DE19938936A1 - Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Modul und ein Teil auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Modul und hoher Zähigkeit - Google Patents
Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Modul und ein Teil auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Modul und hoher ZähigkeitInfo
- Publication number
- DE19938936A1 DE19938936A1 DE19938936A DE19938936A DE19938936A1 DE 19938936 A1 DE19938936 A1 DE 19938936A1 DE 19938936 A DE19938936 A DE 19938936A DE 19938936 A DE19938936 A DE 19938936A DE 19938936 A1 DE19938936 A1 DE 19938936A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- weight
- temperature
- modulus
- based material
- subjected
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
- C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
Abstract
Zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis wird ein Material auf Fe-Basis enthaltend DOLLAR A 0,6 Gew.-% Kohlenstoff (C) 1,0 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-% DOLLAR A 0,9 Gew.-% Mangan (Mn) 1,7 Gew.-% DOLLAR A 0,5 Gew.-% Nickel (Ni) 1,5 Gew.-% und DOLLAR A den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen, DOLLAR A in einem ersten Schritt einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T¶1¶, die in einem Bereich von T¶S¶ < T¶1¶ < T¶L¶ eingestellt wird, worin T¶S¶ eine Solidustemperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt und T¶L¶ eine Liquidustemperatur darstellt, und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt sind, unterzogen. In einem zweiten Schritt wird das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T¶2¶, die in einem Bereich von Te1 < T¶2¶ < Te2 eingestellt wird, worin Te1 eine eutektische Transformationsanfangstemperatur darstellt und Te2 eine eutektische Transformationsendtemperatur darstellt und für eine Erwärmungszeit t, die im Bereich von 60 min t 180 min eingestellt wird, unterzogen. Damit ist es möglich, ein Teil auf Fe-Basis herzustellen, das einen hohen Young'schen Modul und eine hohe Zähigkeit aufweist.
Description
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines
Teils auf Fe-Basis mit einem hohen Young'schen Modul und ein Teil auf
Fe-Basis mit einem hohen Young'schen Modul und einer hohen Zähigkeit.
Es gibt ein allgemein bekanntes Verfahren zur Erhöhung des Young'schen
Moduls eines Teils auf Fe-Basis, welches darin besteht, ein
Dispergiermaterial, wie etwa Verstärkungsfasern, Verstärkungsteilchen
o. dgl. mit einem hohen Young'schen Modul mit einer Matrix für das Teil
auf Fe-Basis zu vermischen.
Das bekannte Verfahren leidet jedoch an den Problemen, daß das
Dispergiermaterial in der Matrix koaguliert und daß wenn die
Oberflächeneigenschaften schlecht sind, die Zähigkeit des Teils auf Fe-
Basis stark beeinträchtigt wird.
Entsprechend ist es ein Ziel der vorliegenden Erfindung ein
Herstellungsverfahren des oben beschriebenen Typs bereitzustellen,
worin eine spezielle metallographische Struktur hergestellt werden kann,
indem ein Material auf Fe-Basis mit einer speziellen Zusammensetzung
einer speziellen Behandlung unterzogen wird, wodurch ein Teil auf Fe-
Basis mit einem hohen Young'schen Modul, einer hohen Zähigkeit oder
einer für eine praktische Anwendung erforderlichen Zähigkeit in einer
Massenproduktion hergestellt wird.
Um das obige Ziel zu erreichen wird erfindungsgemäß ein Verfahren zur
Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen Young'schen Modul
bereitgestellt, umfassend einen ersten Schritt, worin ein Material auf Fe-
Basis enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-%
Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die in
einem Bereich von Ts < T1 < TL eingestellt wird, worin Ts eine
Solidustemperatur für das Material auf Fe-Basis darstellt und TL eine
Liquidustemperatur darstellt und unter Kühlbedingungen, die auf ein
Quenching-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird, und einen
zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer
thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2, die in
einem Bereich von Te1 < T2 < Te2 eingestellt wird, worin Te1 eine
eutektische Transformationsanfangstemperatur darstellt und Te2 eine
eutektische Transformationsendtemperatur darstellt, und für eine
Erwärmungszeit t, eingestellt in einem Bereich von 60 min ≦ t ≦ 180 min,
unterzogen wird.
Wenn das Material auf Fe-Basis mit der oben beschriebenen
Zusammensetzung der thermischen Behandlung im ersten Schritt
unterzogen wird, wird die verfestigte Struktur in eine primäre thermisch
behandelte Struktur überführt. Die primäre thermisch behandelte Struktur
besteht aus einer Matrix, umfassend Martensit, einer großen Zahl von
massiven restlichen γ-Phasen, einer großen Zahl von intermetallischen
Verbindungsphasen u. dgl. Wenn die Bedingungen im ersten Schritt
verändert werden, kann die primäre thermisch behandelte Struktur nicht
gebildet werden. Beim Quenchen oder Abschrecken wird die Abkühlrate
CR höher eingestellt als bei einer üblichen Ölkühlung oder Luftkühlung
und beträgt bevorzugt CR ≧ 250°C/min. Für dieses Quenchen kann z. B.
eine Ölkühlung, eine Wasserkühlung o. dgl. verwendet werden.
Wenn das Material auf Fe-Basis mit der primärenthermisch behandelten
Struktur dann der thermischen Behandlung im zweiten Schritt unterzogen
wird, wird die primäre thermisch behandelte Struktur in eine sekundäre
thermisch behandelte Struktur überführt. Die sekundäre thermisch
behandelte Struktur besteht aus einer Matrix, umfassend z. B. eine α-
Phase, einer großen Zahl an feinen Carbidkörnchen, einer großen Zahl an
massiven präzipitierten γ-Phasen u. dgl. Carbidphasen in Form feiner
kurzer Fasern können manchmal in die sekundäre thermisch behandelte
Struktur eingeschlossen sein.
In der sekundären thermisch behandelten Struktur tragen die feinen
Carbidkörnchen zu einer Erhöhung im Young'schen Modul des Teils auf
Fe-Basis bei und die präzipitierten γ-Phasen tragen zu einer Erhöhung der
Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis bei.
Wenn die Erwärmungstemperatur T2 geringer ist als Te1 oder die
Erwärmungszeit t kürzer als 60 Minuten im zweiten Schritt ist, können
eine feine Verteilung und Dispersion des Carbids nicht ausreichend erzielt
werden. Wenn auf der anderen Seite die Erwärmungstemperatur T2 höher
als Te2 ist oder die Erwärmungszeit t länger als 180 Minuten im zweiten
Schritt ist, wird die Graphitbildung übermäßig vorangetrieben und eine
Koagulierung des Carbids erzeugt.
Kohlenstoff (C) in der Zusammensetzung des Materials auf Fe-Basis
erzeugt feine Carbidkörnchen, welche zu einer Erhöhung im Young'schen
Modul beitragen. Um die Menge an gebildeten feinen Carbidkörnchen zu
erhöhen ist es notwendig, eine größere Menge Kohlenstoff (C) zuzugeben
und folglich ist die untere Grenze des C-Gehalts auf 0,6 Gew.-%
festgelegt. Auf der anderen Seite wird, wenn C < 1,9 Gew.-% ist, nicht
nur der Carbidgehalt, sondern auch der Graphitgehalt erhöht und
weiterhin wird eine eutektische Graphitphase präzipitiert. Aus diesem
Grund wird das Teil auf Fe-Basis spröde.
Silicium (Si) dient dazu, die Deoxidation und die Graphitbildung zu
fördern und ist als feste Lösung in der α-Phase gelöst, wobei die α-Phase
verstärkt wird. Zusätzlich hat Silicium (Si) die Wirkung die Differenz ΔT
zwischen der eutektischen Transformationsanfangstemperatur Te1 und
der eutektischen Transformationsendtemperatur Te2 zu erhöhen, also
den Bereich der Erwärmungstemperatur T2 im zweiten Schritt zu
verbreitern. Deshalb ist es wünschenswert, den Siliciumgehalt zu
erhöhen, wenn aber der Siliciumgehalt erhöht wird, wird aufgrund des
größeren C-Gehalts der Graphitgehalt erhöht. Folglich ist der Si-Gehalt
auf Si < 2,2 Gew.-%, bevorzugt bei Si ≦ 1,0 Gew.-% festgelegt.
Mangan (Mn) hat die Wirkung, die Deoxidation und die Bildung von
Carbid zu fördern und die oben beschriebene Temperaturdifferenz ΔT zu
erhöhen. Nickel (Ni), welches ein weiteres Legierungselement ist, hat die
Wirkung, die Bildung von Carbid zu hemmen. Deshalb ist der untere
Grenzwert des Mn-Gehalts auf 0,9 Gew.-% festgelegt, um die Wirkung
des Nickels (Ni) zu überwinden, um die Bildung von Carbid zu fördern.
Wenn auf der anderen Seite Mn < 1,7 Gew.-%, wird das Teil auf Fe-
Basis spröde.
Nickel (Ni) ist ein γ-Phasen bildendes Element und hat die Wirkung daß es
ermöglicht, daß eine kleine Menge von präzipitierten γ-Phasen bei
Raumtemperatur vorliegt, um Verunreinigungen in den präzipitierten γ-
Phasen einzuschließen, wodurch die Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis
erhöht wird. Um eine solche Wirkung zu liefern, ist es wünschenswert,
den Ni-Gehalt auf etwa 1 Gew.-% einzustellen. Zusätzlich zeigt Nickel
(Ni) eine signifikante Wirkung bei der Erhöhung der Temperaturdifferenz
ΔT. Wenn jedoch der Nickel(Ni)-Gehalt auf Ni < 0,5 Gew.-% eingestellt
wird, können die obigen Wirkungen nicht erhalten werden. Auf der
anderen Seite wird, selbst wenn der Nickelgehalt auf Ni < 1,5 Gew.-%
eingestellt wird, die Zunahme der Temperaturdifferenz ΔT nicht
verändert.
