DE3311696A1 - Verfahren zur einsatzhaertung von stahlteilen - Google Patents
Verfahren zur einsatzhaertung von stahlteilenInfo
- Publication number
- DE3311696A1 DE3311696A1 DE19833311696 DE3311696A DE3311696A1 DE 3311696 A1 DE3311696 A1 DE 3311696A1 DE 19833311696 DE19833311696 DE 19833311696 DE 3311696 A DE3311696 A DE 3311696A DE 3311696 A1 DE3311696 A1 DE 3311696A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- hardening
- martensite
- temperature
- austenite
- steel
- 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.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- 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
-
- 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
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
- C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
-
- 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
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
- C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
- C21D7/06—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by shot-peening or the like
-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/80—After-treatment
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
Patentanwalts
Dr. re?, nat Thomas Berendt
Dr.-Ing. Hanc Leyh Innere Inferior Str. 20 - D 8G00 Itun&cn CO
Unser Zeichen: A 14 Lh/fi
DANA CORPORATION
4500 Dorr Street
Toledo, Ohio, U.S.A.
4500 Dorr Street
Toledo, Ohio, U.S.A.
Verfahren zur Einsatzhärtung von Stahl teil en
A 14 643 H Dana Corp.
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Einsatzhärtung oder Oberflächenhärtung
von Stahl teil en, insbesondere zur Steuerung der Qualität
der Einsatzhärtung und des Widerstandes von Stahl-Lagerflächen gegen
Abnutzung und Verformung.
Eine niedrige Oberflächenhärte und eine damit einhergehende geringe
Verschleißfestigkeit haben oft ihre Ursache in der Herstellung der Stahl-Lagerflächen, insbesondere bei Lagerzapfen, wie sie in Kreuzgelenken
verwendet werden. Solche Teile werden gewöhnlich aus Stahl-Schmiedestücken
hergestellt, wobei üblicherweise das Schmiedestück oder der Preßling
wärmebehandelt wurde vor allen spanabhebenden Bearbeitungen, wie z.B.
Schleifen. Beim Schleifen, Schwappein oder anderen Endbearbeitungen werden einige hundertste! Millimeter der gehärteten Oberfläche abgetragen,
die durch Wärmebehandlung und nachfolgendes Abschrecken hergestellt worden
ist. Eine solche spanabhebende Bearbeitung nach der Wärmebehandlung hatte
die Wirkung, daß jeglicher Rest-Austenit in solchen oberflächengehärteten
Teilen entfernt wurde. Der Rest-Austenit wurde als unerwünscht betrachtet, wegen seiner Neigung, sich bei Arbeitshärtung (work hardening) leicht in
ungetemperten Martensit umzuwandeln, oder der Verbiegung von Teilen bei
sehr niedrigen Temperaturen. In der Fachwelt wurde allgemein der Standpunkt vertreten, daß ungetemperter Martensit unter allen Umständen zu
vermeiden sei, da dieser die Ursache von Dimensionsänderungen der fertigen Teile und ebenso die Ursache von Brüchigkeit und Brüchen ist.
Bisherige Lagerzapfen wurden daher nach der Wärmebehandlung und dem Abschrecken
geschliffen, um merkliche Teile der einsatzgehärteten Schichten abzutragen, die typischerweise nur etwa null bis fünf Prozent Rest-Austenit
enthalten. Die Vermeidung von sämtlichem ungetemperten Martensit im Endprodukt führte daher zu Lagerflächen, die eine niedrigere, als die erwünschte
Oberflächenhärte hatten und ebenso eine niedrigere Festigkeit gegenüber Abrieb, Verschleiß und Verformung.
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Oberflächenhärtung von Lagerflächen
von Stahlteilen, wobei die Lagerflächen eine höhere Festigkeit bzw. höheren Widerstand gegen Abrieb, Verschleiß und Deformation haben
sollen. Die Oberflächen werden maschinell bearbeitet, aufgekohlt, abgeschreckt,
getempert und einer mechanischen Härtung unterzogen, wobei ein relativ hoher Prozentsatz des Austenits, der während des Aufkohlens
gebildet wird, durch das Abschrecken erhalten bleibt. Ein beträchtlicher
Prozentsatz des Rest-Austenits wird dann während des mechanischen
Härtens absichtlich in ungetemperten Martensit umgewandelt.
