl (Nr. 1: abgeschreckt bei 850°C und angelassen bei 500°C) einen Verformungsbetrag von 1,12 mm. Andererseits zeigen die erfindungsgemäßen Stähle einen Verformungsbetrag von 0,27 bis 0,48 mm, der vergleichbar zu jenem von 0,23 mm für den 0,7% C Stahl (Nr. 2) ist, der als ein bruchgespaltener nicht wärmebehandelter Stahl verwendet wird. Von den Vergleichsstählen zeigen der kohlenstoffarme Stahl (Nr. 13), der Mn-reiche Stahl (Nr. 16), der N-reiche Stahl (Nr. 18) und der Al-reiche Stahl (Nr. 22) jeweils einen großen Verformungsbetrag. Der Stahl (Nr. 14) zeigt wegen seines hohen C-Gehaltes ein niedriges Dehnverhältnis und ein niedriges Dauerfestigkeitsverhältnis. Obwohl der Si-reiche Stahl (Nr. 15) eine ausgezeichnete Qualität aufweist, zeigt er wegen seines hohen Si-Gehaltes eine schlechte Warmdehnbarkeit, und es besteht eine Neigung, daß Risse und Defekte während der Herstellung des Stahlbarrens und dem Warmschmieden gebildet werden. Daher ist der Stahl ungeeignet. Obwohl der Stahl (Nr. 17) einen niedrigen N-Gehalt und eine ausgezeichnete Qualität aufweist, ist wegen des niedrigen N-Gehaltes seine Verfeinerung kostspielig. Der Stahl (Nr. 19) weist einen übermäßigen Ti-Gehalt auf, und sein Dauerfestigkeitsverhältnis ist vermindert.
Die Strukturen der Stähle (Nr. 36 bis 38) bestehen aus Bainit, und sie zeigen jeweils ein schlechtes Dehnverhältnis und ein schlechtes Dauerfestigkeitsverhältnis.
Aus den oben erläuterten Ergebnissen ist bestätigt worden, daß die erfindungsgemäße Verwendung des Stahls in rohwarmgeschmiedet geformten Erzeugnissen eine ausgezeichnete Bruchspaltbarkeit und Dauerfestigkeit aufweist.
Tabelle 1
Tabelle 1 Fortsetzung
Tabelle 2
Tabelle 2 Fortsetzung

Claims

Verwendung eines Stahls mit ausgezeichneter Bruchspaltbarkeit und Dauerfestigkeit in Pleuelstangen für Motoren, wobei der Stahl bezogen auf das Gewicht aufweist: 0,2 bis weniger als 0,35% C, 0,1 bis 1,1% Si, 0,1 bis weniger als 0,3% Mn, 0,01 bis 0,2% P, 0,01 bis 0,2% S, mehr als 0,2 bis 0,5% V, 0,01 bis 0,1% Ti, 0,005 bis 0,02% N, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Stahl im warmgeschmiedeten Zustand eine Ferrit-Perlitstruktur aufweist und im warmgeschmiedeten Zustand verwendet wird.
Verwendung eines Stahls mit ausgezeichneter Bruchspaltbarkeit und Dauerfestigkeit in Pleuelstangen für Motoren, wobei der Stahl bezogen auf das Gewicht aufweist: 0,2 bis weniger als 0,35% C, 0,1 bis 1,1% Si, 0,1 bis weniger als 0,3% Mn, 0,01 bis 0,2% P, 0,01 bis 0,2% S, mehr als 0,2 bis 0,5% V, 0,01 bis 0,1% Ti, 0,005 bis 0,05% Al, 0,005 bis 0,02% N, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Stahl im warmgeschmiedeten Zustand eine Ferrit-Perlitstruktur aufweist und im warmgeschmiedeten Zustand verwendet wird.
Verwendung nach Anspruch 1 oder 2, wobei der Stahl ferner bezogen auf das Gewicht aufweist: eines oder mindestens zwei der folgenden Elemente im folgenden Gehalt oder den folgenden Gehalten: 0,05 bis 0,5% Nb, 0,1 bis 0,5% Cr und 0,1 bis 0,5% Mo.
Verwendung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Stahl ferner bezogen auf das Gewicht aufweist: mindestens ein Element aus Pb, Bi und Se in einer Menge von bis zu 0,4%, bis zu 0,005% Te und bis 0,003% Ca.