Weiterhin wird erfindungsgemäß ein Verfahren zur Herstellung eines Teils
auf Fe-Basis bereitgestellt, worin die Erwärmungstemperatur relativ zur
Liquidustemperatur TL auf T1 < TL eingestellt wird und ein Quenchen
ähnlich dem oben beschriebenen in einem ersten Schritt ausgeführt wird
und dann ein zweiter Schritt ähnlich dem oben beschriebenen ausgeführt
ist, sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis, worin
die Erwärmungstemperatur relativ zu einer Acm-Temperatur und der
Solidustemperatur Ts in einem Bereich TA ≦ T1 ≦ TS in einem ersten
Schritt eingestellt wird und der zweite Schritt ähnlich dem oben
beschriebenen ausgeführt wird. Die Acm-Temperatur stellt insbesondere
einen Acm-Transformationspunkt dar.
Auch mit diesen Verfahren kann eine thermisch behandelte Struktur
ähnlich der oben beschriebenen sekundären thermisch behandelten
Struktur hergestellt werden.
Weiterhin wird gemäß der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zur
Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einen hohen Young'schen Modul
und einer hohen Zähigkeit bereitgestellt, umfassend einen ersten Schritt,
worin ein Material auf Fe-Basis enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-%
Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-%,
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) ≦ 1,12 und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-%,
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) ≦ 1,12 und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die
auf T1 ≧ TA eingestellt wird, worin TA eine Acm-Temperatur für das
Material auf Fe-Basis darstellt und unter Kühlbedingungen, die auf ein
Quenching-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird, und einen
zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer
thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2 unterzogen
wird, die in einem Bereich von TS1 ≦ T2 ≦ TS2 eingestellt wird, worin
Ts1 eine Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen
Kohlenstoff in einer Matrix des Materials auf Fe-Basis 0,16 Gew.-%
beträgt und Ts2 eine Temperatur darstellt, bei der der gelöste feste
Kohlenstoff 0,40 Gew.-% beträgt.
Wenn das Material auf Fe-Basis mit der oben beschriebenen
Zusammensetzung der thermischen Behandlung im ersten Schritt
unterzogen wird, wird die verfestigte Struktur in eine primäre thermisch
behandelte Struktur überführt. Die primäre thermisch behandelte Struktur
besteht aus einer Matrix, umfassend z. B. Martensit, einer großen Zahl
von massiven restlichen γ-Phasen u. dgl. Wenn die Bedingungen im ersten
Schritt verändert werden, kann eine primäre thermisch behandelte
Struktur, wie oben beschrieben, nicht gebildet werden. Beim Quenchen
wird die Abkühlungsrate CR höher eingestellt als bei einer üblichen
Ölkühlung oder Luftkühlung und bevorzugt auf CR ≧ 250°C/min. Für
dieses Quenchen können z. B. ein Ölkühlen, Wasserkühlen o. dgl.
verwendet werden.
Wenn das Material auf Fe-Basis mit der primären thermisch behandelten
Struktur dann der thermischen Behandlung im zweiten Schritt unterzogen
wird, wird die primäre thermisch behandelte Struktur in eine sekundäre
thermisch behandelte Struktur überführt. Beim zweiten Schritt wird die
Menge an Kohlenstoff, der als als feste Lösung in der Matrix gelöst ist, in
einen Bereich von 0,16 Gew.-% ≦ SC ≦ 0,40 Gew.-% gedrückt und in
Übereinstimmung damit wird die Präzipitation des feinen granulären
Carbids gefördert. Deshalb besteht die sekundäre thermisch behandelte
Struktur aus einer Matrix, umfassend z. B. eine α-Phase, einer großen Zahl
an feinen Carbidkörnchen, einer großen Zahl an Graphitkörnern, einer
großen Zahl an massiven präzipitierten γ-Phasen u. dgl. Die
Erwärmungszeit t im zweiten Schritt liegt geeigneterweise in einem
Bereich von 30 min ≦ t ≦ 180 min. Carbidphasen in Form feiner kurzer
Fasern können manchmal in die sekundäre thermisch behandelte Struktur
eingeschlossen sein.
In der sekundären thermisch behandelten Struktur tragen die feinen
Carbidkörnchen zur Erhöhung des Young'schen Moduls des Teils auf Fe-
Basis bei und die präzipitierten γ-Phasen tragen zur Erhöhung der
Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis bei.
Wenn die Erwärmungstemperatur T2 im zweiten Schritt geringer als Ts1
ist, ist die Menge CS an in der Matrix gelöstem festen Kohlenstoff
geringer und die Menge an feinen Carbidkörnchen ist ebenfalls geringer.
Wenn auf der anderen Seite die Erwärmungstemperatur T2 größer als Ts2
ist, wird der gelöste feste Kohlenstoff erhöht, aber die Menge an
präzipitierten feinen Carbidkörnchen wird verringert. Die Erwärmungszeit
t kleiner als 30 Minuten entspricht einem Fall, worin T2 < Ts1 und t <
180 Minuten entspricht einem Fall, worin T2 < Ts2.
In der Zusammensetzung des Materials auf Fe-Basis bildet Kohlenstoff
(C) feine Carbidkörnchen, die zu einer Erhöhung im Young'schen Modul
beitragen. Um die Menge an gebildeten feinen Carbidkörnchen zu
erhöhen, ist es notwendig, eine große Menge Kohlenstoff (C) zuzugeben
und folglich ist die untere Grenze des C-Gehalts auf 0,6 Gew.-%
festgelegt. Wenn auf der anderen Seite C < 1,9 Gew.-% wird nicht nur
der Carbidgehalt, sondern auch der Graphitgehalt erhöht und weiterhin
werden eutektisches Carbid und eutektisches Graphit präzipitiert. Aus
diesem Grund wird das Teil auf Fe-Basis spröde. Um den Young'schen
Modul und die Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis zu erhöhen, ist der C-
Gehalt bevorzugt kleiner als 1,0 Gew.-%.
Silicium (Si) dient dazu, die Deoxidation und die Graphitbildung zu
fördern und ist als feste Lösung in der α-Phase gelöst, um die α-Phase zu
verstärken. Wenn der Siliciumgehalt erhöht wird, wird der Graphitgehalt
aufgrund des größeren C-Gehalts erhöht. Folglich wird der Si-Gehalt auf
Si < 2,2 Gew.-%, bevorzugt auf Si ≦ 1,0 Gew.-% eingestellt.
Mangan (Mn) hat die Wirkung, die Deoxidation und die Bildung von
feinen Carbidkörnchen zu fördern und den Bereich zu verbreitern, in dem
die α-, γ- und Graphitphasen nebeneinander vorliegen. Wenn jedoch der
Mn-Gehalt kleiner als 0,9 Gew.-% ist, nimmt die Menge an gebildetem
Carbid ab. Wenn auf der anderen Seite Mn < 1,7 Gew.-% ist, wird das
Teil auf Fe-Basis spröde.
Nickel (Ni) ist ein γ-Phasen bildendes Element und hat die Wirkung, daß
es ermöglicht, daß eine kleine Menge an präzipitierten γ-Phasen bei
Raumtemperatur vorliegt, um Verunreinigungen in den präzipitierten γ-
Phasen einzuschließen, wodurch die Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis
erhöht wird. Um eine solche Wirkung zu liefern, ist es wünschenswert,
den Ni-Gehalt auf etwa 1 Gew.-% einzustellen. Zusätzlich zeigt Nickel
(Ni) eine signifikante Wirkung bei der Erhöhung der Temperaturdifferenz
ΔT zwischen den Temperaturen Ts1 und Ts2. Wenn der Nickelgehalt
jedoch kleiner als 0,5 Gew.-% ist, können diese beiden Effekte nicht
erhalten werden. Selbst wenn auf der anderen Seite der Ni-Gehalt auf Ni
< 1,5 Gew.-% eingestellt wird, wird die Zunahme der
Temperaturdifferenz ΔT nicht verändert.
In diesem Fall wird, wenn das Verhältnis des Ni-Gehalts zum Mn-Gehalt
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) < 1,12 ist, der Graphitgehalt in dem Teil auf
Fe-Basis erhöht, was in einem verringerten Young'schen Modul resultiert.
Gegebenenfalls können Aluminium (Al) und Stickstoff (N) dem Material
auf Fe-Basis zusätzlich zu den oben beschriebenen Legierungselementen
zugegeben werden. Aluminium (Al) hat die Wirkung, die Deoxidation zu
fördern und den Bereich zu verbreitern, in dem α-, γ- und Graphitphasen
nebeneinander vorliegen, wie es Mangan (Mn) tut, und ist ein α-Phasen
und Graphit bildendes Element. Der übliche obere Grenzwert des Al-
Gehalts beträgt 1,2 Gew.-%. Eine kleine zugegebene Menge Stickstoff
(N) zeigt die Wirkung, den Bereich zu verbreitern, in dem die α-, γ- und
Graphitphasen nebeneinander vorliegen. Wenn jedoch der Stickstoff (N)
nicht vollständig als feste Lösung in der Matrix gelöst ist, bewirkt er, daß
Hohlräume gebildet werden, was in verschlechterten mechanischen
Eigenschaften des Teils resultiert und er wird ein Kristallisationskern für
Graphit, wodurch eine Erhöhung des Graphitgehalts bewirkt wird.
Deshalb wird der obere Grenzwert des N-Gehalts auf 0,45 Gew.-%
festgelegt.