Vorteilhafterweise werden hierbei zuerst die maschinellen Bearbeitungsschritte ausgeführt, wie Schleifen und andere spanabhebende Bearbeitungen,
worauf das Maschinenteil aufgekohlt wird, um eine Kohlenstoffkonzentration
in der Oberflächenschicht im Bereich von 0,9 - 1,3% zu erreichen, danach
wird das Maschinenteil direkt in öl abgeschreckt, wodurch 10 - 30% Austenit
in einer Tiefe von wenigstens 0,25 mm erhalten bleiben, wonach das Maschinenteil in einer kontrollierten Ofenatmosphäre bei konstanter
Temperatur getempert wird, worauf schließlich das Maschinenteil mechanisch gehärtet wird, um einen Teil des restlichen Austenits in ungetemperten
Martensit umzuwandeln, mit der Folge, daß die Oberflächenschicht wenigstens 5-20% ungetemperten Martensit enthält.
Die einzige Figur der Zeichnung stellt ein oberflächengehärtetes Kreuzgelenk
dar, das gemäß der Erfindung bearbeitet worden ist.
Die Erfindung befaßt sich mit der Oberflächenhärtung von Lagerflächen von
Stahlteilen, beispielsweise den Oberflächen der Lagerzapfen 12 eines Kreuzgelenkes
10, wie es in der Zeichnung dargestellt ist. Die Lagerzapfen 12, die sich vom Mittelteil 14 des Kreuzgelenkes aus radial erstrecken, stehen
in Rollkontakt mit nicht-gezeigten Nadellagern. Solche Oberflächen sollten eine hohe Abriebfestigkeit und hohen Widerstand gegen Verformung aufweisen,
außerdem aber auch eine ausreichende Festigkeit gegen Rollkontakt-Ermüdung.
Das Verfahren besteht aus fünf Grund-Arbeitsschritten und die nachfolgende
Tabelle zeigt eine bevorzugte Folge dieser Arbeitsschritte, wie sie in der Praxis ausgeführt werden können.
Material: Stahl SAE 8617
Spanabhebende
Bearbeitung
Bearbeitung
Aufkohlen Direkte Ab- f Tempern
schreckung !
schreckung !
Arbeitshärtung
Grobabdrehen
Schleifen
oder andere
Endbearbeitung
oder andere
Endbearbeitung
Temperatur: 840-9500C
Dauer: 3-6 Std.
Effektive Schichttiefe: wenigstens 0,25mm .
Kohl enstoffkonzentration
in der Oberfläche: 0,9-1,3%
Temperatur: Temperatur:
O1C nnnOp mn oncOr
815-900"C
Abschreckmittel :
öl mit
26-550C
öl mit
26-550C
Dauer:
3-7 min.
3-7 min.
349-205uC
Dauer:
1-1,5 Std.
1-1,5 Std.
Technik: Kugelstrahlen
Material: ASTM 390 Hartstahl kugeln
Stärke: Almen-Test "A" Bogenhöhe
0,4-0,66mm
0,4-0,66mm
Oberflächen härte in Rockwell C: |
63-67 . | 59-64 i |
59-68 |
Zusammen setzungen: |
|||
Austern't, Rest |
I U OU /ο | 10-30% | 5-10% |
Getemperter Martensit |
i 0% [ |
70-90% | 70-90% |
Ungetemperter Martens it ■ ,..,—,■■,-■ . .... ■..—--- — -. 4 |
1 70-90% J |
0% | 5-20% |
331169G -fr- T-
Zuerst werden die Zapfen 12 des Kreuzgelenkes 10 voll maschinell, d.h.
spanabhebend bearbeitet. Ein wesentliches Merkmal der Erfindung ist dabei, daß alle spanabhebenden Bearbeitungen in einer ersten Phase ausgeführt
werden, um jegliches Abtragen von gehärtetem Oberflächenmaterial zu vermeiden.