Es ist ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung, ein
Herstellungsverfahren des oben beschriebenen Typs bereitzustellen,
worin eine spezielle metallographische Struktur gebildet werden kann,
indem ein Material auf Fe-Basis mit einer speziellen Zusammensetzung
einer speziellen thermischen Behandlung unterzogen wird, wodurch ein
Teil auf Fe-Basis in Massenproduktion hergestellt wird, welches sowohl
einen hohen Young'schen Modul als auch eine hohe Zähigkeit aufweist;
eine gute Kaltverarbeitbarkeit aufweist und darüber hinaus mechanische
Eigenschaften aufweist, die nicht verschlechtert sind.
Um das obige Ziel zu erreichen wird erfindungsgemäß ein Verfahren zur
Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen Young'schen Modul
und einer hohen Zähigkeit bereitgestellt, umfassend einen ersten Schritt,
in dem ein Material auf Fe-Basis enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-%
Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%,
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%,
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-%,
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) ≦ 1,12,
0,3 Gew.-% ≦ AE ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%,
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-%,
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) ≦ 1,12,
0,3 Gew.-% ≦ AE ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
hergestellt wird, worin AE mindestens ein Legierungselement,
ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ti, V, Nb, W und Mo ist und
worin das Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer
Erwärmungstemperatur T1, eingestellt auf T1 ≧ TA3, worin TA3 die A3-
Temperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt und unter
Kühlbedingungen, eingestellt auf ein Quenching-Niveau, unterzogen wird,
und einen zweiten Schritt, in dem das resultierende Material auf Fe-Basis
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2,
eingestellt im Bereich TS1 ≦ T2 ≦ TS2, unterzogen wird, worin Ts1 eine
Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen Kohlenstoff in
einer Matrix des Materials auf Fe-Basis 0,16 Gew.-% beträgt und Ts2
eine Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen
Kohlenstoff 0,40 Gew.-% beträgt. Die A3-Temperatur stellt bevorzugt
einen A3-Transformationspunkt dar.
Wenn das Material auf Fe-Basis mit der oben beschriebenen
Zusammensetzung der thermischen Behandlung im ersten Schritt
unterzogen wird, wird die verfestigte Struktur in eine primäre thermisch
behandelte Struktur überführt. Die primäre thermisch behandelte Struktur
besteht aus einer Matrix, umfassend z. B. Martensit, einer großen Zahl an
massiven restlichen γ-Phasen u. dgl. Wenn die Bedingungen im ersten
Schritt verändert werden, kann eine primäre thermisch behandelte
Struktur, wie oben beschrieben, nicht gebildet werden. Beim Quenchen
wird die Abkühlungsrate, CR, höher eingestellt als bei einer üblichen
Ölkühlung oder Luftkühlung und beträgt bevorzugt CR ≧ 250°C/min.
Für dieses Quenchen können z. B. eine Ölkühlung, eine Wasserkühlung
o. dgl. verwendet werden.
Wenn das Material auf Fe-Basis mit der primären thermisch behandelten
Struktur dann der thermischen Behandlung im zweiten Schritt unterzogen
wird, wird die primäre thermisch behandelte Struktur in eine sekundäre
thermisch behandelte Struktur überführt. Im zweiten Schritt wird die
Menge SC an Kohlenstoff, der als feste Lösung in der Matrix gelöst ist, in
einen Bereich von 0,16 Gew.-% ≦ SC ≦ 0,40 Gew.-% gedrückt und in
Übereinstimmung damit wird die Präzipitation von feinem granulären
Carbid gefördert, wodurch die Matrix in eine hypo-eutektische Struktur in
Kooperation mit der Wirkung des Legierungselementes AE überführt wird.
Deshalb besteht die sekundäre thermisch behandelte Struktur aus einer
großen Zahl von feinen Carbidkörnchen, einer großen Zahl
Graphitkörnern, einer großen Zahl an massiven präzipitierten γ-Phasen
u. dgl., welche in einer Matrix der hypo-eutektischen Struktur dispergiert
sind. Die Erwärmungszeit t im zweiten Schritt ist geeigneterweise im
Bereich von 30 min ≦ t ≦ 180 min. Carbidphasen in Form feiner kurzer
Fasern können manchmal in die sekundäre thermisch behandelte Struktur
eingeschlossen sein.
In der sekundären thermisch behandelten Struktur tragen die feinen
Carbidkörnchen zu einer Erhöhung im Young'schen Modul des Teils auf
Fe-Basis bei und die präzipitierten γ-Phasen tragen zu einer Erhöhung der
Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis bei. Wenn ein Schweißen ausgeführt
wird, wenn die Matrix eine hyper-eutektische Struktur besitzt, wird eine
netzförmige Carbidphase gebildet, was in verschlechterten mechanischen
Eigenschaften resultiert. Ein solcher Nachteil wird jedoch durch
Überführen der Matrix in die hypo-eutektische Struktur, wie oben
beschrieben, vermieden.
Wenn die Erwärmungstemperatur T2 kleiner als Ts1 im zweiten Schritt ist,
ist die Menge an präzipitierten feinen Carbidkörnchen kleiner. Wenn auf
der anderen Seite die Erwärmungstemperatur T2 höher als TS2 ist, wird
die Menge CS an fester Kohlenstofflösung erhöht, aber die Menge an
präzipitierten feinen Carbidkörnchen wird verringert. Die Erwärmungszeit
t kleiner als 30 Minuten entspricht einem Fall, worin T2 < TS1 und T <
180 Minuten entspricht einem Fall, worin T2 < TS2.
Kohlenstoff (C) in der Zusammensetzung des Materials auf Fe-Basis bildet
feine Carbidkörnchen, welche zu einer Erhöhung im Young'schen Modul
beitragen. Um die Menge an gebildeten feinen Carbidkörnchen zu
erhöhen, ist es notwendig, eine große Menge Kohlenstoff (C) zuzugeben
und folglich wird die untere Grenze des C-Gehalts auf 0,6 Gew.-%
festgelegt. Wenn auf der anderen Seite C < 1,0 Gew.-%, ist der
Carbidgehalt zu groß und aus diesem Grund wird das Teil auf Fe-Basis
spröde.
Silicium (Si) dient dazu, die Deoxidation und die Graphitbildung zu
fördern und wird als feste Lösung in der α-Phase gelöst, um die α-Phase
zu verstärken. Wenn der Siliciumgehalt erhöht wird, wird der
Graphitgehalt erhöht. Deshalb wird der Si-Gehalt auf Si < 2,2 Gew.-%,
bevorzugt auf Si ≦ 1,0 Gew.-% eingestellt.
Mangan (Mn) hat die Wirkung, die Deoxidation und die Bildung von
Carbid zu fördern und den Bereich zu verbreitern, in dem α-, γ- und
Graphitphasen nebeneinander vorliegen. Wenn jedoch der Mn-Gehalt
kleiner als 0,9 Gew.-% ist, wird die Menge an gebildetem Carbid
verringert. Wenn auf der anderen Seite Mn < 1,7 Gew.-% ist, wird das
Teil auf Fe-Basis spröde.
Nickel (Ni) ist ein γ-Phasen bildendes Element und hat die Wirkung, es zu
ermöglichen, daß eine kleine Menge an präzipitierten γ-Phasen bei
Raumtemperatur vorliegt, um Verunreinigungen in den präzipitierten γ-
Phasen einzuschließen, wodurch die Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis
erhöht wird. Um eine solche Wirkung zu ergeben, ist es wünschenswert,
den Ni-Gehalt auf etwa 1 Gew.-% einzustellen. Zusätzlich zeigt Nickel
(Ni) eine beträchtliche Wirkung bei der Erhöhung der Temperaturdifferenz
ΔT zwischen den Temperaturen TS1 und TS2. Weiterhin hat Nickel (Ni)
die Wirkung, die Dehnung des Teils auf Fe-Basis bei Raumtemperatur zu
erhöhen und die Biegeeigenschaften zu erhöhen, wodurch die
Kaltverarbeitbarkeit verbessert wird. Wenn der Nickelgehalt jedoch auf
kleiner als 0,5 Gew.-% eingestellt wird, können die oben beschriebenen
Wirkungen nicht erhalten werden. Auf der anderen Seite wird, selbst
wenn der Ni-Gehalt auf Ni < 1,5 Gew.-% eingestellt wird, die Zunahme
der Temperaturdifferenz ΔT nicht verändert.
In diesem Fall wird, wenn das Verhältnis des Ni-Gehalts zum Mn-Gehalt
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) < 1,12 ist, die Graphitmenge in dem Teil auf
Fe-Basis erhöht, was in einem verringerten Young'schen Modul resultiert.
Ti, V, Nb, W und Mo, welche die Legierungselemente AE sind, haben die
Wirkung, Carbid in einer frühen Stufe zu bilden und die Konzentration
von C in der Matrix zu verringern, um die Matrix in die hypo-eutektische
Struktur zu überführen, da sie aktiver als Fe und Mn sind. Folglich ist es
möglich, die Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften des Teils
auf Fe-Basis aufgrund eines Schweißens zu verhindern und die
Kaltverarbeitbarkeit des Teils auf Fe-Basis zu erhöhen. Insbesondere gibt
es den Vorteil, daß Ti auch eine deoxidierende Wirkung hat und daß das
Titancarbid eine spezifische Steifheit aufweist. Weiterhin zeigt sich, wenn
zwei oder mehr der Legierungselemente AE in Kombination zugegeben
werden, eine Carbidfeinverteilungswirkung. In diesem Fall bilden Ti und
Nb Carbide vor dem Ende der Verfestigung der γ-Phase und folglich
wirken solche Carbide als Keimbildner für die γ-Phase. Deshalb ergibt
sich hier nicht der Nachteil, daß das Carbid von Ti und Nb in der
Kristallgrenze vorliegt, wodurch die Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis
beeinträchtigt wird. Auf der anderen Seite sind Carbide von V, W und Mo
als feste Lösungen in der γ-Phase gelöst und in granulären Formen
präzipitiert und folglich ist es möglich, die Zähigkeitsverringerung des
Teils auf Fe-Basis auf ein Minimum zu drücken.
Wenn jedoch der Gehalt des Legierungselements AE kleiner als 0,3 Gew.-%
ist, wird die Matrix in eine hyper-eutektische Struktur überführt und
folglich ist dieser Gehalt nicht bevorzugt. Wenn auf der anderen Seite AE
< 1,5 Gew.-%, ist die Menge des Carbids, das in der Kristallgrenze
zwischen den γ-Phasen vorliegt, größer als 2% bezogen auf die
Volumenfraktion Vf und aus diesem Grund wird die Zähigkeit des Teils
auf Fe-Basis beeinträchtigt. Der obere Grenzwert des Ti-Gehalts beträgt
1,2 Gew.-% und der obere Grenzwert des V-Gehalts beträgt 1,27 Gew.-%.
Zusätzlich zu den oben beschriebenen Legierungselementen können
gegebenenfalls Aluminium (Al) und Stickstoff (N) dem Material auf Fe-
Basis zugegeben werden. Aluminium (Al) hat die Wirkung, die
Deoxidation zu fördern und den Bereich zu verbreitern, in dem die α-, γ-
und Graphitphasen nebeneinander vorliegen, wie es auch Mangan tut.
Zusätzlich ist Aluminium (Al) ein α-Phasen- und Graphit bildendes
Element. Der übliche obere Grenzwert des Al-Gehalts beträgt 1,2 Gew.-%.
Eine kleine Menge an zugegebenem Stickstoff (N) zeigt die Wirkung,
daß der Bereich verbreitert wird, in dem die α-, γ- und Graphitphasen
nebeneinander vorliegen. Wenn Stickstoff (N) jedoch nicht vollständig als
feste Lösung gelöst ist, bildet er Hohlräume, was die mechanischen
Eigenschaften des Teils verschlechtert und er wird ein Keimbildner, was
ein Ansteigen des Graphitgehalts verursacht. Deshalb wird der obere
Grenzwert des N-Gehalts auf 0,45 Gew.-% festgelegt.
Die obigen und anderen Gegenstände, Merkmale und Vorteile der
Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung der bevorzugten
Ausführungsform zusammen mit den beigefügten Zeichnungen
ersichtlich.
Fig. 1 ist ein partielles Zustandsdiagramm eines Materials auf Fe-
Basis;
Fig. 2 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A1 auf Fe-Basis;
Fig. 3 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A4 auf Fe-Basis;
Fig. 4 ist eine Photomikrographie, die eine primäre thermisch
behandelte Struktur eines Materials a1 auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 5 ist eine schematische Kopie von Fig. 4;
Fig. 6 ist eine Photomikrographie, die eine sekundäre thermisch
behandelte Struktur des Materials A1 auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 7 ist eine schematische Kopie von Fig. 6;
Fig. 8 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A11 auf Fe-Basis;
Fig. 9 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A12 auf Fe-Basis;
Fig. 10 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A2 auf Fe-Basis;
Fig. 11 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A3 auf Fe-Basis;
Fig. 12 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A13 auf Fe-Basis;
Fig. 13 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A21 auf Fe-Basis;
Fig. 14 ist eine Photomikrographie, die eine primäre thermisch
behandelte Struktur eines Materials a1 auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 15 ist eine schematische Kopie von Fig. 14;
Fig. 16 ist eine Photomikrographie, die eine sekundäre thermisch
behandelte Struktur eines Teils A13 auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 17 ist eine schematische Kopie von Fig. 16;
Fig. 18 ist eine graphische Darstellung, die die Beziehung
zwischen der Temperatur und der Menge CS an Kohlenstoff, der als feste
Lösung in einer Matrix des Materials auf Fe-Basis gelöst ist, sowie den
Young'schen Modul und die Bereichsrate (Flächenrate) von Carbid in dem
Teil auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 19 ist eine graphische Darstellung, die die Beziehung
zwischen Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) und dem Young'schen Modul sowie
die Bereichsrate von Graphit in dem Teil auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 20 ist eine graphische Darstellung, die die Beziehung
zwischen der mittleren Zahl an feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2 und dem
Young'schen Modul in dem Teil auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 21 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A5 auf Fe-Basis;
Fig. 22 ist ein Diagramm eines Erwärmungszyklus zur Herstellung
eines Teils A6 auf Fe-Basis;
Fig. 23 ist eine graphische Darstellung, die die Zugfestigkeit und
den Young'schen Modul vor und nach einem Schweißen für die Teile A5
und A6 auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 24 ist eine graphische Darstellung, die die Zugfestigkeit und
den Young'schen Modul vor und nach einem Altern bei 500°C für die
Teile A5 und A6 auf Fe-Basis zeigt;
Fig. 25 ist eine graphische Darstellung, die die Zugfestigkeit und
den Young'schen Modul vor und nach einem Altern bei 700°C für die
Teile A5 und A6 auf Fe-Basis zeigt.
Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzungen der Materialien a1 bis a4 auf Fe-
Basis. Die Materialien a1 bis a4 auf Fe-Basis wurden durch ein
Formgußverfahren (die casting) hergestellt.
Fig. 1 zeigt einen Teil eines Zustandsdiagramms des Materials a1 auf
Fe-Basis. In diesem Fall liegen die Solidustemperatur (Solidus-Punkt) TS
und die Liquidustemperatur (Liquidus-Punkt) TL nebeneinander auf einer
Solidus-Linie SL bzw. einer Liquidus-Linie LL in einem Bereich von 0,6 Gew.-%
≦ C ≦ 1,9 Gew.-% vor. Die eutektische
Transformationsanfangstemperatur Te1 beträgt 630°C und die
eutektische Transformationsendtemperatur Te2 beträgt 721°C. Für ein
Material a4 auf Fe-Basis beträgt die Solidustemperatur TS 159°C; die
Liquidustemperatur TL für das Material a4 auf Fe-Basis beträgt 1319°C,
die eutektische Transformationsanfangstemperatur Te1 beträgt 747°C
und die eutektische Transformationsendtemperatur Te2 beträgt 782°C.
Beide Materialien auf Fe-Basis, a1 und a4, wurden den ersten und
zweiten Schritten unter den in Tabelle 2 und den Fig. 2 und 3
gezeigten Bedingungen unterzogen, um ein Teil A1 auf Fe-Basis
entsprechend dem Material a1 auf Fe-Basis und ein Teil A4 auf Fe-Basis,
entsprechend dem Material a4 auf Fe-Basis herzustellen.
Fig. 4 ist eine Photomikrographie, die eine primäre thermisch behandelte
Struktur des Materials a1 auf Fe-Basis resultierend aus der Behandlung
im ersten Schritt zeigt und Fig. 5 ist eine schematische Kopie von Fig. 5.
Die primäre thermisch behandelte Struktur besteht aus einer Matrix
umfassend Martensit, einer großen Zahl von massiven restlichen γ-
Phasen, einer großen Zahl an intermetallischen Verbindungsphasen (MnS
u. dgl.) u. dgl.
Fig. 6 ist eine Photomikrographie, die eine sekundäre thermisch
behandelte Struktur des Teils A1 auf Fe-Basis zeigt und Fig. 7 ist eine
schematische Kopie der Fig. 6. Die sekundäre thermisch behandelte
Struktur besteht aus einer Matrix, umfassend eine α-Phase, einer großen
Zahl an feinen Carbidkörnern (hauptsächlich Fe3C), einer großen Zahl an
massiven präzipitierten γ-Phasen u. dgl.
In der sekundären thermisch behandelten Struktur tragen die feinen
Carbidkörnchen, welche feines Carbid sind, zu einer Erhöhung des
Young'schen Moduls des Teils A1 auf Fe-Basis bei. In diesem Fall ist es
wünschenswert, daß die mittlere Zahl der feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2
gleich oder größer als 1,05 ist. Diese Menge der feinen
Carbidkörnchen wurde durch eine Vorgehensweise bestimmt, welche das
Ausführen einer Image-Analyse (Bildanalyse) der metallographischen
Struktur durch ein Metallmikroskop o. dgl., um die Zahl der feinen
Carbidkörnchen pro 1 µm2 an mehreren Punkten zu bestimmen und das
Berechnen des Durchschnittswertes der an den Punkten bestimmten
Zahlen umfaßt. Wenn die feinen, faserförmigen Carbidphasen in die
sekundäre thermisch behandelte Struktur eingeschlossen sind, tragen sie
ebenfalls zu einer Erhöhung des Young'schen Moduls des Teils A1 auf
Fe-Basis bei.
Die präzipitierten γ-Phasen schließen Verunreinigungen darin ein, um zur
Erhöhung der Zähigkeit des Teils A1 auf Fe-Basis beizutragen. Für diesen
Zweck ist es wünschenswert, daß der Gehalt d der präzipitierten γ-
Phasen gleich oder größer als 0,8 Gew.-% (d ≧ 0,8 Gew.-%) ist. Der
Gehalt d der präzipitierten γ-Phasen wurde durch Berechnung aus dem
Zustandsdiagramm unter Verwendung einer thermodynamischen
Datenbank, wie etwa Thermo-Calc u. dgl. bestimmt.
Für beide Teile A1 und A4 auf Fe-Basis wurden die mittlere Zahl an
feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2 und der Gehalt d an präzipitierten γ-
Phasen durch das oben beschriebene Verfahren bestimmt und der
Zugversuch wurde ausgeführt, um die Zugfestigkeit und den
Young'schen Modul zu bestimmen. Weiterhin wurde der Charpy-
Schlagversuch ausgeführt, um eine Charpy-Schlagbiegezähigkeit zu
bestimmen, wobei die in Tabelle 3 gezeigten Ergebnisse erhalten wurden.