Wie sich aus der Tabelle ergibt, wird das Kreuzgelenk 10 somit zunächst maschinell bearbeitet, z.B. auf einer Drehbank grob abgedreht,
worauf eine Feinbearbeitung folgt, z.B. Schleifen auf die gewünschten Endabmessungen und Toleranzen. Das Kreuzgelenk 10 wird zweckmäßigerweise
als Schmiedestück gepreßt und die Lagerzapfen 12 werden, wie beschrieben, auf die endgültigen Maße und Toleranzen fertigbearbeitet, zur Verwendung
als Lagerflächen für Wälzlager.
Danach wird das Teil 10 bei einer Temperatur im Bereich von 840-9500C
aufgekohlt. Diese Aufkohlung erfolgt über eine Zeit von etwa 3-6 Stunden. Der Aufkohlungs- oder Einsetzofen kann ein kontinuierlich arbeitender
Stoßofen sein, bei welchem ein endothermisches Gas als Träger für eine
gewünschte Atmosphäre zur Erreichung eines hohen Kohlenstoffpotentials
verwendet wird. Das Trägergas ist zweckmäßigerweise mit einem Kohlenwasserstoffgas
angereichert, beispielsweise Methan. Die Kohlenstoffkonzentration in der Oberflächenschicht beträgt vorzugsweise etwa 0,9-1,3%.
Unter den genannten Bedingungen gewährleistet diese Konzentration, daß die Tiefe der aufgekohlten Schicht wenigstens 0,25mm beträgt. In manchen
Bereichen der aufgekohlten Flächen kann unter diesen Bedingungen eine
Oberflächenhärte bis zu einer Tiefe von 1,25mm erreicht werden. Durch
dieses Einsetzen wird gewährleistet, daß ein beträchtlicher Anteil von
Austenit in der Oberflächenschicht des Teiles 10 verbleibt.
Abhängig vom Kohlenstoffgehalt des Stahles wird die austenitische Phase
des Stahles bei einer Temperatur von 7230C erreicht bei der eutektoiden
Zusammensetzung von 0,8% Kohlenstoff und bei höheren Temperaturen für alle anderen Kohlenstoffanteile. Von allen Stahl-Phasen hat die austenitische
Phase die größte Affinität zur Aufnahme von Kohlenstoffatomen, wobei jedoch nur etwa 2% Kohlenstoff im Stahl unter idealen Bedingungen absorbiert
werden kann. Wenn nach der Aufkohlung der Stahl langsam abgekühlt wird, wandern die Kohlenstoffatome aus der kristallinen Struktur des Austenits aus
-MT-
und die Verbindung verändert sich und erhält eine unerwünschte brüchige
Struktur, z.B. zementit. Es wird daher eine schnelle Abschreckung angewendet, um ein Einfrieren der austenitischen Struktur zu bewirken, ehe
die Kohlenstoffatome wandern können. Das Ergebnis ist eine Phase mit
einer stärkeren und daher mehr erwünschten kristallinen Struktur bei niedrigen Temperaturen, beispielsweise Martensit, aer bei niedrigeren
Temperaturen stabiler ist als Austenit, hinsichtlich der metallurgischen
Eigenschaften jedoch gegenüber dem letzteren nur wenig differiert.
Im Gegensatz zur Erfindung, bei der ein möglichst großer Anteil von
Rest-Austenit erreicht werden soll (etwa 10-30% nach der Abschreckung), waren bisher die Anstrengungen darauf gerichtet, den Restaustenit
und damit den resultierenden Martensit so gering wie möglich zu halten, hauptsächlich um Brüchigkeit und Brüche der fertigen Teile zu vermeiden.