Das Teil A11 auf Fe-Basis in Tabelle 3 wird hierin im folgenden
beschrieben.
Wie aus Tabelle 3 ersichtlich ist, kann man sehen, daß das Teil A1 auf
Fe-Basis gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung einen
Young'schen Modul aufweist, der um etwa das 1,2-fache erhöht ist,
einen Charpy-Schlagbiegezähigkeitswert, der um etwa das 4,7-fache
erhöht ist und eine Festigkeit, die um etwa das 1,2-fache erhöht ist wie
diejenigen des Teils A4 auf Fe-Basis gemäß dem Vergleichsbeispiel und
folglich einen höheren Young'schen Modul, eine höhere Zähigkeit und
eine höhere Festigkeit aufweist.
Das in Tabelle 1 gezeigte Material a1 auf Fe-Basis wurde verwendet und
bei einer Erwärmungstemperatur T1 gleich 1500°C (T1 < TL = 1459°C),
wie in Fig. 8 gezeigt, geschmolzen; dann gequencht (Abkühlrate
CR: 1300°C/min) und danach einer Behandlung der zweiten Stufe,
ähnlich der für das Teil A1 auf Fe-Basis unterzogen, wobei ein Teil A11
auf Fe-Basis hergestellt wurde. Es wurde als Ergebnis der
mikroskopischen Untersuchung festgestellt, daß das Teil A11 auf Fe-
Basis eine thermisch behandelte Struktur ähnlich der sekundären
thermisch behandelten Struktur des Teils A1 auf Fe-Basis aufweist.
Die mittlere Zahl der feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2 u. dgl. in dem Teil
A11 auf Fe-Basis wurde in der gleichen Weise untersucht, wobei das in
Tabelle 3 gezeigte Ergebnis erhalten wurde. Man kann aus Tabelle 3
sehen, daß das Teil A11 auf Fe-Basis ähnliche Eigenschaften wie
diejenigen des Teils A1 auf Fe-Basis aufweist, außer daß die Zähigkeit
geringer ist als die des Teils A1 auf Fe-Basis.
Die Materialien a1, a2 und a3 auf Fe-Basis, die in Tabelle 1 gezeigt sind,
wurden verwendet und den Behandlungen im ersten und zweiten Schritt
unter den in Tabelle 4 und den Fig. 9 bis 11 gezeigten Bedingungen
unterzogen, wobei die Teile A12, A2 und A3 auf Fe-Basis entsprechend
den Materialien a1, a2 bzw. a3 auf Fe-Basis hergestellt wurden.
Es wurde als Ergebnis der mikroskopischen Untersuchung festgestellt,
daß jedes der Teile A12, A2 und A3 auf Fe-Basis eine sekundäre
thermisch behandelte Struktur ähnlich der sekundären thermisch
behandelten Struktur des Teils A1 auf Fe-Basis aufweist.
Die mittlere Zahl der feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2 u. dgl. in jedem der
Teile A12, A2 und A3 auf Fe-Basis wurde in der gleichen Weise
untersucht, wobei die in Tabelle 5 gezeigten Ergebnisse erhalten wurden.
Man kann aus Tabelle 5 sehen, daß das Teil A12 auf Fe-Basis
Eigenschaften aufweist, die ähnlich denen des Teils A1 auf Fe-Basis sind.
Jedes der Teile A2 und A3 auf Fe-Basis hat einen höheren Young'schen
Modul, hat jedoch eine geringere Zähigkeit. Man geht davon aus, daß es
kein Hindernis für eine praktische Verwendung gibt, wenn ein Teil auf Fe-
Basis einen solchen Zähigkeitswert aufweist, auch wenn das von den
Gebrauchsbedingungen abhängt.
Der erste Schritt zum Ausführen des Quenchen, wobei die
Erwärmungstemperatur T1 für das Material auf Fe-Basis in dem Bereich TS
< T1 < TL eingestellt wird, wie in Beispiel [I], entspricht einem
Thixogießverfahren, welches das Gießen eines halbgeschmolzenen
Materials auf Fe-Basis, in dem feste und flüssige Phasen nebeneinander
vorliegen, in eine Form mit guter Wärmeleitfähigkeit unter Druck umfaßt.
Deshalb ist ein Herstellungsverfahren, in dem der zweite Schritt nach
Ausführen eines Thixogießschritts ausgeführt wird, von der vorliegenden
Erfindung umfaßt.
Der erste Schritt zum Ausführen des Quenchens, wobei die
Erwärmungstemperatur T1 für das Material auf Fe-Basis auf T1 < TL
eingestellt wird, wie in Beispiel [II], entspricht einem Gießverfahren,
welches das Gießen eines geschmolzenen Metalls in eine Form mit einer
guten Wärmeleitfähigkeit umfaßt. Deshalb ist ein Herstellungsverfahren,
in dem der zweite Schritt nach Ausführen des Gießschritts, wie gerade
oben beschrieben, ausgeführt wird, von der vorliegenden Erfindung
umfaßt.
In diesem Beispiel werden die Materialien a1 und a2 auf Fe-Basis
verwendet.
Die Acm-Temperatur TA und die Solidustemperatur TS (der obere
Grenzwert der Erwärmungstemperatur T1 in der Ausführungsform) sowie
die Temperatur TS1, bei der die Menge an C-fester Lösung, CS = 0,16 Gew.-%
und die Temperatur TS2, bei der CS = 0,40 Gew.-%, sind in
Tabelle 6 gezeigt.
Beide Materialien a1 und a2 auf Fe-Basis wurden verwendet und den
Behandlungen im ersten und zweiten Schritt unter den in Tabelle 6 und
den Fig. 12 und 13 gezeigten Bedingungen unterzogen, um ein Teil
A13 auf Fe-Basis, entsprechend dem Material a1 auf Fe-Basis, und ein
Teil A21 auf Fe-Basis, entsprechend dem Material a2 auf Fe-Basis
herzustellen. Das Material a1 auf Fe-Basis wurde einer
Heißverstreckbehandlung unter den Bedingungen einer Temperatur von
1100°C und einer Streckrate von etwa 90% unterzogen und dann den
Behandlungen im ersten und zweiten Schritt unter den gleichen
Bedingungen wie für das Teil A13 auf Fe-Basis unterzogen, wobei ein
Teil A14 auf Fe-Basis hergestellt wurde.
Fig. 14 ist eine Photomikrographie, die eine primäre thermisch
behandelte Struktur des Materials a1 auf Fe-Basis zeigt, die aus dem
ersten Schritt resultiert und Fig. 15 ist eine schematische Kopie der
Fig. 14. Die primäre thermisch behandelte Struktur besteht aus einer
Matrix, umfassend Martensit, einer großen Zahl an massiven restlichen γ-
Phasen u. dgl.
Fig. 16 ist eine Photomikrographie, die eine sekundäre thermisch
behandelte Struktur des Teils A13 auf Fe-Basis zeigt und Fig. 17 ist eine
schematische Kopie von Fig. 16. Die sekundäre thermisch behandelte
Struktur besteht aus einer Matrix, umfassend eine α-Phase, einer großen
Zahl an feinen Carbidkörnchen (hauptsächlich Fe3C), einer großen Zahl an
Graphitkörnern, einer großen Zahl an massiven präzipitierten γ-Phasen
u. dgl.
In der sekundären thermisch behandelten Struktur tragen die feinen
Carbidkörnchen, welche feines Carbid sind, zu einer Erhöhung des
Young'schen Moduls des Teils A13 auf Fe-Basis bei. In diesem Fall ist es
wünschenswert, daß die mittlere Zahl der feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2
gleich oder größer als 1,05 ist. Das Verfahren zur Bestimmung dieser
Menge der feinen Carbidkörnchen ist das gleiche wie in Beispiel I. Wenn
feine faserförmige Carbidphasen in der sekundären thermisch
behandelten Struktur umfaßt sind, tragen sie ebenfalls zur Erhöhung im
Young'schen Modul des Teils A13 auf Fe-Basis bei.
Die präzipitierten γ-Phasen schließen Verunreinigungen darin ein, um zur
Erhöhung der Zähigkeit des Teils A13 auf Fe-Basis beizutragen. Für
diesen Zweck ist es wünschenswert, daß der Gehalt d der präzipitierten
γ-Phasen gleich oder größer als 0,25 Gew.-% ist (d ≧ 0,25 Gew.-%).
Das Verfahren zur Bestimmung des Gehalts d der präzipitierten γ-Phasen
ist das gleiche wie in Beispiel I.
Für die Teile A13, A14 und A21 auf Fe-Basis wurden die mittlere Zahl
der feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2 und der Gehalt d der präzipitierten
γ-Phasen durch das oben beschriebene Verfahren bestimmt und der
Zugversuch wurde ausgeführt, um die Zugfestigkeit und den
Young'schen Modul zu bestimmen. Weiterhin wurde der Charpy-
Schlagversuch ausgeführt, um den Charpy-Schlagbiegezähigkeitswert zu
bestimmen, wobei die in Tabelle 7 gezeigten Ergebnisse erhalten wurden.
Man kann aus Tabelle 7 sehen, daß das Teil A13 auf Fe-Basis gemäß
dem Beispiel der vorliegenden Erfindung einen Young'schen Modul
aufweist, der etwa um das 1,1-fache erhöht ist, einen Charpy-
Schlagbiegezähigkeitswert aufweist, der um das etwa 8,2-fache erhöht
ist und eine Festigkeit aufweist, die etwa um das 1,3-fache erhöht ist im
Vergleich zum Teil A21 auf Fe-Basis gemäß einem Vergleichsbeispiel.
Somit hat das Teil A13 auf Fe-Basis einen höheren Young'schen Modul,
einen höheren Charpy-Schlagbiegezähigkeitswert und eine höhere
Festigkeit. Das Teil A14 auf Fe-Basis gemäß dem Beispiel der
vorliegenden Erfindung, hergestellt unter Verwendung des Materials a1
auf Fe-Basis, welches aus der Streckbehandlung resultiert, hat einen
Charpy-Schlagbiegezähigkeitswert, der um etwa das 2-fache gegenüber
dem des Teils A13 auf Fe-Basis erhöht ist.
Fig. 18 zeigt die Beziehung zwischen der Temperatur und der Menge an
Kohlenstoff, der als feste Lösung in der Matrix in dem Material a1 auf Fe-
Basis gelöst ist, sowie den Young'schen Modul und die
Carbidbereichsrate in dem Teil A13 auf Fe-Basis. Wie aus Fig. 18
ersichtlich, kann man sehen, daß wenn die Erwärmungstemperatur T2 im
zweiten Schritt zwischen der Temperatur TS1, bei der die Menge CS an
als fester Lösung in der Matrix gelöstem Kohlenstoff 0,16 Gew.-%
beträgt und der Temperatur TS2, bei der die Menge CS 0,40 Gew.-%
beträgt, eingestellt wird, die Menge an präzipitiertem Carbid in dem Teil
A13 auf Fe-Basis groß ist, wobei der Young'sche Modul des Teils A13
deutlich erhöht wird.
Fig. 19 zeigt die Beziehung zwischen dem Verhältnis Ni (Gew.-%)/Mn
(Gew.-%) der Nickel (Ni)- und Mangan (Mn)-Gehalte und des
Young'schen Moduls sowie die Graphitbereichsrate für ein Teil auf Fe-
Basis. Wie aus Fig. 19 ersichtlich ist, ist wenn das Verhältnis Ni (Gew.-%)/Mn
(Gew.-%) gleich oder kleiner als 1,12 ist, die Graphitbereichsrate
geringer und der Young'sche Modul höher, aber wenn das Verhältnis Ni
(Gew.-%)/Mn (Gew.-%) größer als 1,12 ist, ist die Beziehung zwischen
der Graphitbereichsrate und dem Young'schen Modul umgekehrt.
Fig. 20 zeigt die Beziehung zwischen der mittleren Zahl an feinen
Carbidkörnchen pro 1 µm2 und dem Young'schen Modul für ein Teil auf
Fe-Basis. Man kann aus Fig. 20 sehen, daß wenn die mittlere Zahl auf
1,05 oder mehr eingestellt ist, der Young'sche Modul des Teils auf Fe-
Basis deutlich erhöht wird.
Tabelle 8 zeigt die Zusammensetzungen der Materialien a5 und a6 auf
Fe-Basis. Die Materialien a5 und a6 auf Fe-Basis wurden durch ein
Formgußverfahren (die casting) mittels Gießen hergestellt.
Die A3-Temperatur TA des Materials a5 auf Fe-Basis, die Acm-Temperatur
TA des Materials a6 auf Fe-Basis; die Temperatur TS1, bei der die Menge
an C-fester Lösung sich auf CS = 0,16 Gew.-% beläuft und die
Temperatur TS2, bei der CS = 0,40 Gew.-%, sind in Tabelle 9 gezeigt.
Beide Materialien a5 und a6 auf Fe-Basis wurden verwendet und den
Behandlungen im ersten und zweiten Schritt unter den in Tabelle 9 und
den Fig. 21 und 22 gezeigten Bedingungen unterzogen, um ein Teil
A5 auf Fe-Basis entsprechend dem Material a5 auf Fe-Basis und ein Teil
A6 auf Fe-Basis entsprechend dem Material a6 auf Fe-Basis herzustellen.
Das Material a5 auf Fe-Basis, resultierend aus der Behandlung im ersten
Schritt, hat eine primäre thermisch behandelte Struktur bestehend aus
einer Matrix, umfassend Martensit, einer großen Zahl von massiven
restlichen γ-Phasen u. dgl. Das Teil A5 auf Fe-Basis hat eine sekundäre
thermisch behandelte Struktur bestehend aus einer Matrix, umfassend
eine hypo-eutektische Struktur, einer großen Zahl von feinen
Carbidkörnchen (hauptsächlich Fe3C), einer großen Zahl an
Graphitkörnern, einer großen Zahl an massiven präzipitierten γ-Phasen
u. dgl.
In der sekundären thermisch behandelten Struktur tragen die feinen
Carbidkörnchen, welches feines Carbid sind, zu einer Erhöhung des
Young'schen Moduls des Teils A5 auf Fe-Basis bei. In diesem Fall ist es
wünschenswert, daß die mittlere Zahl der feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2
gleich oder größer als 1,05 ist (siehe Fig. 20). Das Verfahren zur
Bestimmung der Menge der feinen Carbidkörnchen ist das gleiche wie in
Beispiel I. Wenn Carbid in Form feiner kurzer Fasern in der sekundären
thermisch behandelten Struktur eingeschlossen sind, trägt es ebenfalls
zur Erhöhung des Young'schen Moduls des Teils A5 auf Fe-Basis bei.
Die präzipitierten γ-Phasen schließen Verunreinigungen darin ein,
wodurch sie zur Erhöhung der Zähigkeit des Teils auf Fe-Basis beitragen.
Für diesen Zweck ist es wünschenswert, daß der Gehalt d der
präzipitierten γ-Phasen gleich oder größer als 0,25 Gew.-% ist (d ≧ 0,25 Gew.-%).
Das Verfahren zur Bestimmung des Gehalts d der präzipitierten
γ-Phasen ist das gleiche wie in Beispiel I.
Für die Teile A5 und A6 auf Fe-Basis wurden die mittlere Zahl der feinen
Carbidkörnchen pro 1 µm2 und der Gehalt d der präzipitierten γ-Phasen
durch das oben beschriebene Verfahren bestimmt und der Zugversuch
wurde ausgeführt, um die Zugfestigkeit und den Young'schen Modul zu
bestimmen. Weiterhin wurde der Charpy-Schlagversuch ausgeführt, um
einen Charpy-Schlagbiegezähigkeitswert zu bestimmen, wobei die in
Tabelle 10 gezeigten Ergebnisse erhalten wurden.
Man kann aus Tabelle 10 sehen, daß das Teil A5 auf Fe-Basis
entsprechend einem Beispiel der vorliegenden Erfindung eine leicht
niedrigere Zugfestigkeit als das Teil A6 auf Fe-Basis gemäß dem
Vergleichsbeispiel aufweist, aber einen höheren Young'schen Modul und
Charpy-Schlagbiegezähigkeitswert gegenüber dem Teil A6 auf Fe-Basis
und folglich einen höheren Young'schen Modul und eine höhere Zähigkeit
aufweist.
Dann wurden die Teile A5 und A6 auf Fe-Basis einem Biegetest wie folgt
unterzogen: Zunächst wurden die Teile A5 und A6 auf Fe-Basis um 90°
unter Verwendung eines V-Blocks gebogen. Es wurden keine Defekte in
dem Teil A5 auf Fe-Basis erzeugt, aber es wurden Risse in dem Teil A6
auf Fe-Basis erzeugt. Dann wurde das um 90° gebogene Teil A5 auf Fe-
Basis so gebogen, daß sich Teile der gegenüberliegenden Seiten
miteinander überlagerten, d. h. es wurde um 180° gebogen. Die Bildung
von Rissen o. dgl. wurde in dem Teil A5 auf Fe-Basis nicht beobachtet.
Dadurch wurde bestätigt, daß ein Teil A5 auf Fe-Basis mit guter
Kaltverarbeitbarkeit gemäß dem Beispiel der vorliegenden Erfindung
hergestellt werden kann.
Dann wurden die Zugfestigkeit und der Young'sche Modul der Teile A5
und A6 auf Fe-Basis betrachtet, nachdem sie einem Schweißen
unterzogen wurden. Beim Schweißen wurde eine Vorgehensweise
verwendet, welche das Schneiden von stabförmigen Teilen A5 und A6
auf Fe-Basis mit einem Durchmesser von 3 mm an einem Punkt in der
Hälfte der Längsrichtung, Polieren von jedem der Abschnitte von beiden
Hälften zu einer glatten Oberfläche und dann angrenzendes
Zusammenbringen der Abschnitte der beiden Hälften gegeneinander, um
ein Projektionsschweißen durchzuführen umfaßt. Fig. 23 zeigt die
Zugfestigkeit und den Young'schen Modul der Teile A5 und A6 auf Fe-
Basis vor und nach dem Schweißen. In Fig. 23 entsprechen A5 und A6
den Teilen A5 bzw. A6 auf Fe-Basis. Wie aus Fig. 23 ersichtlich kann
man sehen, daß im Fall des Fe-Teils A5 die Variationen in der
Zugfestigkeit und im Young'schen Modul zwischen vor und nach dem
Schweißen nicht so groß sind, daß aber im Fall des Teils A6 auf Fe-Basis
die Zugfestigkeit nach dem Schweißen deutlich verringert ist. Dies ist
hauptsächlich deswegen so, weil das Teil A6 auf Fe-Basis kein Titan (Ti)
enthält.