Deshalb wurden bisher auch Kohlenstoff-Konzentrationen im Bereich von nur 0,8 - 1,0% verwendet, um den Anteil an Rest-Austenit so gering wie
möglich zu halten. Nach der Erfindung wird hingegen das Teil 10 nach dem Abschrecken getempert, um den hohen Anteil an ungetempertem Martensit,
der beim Abschrecken entsteht, zu reduzieren.
Um eine Aufkohlung des Kreuzgelenkes 10 zu erreichen, sollte der Stahl
Kohlensoff-Qualitat haben. Je niedriger der Kohlenstoffgehalt des Stahles
ist, umso leichter wird das aufzukohlende Teil in verhältnismäßig kürzerer Zeit gesättigt. Beispielsweise wird bei einem Nickel-Chrom-Stahl
mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, gemäß SAE 8617, eine Kohlenstoffkonzentration von o,9 - 1,3 mit einer Mindesttiefe von wenigstens 0,25 mm
bei einer Temperatur von 9000C in 3-6 Stunden erreicht. Ein Stahl SAE 8610,
der eine identische Zusammensetzung, außer einem niedrigeren Kohlenstoffgehalt hat, kann Kohlenstoff unter denselben Bedingungen leichter absorbieren,
während ein Stahl SAE 8620 mit einem höheren Kohlenstoffgehalt
entsprechend weniger Kohlenstoff absorbiert. (Stahl SAE 8617 hat einen Kohlenstoffgehalt von 0,17).
Nach der Herausnahme des Teiles 10 aus dem Einsetzofen, wobei die Temperatur
nur leicht auf einen Bereich von 815-9000C abfallen darf,wird das Teil
331169G -x-3
direkt über eine Zeit von 3-7 Minuten in öl abgeschreckt, das auf einer
Temperatur von 26-550C gehalten wird. Eine direkte Abschreckung wird
vorgezogen, gegenüber einer indirekten Abschreckung, da die letztere zu einem kleineren Anteil an Rest-Austenit führt. Beim indirekten Abschrecken,
wie es häufiger bei Stählen mit hohem Kohlenstoffgehalt angewendet wird, wird das Teil nach dem Abschrecken wieder erwärmt, auf eine
Temperatur knapp unterhalb der austenitischen Phase, dann langsam abgekühlt, damit sich der Austenit in Bainit umwandelt, eine weichere
ferritische Phase, die duktil ist und sich für Lagerflächen nicht eignet.
Wie die Tabelle zeigt, führt die direkte ölabschreckung zu einem Rest-Austenit
von etwa 10-30% und einer Rockwell-Härte C von 63-67 über der gehärteten Oberfläche des Kreuzgelenkes 10. Die ölabschreckung erfordert
mehr Zeit als die Abschreckung in Wasser, bei der infolge der schnellen Abkühlung Oberflächenrisse auftreten können.
Während des nachfolgenden Temperns wird das Werkstück wieder erwärmt,
um Zugspannungen im Oberflächenbereich, die durch das Abschrecken entstehen
können, abzubauen. Das Teil 10 wird daher auf eine Temperatur von etwa 150-2050C und eine Zeit von etwa 1,5 Stunden erwärmt. Während dieser
Periode nimmt die Rockwell-Härte C von 63-67 auf etwa 59-64 ab. Obwohl
eine relativ hohe Rockwell-Härte durch das Abschrecken erreicht wird, ist der Anteil an ungetempertem Martens it (70-90% gemäß Tabelle) unerwünscht
hoch. Er muß daher reduziert werden, um die Festigkeit zu steigern und Brüchigkeit zu vermeiden. Ferner wird durch das Tempern eine evtl.
ungleiche Verteilung der Härte über der Oberfläche ausgeglichen und eine gleichmäßigere Härte über die Oberfläche erreicht.
Nach dem Tempern folgt die letzte Bearbeitung, eine Arbeits-Härtung der
Oberflächenschicht. Durch diese Härtung wird ein kleinerer und mehr erwünschter Anteil an ungetempertem Martensit im Oberflächenbereich des
Bauteils erzeugt. Es kann hierbei nur Rest-Austenit in ungetemperten Martensit durch diesen Härtevorgang umgewandelt werden. Getemperter
Martensit kann hingegen nicht in ungetemperten Martensit zurückverwandelt
331169G
werden. Der Rest-Austenit ist daher die einzige Quelle für ungetemperten
Martens it nach dem Abschrecken und Tempern.