Dann wurden die Zugfestigkeit und der Young'sche Modul der Teile A5
und A6 auf Fe-Basis nach einem künstlichen Altern betrachtet. Die
Fig. 24 und 25 zeigen die Zugfestigkeit und den Young'schen Modul
der Teile A5 und A6 auf Fe-Basis vor und nach dem Altern bei 500°C
und vor und nach dem Altern bei 700°C. In den Fig. 24 und 25
entsprechen A5 und A6 den Teilen A5 bzw. A6 auf Fe-Basis. Wie aus
Fig. 24 ersichtlich, kann man sehen, daß die Veränderungen in der
Zugfestigkeit und im Young'schen Modul des Teils A5 auf Fe-Basis vor
und nach dem Altern bei 500°C kleiner sind als diejenigen des Teils A6
auf Fe-Basis. Auf der anderen Seite kann man aus Fig. 25 sehen, daß
die Veränderungen im Young'schen Modul des Teils A6 auf Fe-Basis
zwischen vor und nach dem Altern bei 700°C kleiner sind als die des
Teils A5 auf Fe-Basis. Man kann aus den Fig. 24 und 25 sehen, daß
der Young'sche Modul des Teils A5 auf Fe-Basis sich im Lauf der Zeit nur
gering verändert.
Zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis wird ein Material auf Fe-Basis
enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,0 Gew.-%
Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
in einem ersten Schritt einer thermischen Behandlung bei einer
Erwärmungstemperatur T1, die in einem Bereich von TS < T1 < TL
eingestellt wird, worin TS eine Solidustemperatur des Materials auf Fe-
Basis darstellt und TL eine Liquidustemperatur darstellt, und unter
Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt sind,
unterzogen. In einem zweiten Schritt wird das resultierende Material auf
Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur
T2, die in einem Bereich von Te1 < T2 < Te2 eingestellt wird, worin Te1
eine eutektische Transformationsanfangstemperatur darstellt und Te2
eine eutektische Transformationsendtemperatur darstellt und und für eine
Erwärmungszeit t, die im Bereich von 60 min ≦ t ≦ 180 min eingestellt
wird, unterzogen. Damit ist es möglich, ein Teil auf Fe-Basis herzustellen,
das einen hohen Young'schen Modul und eine hohe Zähigkeit aufweist.
Claims (9)
1. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul, umfassend einen ersten Schritt, worin ein
Material auf Fe-Basis enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die in einem Bereich von Ts < T1 < TL eingestellt wird, worin Ts eine Solidustemperatur für das Material auf Fe-Basis darstellt und TL eine Liquidustemperatur darstellt und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe- Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2, die in einem Bereich von Te1 < T2 < Te2 eingestellt wird, worin Te1 eine eutektische Transformationsanfangstemperatur darstellt und Te2 eine eutektische Transformationsendtemperatur darstellt und für eine Erwärmungszeit t, die in einem Bereich von 60 min ≦ t ≦ 180 min eingestellt wird, unterzogen wird.
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidlicher Verunreinigungen,
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die in einem Bereich von Ts < T1 < TL eingestellt wird, worin Ts eine Solidustemperatur für das Material auf Fe-Basis darstellt und TL eine Liquidustemperatur darstellt und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe- Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2, die in einem Bereich von Te1 < T2 < Te2 eingestellt wird, worin Te1 eine eutektische Transformationsanfangstemperatur darstellt und Te2 eine eutektische Transformationsendtemperatur darstellt und für eine Erwärmungszeit t, die in einem Bereich von 60 min ≦ t ≦ 180 min eingestellt wird, unterzogen wird.
2. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul, umfassend einen ersten Schritt, worin ein
Material auf Fe-Basis enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
einer Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die auf T1 < TL eingestellt wird, worin TL eine Liquidustemperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2, die in einem Bereich von Te1 < T2 < Te2 eingestellt wird, worin Te1 eine eutektische Transformationsanfangstemperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt und Te2 eine eutektische Transformationsendtemperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt, und für eine Erwärmungszeit t, die in einem Bereich von 60 min ≦ t ≦ 180 min eingestellt wird, unterzogen wird.
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
einer Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die auf T1 < TL eingestellt wird, worin TL eine Liquidustemperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2, die in einem Bereich von Te1 < T2 < Te2 eingestellt wird, worin Te1 eine eutektische Transformationsanfangstemperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt und Te2 eine eutektische Transformationsendtemperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt, und für eine Erwärmungszeit t, die in einem Bereich von 60 min ≦ t ≦ 180 min eingestellt wird, unterzogen wird.
3. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul, umfassend einen ersten Schritt, worin ein
Material auf Fe-Basis enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die in einem Bereich von TA < T1 < TS eingestellt wird, worin TA eine Acm-Temperatur für das Material auf Fe-Basis darstellt und TS eine Solidustemperatur darstellt und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2, die in einem Bereich von Te1 < T2 < Te2 eingestellt wird, worin Te1 eine eutektische Transformationsanfangstemperatur darstellt und Te2 eine eutektische Transformationsendtemperatur darstellt, und für eine Erwärmungszeit t, die in einem Bereich von 60 min ≦ t ≦ 180 min eingestellt wird, unterzogen wird.
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die in einem Bereich von TA < T1 < TS eingestellt wird, worin TA eine Acm-Temperatur für das Material auf Fe-Basis darstellt und TS eine Solidustemperatur darstellt und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2, die in einem Bereich von Te1 < T2 < Te2 eingestellt wird, worin Te1 eine eutektische Transformationsanfangstemperatur darstellt und Te2 eine eutektische Transformationsendtemperatur darstellt, und für eine Erwärmungszeit t, die in einem Bereich von 60 min ≦ t ≦ 180 min eingestellt wird, unterzogen wird.
4. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul nach einem der Ansprüche 1, 2 oder 3, worin
eine große Zahl an feinen Carbidkörnchen im zweiten Schritt
präzipitiert wird, wobei die mittlere Zahl der feinen Carbidkörnchen
pro 1 µm2 gleich oder größer als 1,05 ist.
5. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul und einer hohen Zähigkeit, umfassend einen
ersten Schritt, worin ein Material auf Fe-Basis enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-%
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) ≦ 1,12 und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die auf T1 ≧ TA eingestellt wird, worin TA eine Acm-Temperatur für das Material auf Fe-Basis darstellt, und unter Kühlungsbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2 unterzogen wird, die in einem Bereich von TS1 ≦ T2 ≦ TS2 eingestellt wird, worin TS1 eine Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen Kohlenstoff in einer Matrix des Materials auf Fe-Basis 0,16 Gew.-% beträgt, und TS2 eine Temperatur darstellt, bei der der feste gelöste Kohlenstoff 0,40 Gew.-% beträgt.
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,9 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-%
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) ≦ 1,12 und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die auf T1 ≧ TA eingestellt wird, worin TA eine Acm-Temperatur für das Material auf Fe-Basis darstellt, und unter Kühlungsbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2 unterzogen wird, die in einem Bereich von TS1 ≦ T2 ≦ TS2 eingestellt wird, worin TS1 eine Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen Kohlenstoff in einer Matrix des Materials auf Fe-Basis 0,16 Gew.-% beträgt, und TS2 eine Temperatur darstellt, bei der der feste gelöste Kohlenstoff 0,40 Gew.-% beträgt.
6. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul und einer hohen Zähigkeit nach Anspruch 5,
worin eine große Zahl von feinen Carbidkörnchen im zweiten
Schritt präzipitiert wird, wobei die mittlere Zahl der feinen
Carbidkörnchen pro 1 µm2 gleich oder größer als 1,05 ist.
7. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul und einer hohen Zähigkeit nach Anspruch 5
oder 6, worin eine große Zahl von massiven γ-Phasen im zweiten
Schritt präzipitiert wird, worin der Gehalt d der massiven γ-Phasen
gleich oder größer als 0,25 Gew.-% ist.
8. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul und einer hohen Zähigkeit, umfassend einen
ersten Schritt, worin ein Material auf Fe-Basis enthaltend
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,0 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-%
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) ≦ 1,12
0,3 Gew.-% ≦ AE ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
hergestellt wird, worin AE mindestens ein Legierungselement ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ti, V, Nb, W und Mo ist,
und worin das Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die auf T1 ≧ TA3 eingestellt wird, worin TA3 die A3-Temperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt, und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2 unterzogen wird, die in einem Bereich von TS1 ≦ T2 ≦ TS2 eingestellt wird, worin TS1 eine Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen Kohlenstoff in einer Matrix des Materials auf Fe-Basis 0,16 Gew.-% beträgt und TS2 eine Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen Kohlenstoff 0,40 Gew.-% beträgt.
0,6 Gew.-% ≦ Kohlenstoff (C) ≦ 1,0 Gew.-% Silicium (Si) < 2,2 Gew.-%
0,9 Gew.-% ≦ Mangan (Mn) ≦ 1,7 Gew.-%
0,5 Gew.-% ≦ Nickel (Ni) ≦ 1,5 Gew.-%
Ni (Gew.-%)/Mn (Gew.-%) ≦ 1,12
0,3 Gew.-% ≦ AE ≦ 1,5 Gew.-% und
den Rest Eisen (Fe) einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen,
hergestellt wird, worin AE mindestens ein Legierungselement ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ti, V, Nb, W und Mo ist,
und worin das Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T1, die auf T1 ≧ TA3 eingestellt wird, worin TA3 die A3-Temperatur des Materials auf Fe-Basis darstellt, und unter Kühlbedingungen, die auf ein Quench-Niveau eingestellt werden, unterzogen wird und einen zweiten Schritt, worin das resultierende Material auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung bei einer Erwärmungstemperatur T2 unterzogen wird, die in einem Bereich von TS1 ≦ T2 ≦ TS2 eingestellt wird, worin TS1 eine Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen Kohlenstoff in einer Matrix des Materials auf Fe-Basis 0,16 Gew.-% beträgt und TS2 eine Temperatur darstellt, bei der die Menge an gelöstem festen Kohlenstoff 0,40 Gew.-% beträgt.
9. Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit einem hohen
Young'schen Modul und einer hohen Zähigkeit nach Anspruch 8,
worin eine große Zahl von feinen Carbidkörnchen und eine große
Zahl von massiven γ-Phasen im zweiten Schritt präzipitiert werden,
worin die mittlere Zahl der feinen Carbidkörnchen pro 1 µm2 gleich
oder größer als 1,05 ist und der Gehalt d der massiven γ-Phasen
gleich oder größer als 0,25 Gew.-% ist.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24783598A JP4109763B2 (ja) | 1998-08-18 | 1998-08-18 | 高ヤング率高靱性Fe系部材の製造方法 |
JP24783498A JP4109762B2 (ja) | 1998-08-18 | 1998-08-18 | 高ヤング率Fe系部材の製造方法 |
JP18591199A JP2001011532A (ja) | 1999-06-30 | 1999-06-30 | 高ヤング率高靱性Fe系部材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE19938936A1 true DE19938936A1 (de) | 2000-03-02 |
DE19938936C2 DE19938936C2 (de) | 2002-06-27 |
Family
ID=27325646
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19938936A Expired - Fee Related DE19938936C2 (de) | 1998-08-18 | 1999-08-17 | Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Elastizitätsmodul und ein Teil auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Elastizitätsmodul und hoher Zähigkeit |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6537397B1 (de) |
CN (1) | CN1082094C (de) |
DE (1) | DE19938936C2 (de) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1426459A1 (de) * | 2002-12-05 | 2004-06-09 | Ascometal | Machinenbaustahl, Verfahren zum Warmumformen eines Werkstückes aus diesem Stahl und nach diesem Verfahren hergestelltes Werkstück |
EP1426460A1 (de) * | 2002-12-05 | 2004-06-09 | Ascometal | Maschinenbaustahl, Verfahren zum Heissformen eines daraus hergestellten Stahlwerkstückes, und so hergestelltes Werkstück |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5753781B2 (ja) * | 2008-07-11 | 2015-07-22 | アクティエボラゲット・エスコーエッフ | 鋼構成部品を製造する方法、溶接線、溶接された鋼構成部品、および軸受構成部品 |
US20140261905A1 (en) * | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Castrip, Llc | Method of thin strip casting |
CN104688086A (zh) * | 2014-12-01 | 2015-06-10 | 梅照付 | 一种多功能铲制造方法 |
CN104433875A (zh) * | 2014-12-01 | 2015-03-25 | 梅照付 | 一种多功能铲及其制造方法 |
US10343212B2 (en) * | 2016-01-19 | 2019-07-09 | Wenhui Jiang | Hardfacing containing tungsten carbide particles with barrier coating and methods of making the same |
Family Cites Families (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US810531A (en) * | 1903-02-18 | 1906-01-23 | Robert A Hadfield | Process of hardening steel. |
US805460A (en) * | 1905-03-01 | 1905-11-28 | Robert Abbott Hadfield | Manufacture of caps for armor-piercing projectiles. |
US921925A (en) * | 1907-07-13 | 1909-05-18 | Carnegie Steel Company | Method of treating armor or deck plates. |
US1492567A (en) * | 1921-01-17 | 1924-05-06 | Frederick C Langenberg | Process of making high-speed steel tools |
US2368418A (en) * | 1942-11-06 | 1945-01-30 | Ford Motor Co | Heat treatment for steel alloys |
US3655465A (en) * | 1969-03-10 | 1972-04-11 | Int Nickel Co | Heat treatment for alloys particularly steels to be used in sour well service |
CH539134A (de) * | 1971-05-12 | 1973-07-15 | Graf & Co Ag | Kardengarnitur |
BE794731A (fr) * | 1972-02-07 | 1973-05-16 | Boehler & Co Ag Geb | Application de bandes d'acier ameliorees par trempe et revenu a la fabrication de supports de cambrure pour chaussures |
US4576653A (en) * | 1979-03-23 | 1986-03-18 | Allied Corporation | Method of making complex boride particle containing alloys |
JPS56139619A (en) * | 1980-03-31 | 1981-10-31 | Nippon Steel Corp | Production of high young's modulus steel material |
JPS5827956A (ja) * | 1981-08-11 | 1983-02-18 | Aichi Steel Works Ltd | 耐へたり性の優れたばね用鋼 |
JPH04254546A (ja) * | 1991-02-07 | 1992-09-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高炭素薄鋼板およびその製造方法 |
US5185044A (en) * | 1992-01-29 | 1993-02-09 | Verhoeven John D | Method of making "Damascus" blades |
JPH0770636A (ja) * | 1993-08-31 | 1995-03-14 | Daido Steel Co Ltd | 高弾性係数を有する鋼製部品の製造方法 |
JPH08218118A (ja) * | 1995-02-13 | 1996-08-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 粒子微細分散型高ヤング率鋼材の製造方法 |
GB9608108D0 (en) * | 1996-04-19 | 1996-06-26 | Naco Inc | Steel Castings |
-
1999
- 1999-08-17 US US09/376,051 patent/US6537397B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1999-08-17 DE DE19938936A patent/DE19938936C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1999-08-18 CN CN99117923A patent/CN1082094C/zh not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1426459A1 (de) * | 2002-12-05 | 2004-06-09 | Ascometal | Machinenbaustahl, Verfahren zum Warmumformen eines Werkstückes aus diesem Stahl und nach diesem Verfahren hergestelltes Werkstück |
EP1426460A1 (de) * | 2002-12-05 | 2004-06-09 | Ascometal | Maschinenbaustahl, Verfahren zum Heissformen eines daraus hergestellten Stahlwerkstückes, und so hergestelltes Werkstück |
FR2848226A1 (fr) * | 2002-12-05 | 2004-06-11 | Ascometal Sa | Acier pour construction mecanique, procede de mise en forme a chaud d'une piece de cet acier, et piece ainsi obtenue |
FR2848225A1 (fr) * | 2002-12-05 | 2004-06-11 | Ascometal Sa | Acier pour construction mecanique, procede de mise en forme a chaud d'une piece de cet acier et piece ainsi obtenue |
US6994758B2 (en) | 2002-12-05 | 2006-02-07 | Ascometal | Steel for mechanical construction, method of hot-shaping of a part from this steel, and part thus obtained |
US7005017B2 (en) | 2002-12-05 | 2006-02-28 | Ascometal | Steel for mechanical construction, method of hot-shaping of a part from this steel, and part thus obtained |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE19938936C2 (de) | 2002-06-27 |
CN1082094C (zh) | 2002-04-03 |
US6537397B1 (en) | 2003-03-25 |
CN1245220A (zh) | 2000-02-23 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE3628862C2 (de) | ||
DE69924951T2 (de) | Niedrig legierter Stahl für röhrenförmige Gegenstände in der Ölindustrie | |
DE2211229C3 (de) | Verfahren zur Verbesserung der Zeitstandfestigkeit bei Temperaturen über 750 Grad C eines austenitisehen Chrom-Nickel-Stahlhalbzeuges | |
DE60016369T2 (de) | Kalt bearbeitbarer stahldraht oder stahlstab und verfahren | |
DE602004011136T2 (de) | Schnellarbeitsstahl und Verfahren zu seiner Herstellung | |
DE60300835T2 (de) | Kaltgewalztes Stahlblech mit ultrafeinem Korngefüge und Verfahren zu dessen Herstellung | |
DE60130755T2 (de) | Warmgewalzter draht oder stahlblock, die wärmebandelbar und verwendbar im maschinenbau sind und herstellungsverfahren dafür | |
DE69908124T2 (de) | Stahlmaterial für warmwerkzeug | |
DE60205419T2 (de) | Niedrig legierter und hitzebeständiger Stahl, Verfahren zur Wärmebehandlung und Turbinenrotor | |
DE60020263T2 (de) | Verwendung eines ausscheidungsgehärteten martensitischen edelstahls | |
DE60103598T2 (de) | Nicht-gefrischter stahl mit verminderter anisotropie und ausgezeichneter festigkeit, zähigkeit und verarbeitbarkeit | |
DE69130555T3 (de) | Hochfestes Stahleinblech zur Umformung durch Pressen und Verfahren zur Herstellung dieser Bleche | |
DE102005027258A1 (de) | Hochkohlenstoffhaltiger Stahl mit Superplastizität | |
DE60300561T3 (de) | Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes | |
DE112016005198T5 (de) | Walzdraht mit ausgezeichneter Kaltschmiedbarkeit und Verfahren zu seiner Herstellung | |
DE112019005199T5 (de) | WARMGEPRESSTER ACHSGEHÄUSESTAHL DER GÜTE 800 MPa UND HERSTELLUNGSVERFAHREN DAFÜR | |
DE3541792A1 (de) | Bolzen und verfahren zu seiner herstellung | |
DE112021005074T5 (de) | Warmgeformter Achsgehäusestahl mit einer Streckgrenze im Bereich von 700 MPa und dessen Herstellungsverfahren | |
DE3903774C2 (de) | Verfahren zum Herstellen eines legierten Stahlblechs | |
EP1274872B1 (de) | Verfahren zur herstellung eines stickstofflegierten, sprühkompaktierten stahls, verfahren zu seiner herstellung | |
DE19829047A1 (de) | Aluminiumkolbenlegierung und Aluminiumlegierungskolben | |
DE19938936C2 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Teils auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Elastizitätsmodul und ein Teil auf Fe-Basis mit hohem Young'schem Elastizitätsmodul und hoher Zähigkeit | |
DE69827404T2 (de) | Verfahren zur herstellung von blech aus aluminium-legierung | |
DE69907982T2 (de) | Werkstoffe zum Schweissen von Stahl mit hohem Chromgehalt | |
DE19920324B4 (de) | Verwendung eines Stahls mit ausgezeichneter Bruchspaltbarkeit und Dauerfestigkeit in Pleuelstangen |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
OP8 | Request for examination as to paragraph 44 patent law | ||
D2 | Grant after examination | ||
8364 | No opposition during term of opposition | ||
R119 | Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee | ||
R119 | Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee |
Effective date: 20150303 |