Als Arbeits-Ha'rtungs-Methode wird das Kugelstrahlen (shot peening)
vorgezogen, unter Verwendung von Hartstahl-Kugelη gemäß ASTM 390.
Durch das Kugelstrahlen wird ein beträchtlicher Anteil des Rest-Austenits
in ungetemperten Martensit umgewandelt, was zu einer Zusammensetzung führt mit etwa 5-20% ungetempertem Martensit in einer effektiv gehärteten
Oberflächenschicht von wenigstens 0,25 mm mit einer Rockwell-Härte C
von 59-68. Um diese Härtewerte zu erreichen, muß das Kugelstrahlen ausreichend stark sein, um nach dem Almen-Test A eine Bogenhöhe von
0,4-0,66 mm zu erreichen.
Ein weiterer Vorteil dieses Härtevorganges besteht darin, daß in der
Oberflächenschicht Druckspannungen induziert werden, wodurch die Lebensdauer des Bauteiles erhöht wird. Diese Spannungen resultieren
daraus, daß die kristalline Struktur von ungetempertem Martensit etwas größer als die von Austenit ist. Es entsteht somit eine leichte
Ausdehnung der Oberflächenschicht, da ein beträchtlicher Teil des
Rest-Austenits in ungetemperten Martensit durch das Kugelstrahlen umgewandelt wird. Die Kombination einer größeren Oberflächenhärte und
Oberflächen-Druckspannungen ergibt bessere und leistungsfähigere Lagerflächen j die in Verbindung mit Wälzlagern und unter hohen Belastungen
verwendet werden können, beispielsweise als Lagerzapfen 12 eines Kreuzgelenkes 10.
Es wird angenommen, daß der höhere Kohlenstoffgehalt, wie er hier verwendet
wird, einen kleinen Anteil an Karbiden in der Oberflächenschicht erzeugt, die ebenfalls zu dem höheren Widerstand gegen Verschleiß beitragen.
Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich auch für andere Lagerteile, z.B.
für den Innenring eines Kreuzgelenklagers, oder auch für die Lager von
Wellen u.dgl.
Claims (15)
1. Verfahren zur Oberflächenhärtung eines Stahlteiles, dessen Oberflächenbereich
etwa 10-30% Austenit enthält, dadurch gekennzeichnet, daß die
Oberfläche mechanisch gehärtet wird, um den Austenit in wenigstens 5-20% ungetemperten Martensit umzuwandeln.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sämtliche
spanabhebenden Bearbeitungen an der Oberfläche einschließlich der
Feinbearbeitung vor dem Aufkohlen der Oberfläche ausgeführt werden.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Aufkohlen
bei einer Temperatur im Bereich von 840-9500C durchgeführt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die
Dauer der Aufkohlung etwa 3-6 Stunden beträgt, und daß die Tiefe
der Aufkohlung wenigstens etwa 0,25 mm beträgt.
5. Verfahren nach Anspruch 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, daß das
Stahlteil nach dem Aufkohlen mit einer Temperatur von wenigstens etwa 8150C in öl etwa 5 Minuten lang abgeschreckt wird, wobei das
öl eine Temperatur im Bereich von etwa 26-550C hat.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlteil
nach dem Abschrecken mit einer Temperatur im Bereich von etwa 149-2050C über eine Zeitdauer von etwa 1-1,5 Stunden getempert wird.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
daß die mechanische Härtung durch Kugelstrahlen erfolgt.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß das Kugelstrahlen
mittels Hartstahl kugel η oder Hartgußkugeln erfolgt.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß durch das
Abschrecken eine Oberflachenzusammensetzung von 70-90% ungetempertem
Martensit und 10-30% Rest-Austenit erzielt wird.
10. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem
mechanischen Härten der Oberflächenbereich 70-90% getemperten Martensit und 5-20% ungetemperten Martensit bis zu einer Tiefe
von wenigstens 0,25 mm enthält.
11. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Aufkohlen
in einem Gasofen durchgeführt wird, in welchem ein endothermisches Trägergas mit einem Kohlenwasserstoffgas angereichert ist.
12. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die spanabhebende
Bearbeitung besteht aus einem groben Abdrehen und einer Feinbearbeitung.
13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
daß die Oberflächenhärte des Stahlteiles nach der mechanischen Härtung gegeben ist durch eine Bogenhöhe von 0,4-0,66 mm
nach dem Almen-Test A.
14. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Oberfläche
eines Einsatzstahles auf einen Kohlenstoffgehalt von etwa 0,9-1,3% aufgekohlt wird, daß die Oberfläche direkt in öl abgeschreckt wird,
wobei etwa 10-30% Austenit in der Oberflächenschicht verbleiben, daß die Oberfläche in einer vorgegebenen Ofenatmosphäre mit vorgegebener
Temperatur getempert wird, und daß die Oberfläche mechanisch gehärtet wird, um den Rest-Austenit in wenigstens 5-20% ungetemperten
Martensit umzuwandeln.
15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß durch die
mechanische Härtung in der Oberflächenschicht Druckspannungen aufgebaut werden.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US06/370,719 US4415378A (en) | 1982-04-22 | 1982-04-22 | Case hardening method for steel parts |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE3311696A1 true DE3311696A1 (de) | 1983-10-27 |
Family
ID=23460879
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE19833311696 Withdrawn DE3311696A1 (de) | 1982-04-22 | 1983-03-30 | Verfahren zur einsatzhaertung von stahlteilen |
Country Status (17)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4415378A (de) |
JP (1) | JPS58189323A (de) |
KR (1) | KR910003515B1 (de) |
AR (1) | AR231309A1 (de) |
AU (1) | AU554717B2 (de) |
BE (1) | BE896526A (de) |
BR (1) | BR8301726A (de) |
CA (1) | CA1193948A (de) |
DE (1) | DE3311696A1 (de) |
ES (1) | ES8406562A1 (de) |
FR (1) | FR2525638B1 (de) |
GB (1) | GB2119408B (de) |
IN (1) | IN158699B (de) |
IT (1) | IT1164893B (de) |
MX (1) | MX159678A (de) |
SE (1) | SE458123B (de) |
ZA (1) | ZA832192B (de) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE4339204C1 (de) * | 1993-11-17 | 1994-07-28 | Daimler Benz Ag | Gleichzeitiges und zusammenhängend-vollständiges induktives Härten von Kreuzgelenk-Sternen |
DE4227447C2 (de) * | 1991-08-21 | 2003-08-21 | Dana Corp | Zahnräder für Fahrzeugachsen |
US7490715B2 (en) | 2005-03-11 | 2009-02-17 | Joh. Winklhofer & Soehne Gmbh & Co. Kg | Link chain with improved wear resistance and method of manufacturing same |
Families Citing this family (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3312617A1 (de) * | 1983-04-08 | 1984-10-18 | Uni-Cardan Ag, 5200 Siegburg | Verfahren zum herstellen von achs- oder wellenzapfen |
JPS60261634A (ja) * | 1984-06-11 | 1985-12-24 | Kioritz Corp | クランク軸等のねじ加工方法 |
JPS6233754A (ja) * | 1985-08-05 | 1987-02-13 | Tokyo Netsushiyori Kogyo Kk | ガス浸炭熱処理方法 |
JPS62185826A (ja) * | 1986-02-08 | 1987-08-14 | Toyota Motor Corp | 高強度歯車の製造方法 |
JPH0756043B2 (ja) * | 1988-09-27 | 1995-06-14 | マツダ株式会社 | 鋼部材の製造方法 |
US4874437A (en) * | 1989-02-08 | 1989-10-17 | Kioritz Corporation | Method of adjusting hardness of metallic material |
SE9103267L (sv) * | 1991-11-06 | 1993-05-07 | Sandvik Ab | Saagsvaerd foer kedjesaagar |
JPH07286649A (ja) * | 1994-04-18 | 1995-10-31 | Nippon Seiko Kk | トロイダル形無段変速機 |
JP3448789B2 (ja) * | 1995-01-20 | 2003-09-22 | 同和鉱業株式会社 | ガス浸炭方法 |
US5596811A (en) * | 1995-04-25 | 1997-01-28 | Sandvik Ab | Chainsaw guide bar |
IT1304142B1 (it) * | 1998-11-30 | 2001-03-07 | Intertechnology Product Dev Bv | Portasatelliti monoblocco per riduttore epicicloidale. |
US6235128B1 (en) * | 1999-03-08 | 2001-05-22 | John C. Chang | Carbon and alloy steels thermochemical treatments |
FR2812285B1 (fr) | 2000-07-28 | 2003-02-07 | Univ Troyes Technologie | Procede de traitement de nanostructures et dispositif de traitement de nanostructures |
JP2002188702A (ja) * | 2000-12-25 | 2002-07-05 | Nissan Motor Co Ltd | 無段変速機用転動体およびその製造方法 |
US6797084B2 (en) | 2001-06-22 | 2004-09-28 | Dana Corporation | Method of manufacturing case hardened journal cross for use in a universal joint |
US20060032556A1 (en) * | 2004-08-11 | 2006-02-16 | Coastcast Corporation | Case-hardened stainless steel foundry alloy and methods of making the same |
WO2012017656A1 (en) * | 2010-08-05 | 2012-02-09 | Sintokogio, Ltd. | A method for shot peening |
CN102676783B (zh) * | 2012-03-10 | 2014-03-12 | 中国重汽集团济南动力有限公司 | 一种控制十字轴渗碳淬火变形的加工工艺 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2310913B2 (de) * | 1972-03-07 | 1975-10-23 | Rostowskij Ordena Trudowowo Krasnowo Snameni Gosudarstwenny Uniwersitet, Rostow-Na-Donu (Sowjetunion) | Verfahren und Vorrichtung zum Verfestigen von Zahnradzähnen |
DE2654702B2 (de) * | 1975-12-03 | 1979-08-16 | Union Carbide Corp., New York, N.Y. (V.St.A.) | Verfahren zum Verbessern der Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften einer austenitischen Stahllegierung |
DE3019830A1 (de) * | 1979-12-20 | 1981-07-02 | Maag-Zahnräder & -Maschinen AG, 8023 Zürich | Verfahren zum aufkohlen und erwaermen von werkstuecken aus stahl in geregelter ofenatmospaehre |
Family Cites Families (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US1152157A (en) * | 1913-10-31 | 1915-08-31 | White Company | Process of making hardened steel gears. |
DE402706C (de) * | 1920-06-15 | 1924-09-18 | Skf Svenska Kullagerfab Ab | Verfahren zur Erhoehung des Haertegrades von gehaerteten Waelzlagerteilen |
US2365956A (en) * | 1940-04-20 | 1944-12-26 | John M Hodge | Thermally hardening steel |
DE1101898B (de) * | 1953-11-05 | 1961-03-09 | Bosch Gmbh Robert | Verfahren zum Erhoehen der Dauerfestigkeit von Federn aus Stahl |
GB1039906A (en) * | 1963-06-13 | 1966-08-24 | Werner Theodor Schaurte | Method of producing nuts and bolts |
US3513038A (en) * | 1965-11-18 | 1970-05-19 | Us Army | Method for producing fragmenting steel |
US3489620A (en) * | 1967-03-01 | 1970-01-13 | United States Steel Corp | Method of processing sucker rods and resulting article |
DE1533997A1 (de) * | 1967-06-16 | 1970-02-12 | Salin Vladimir Nikolajevic | Verfahren zur Herstellung von Schraubendruckfedern aus gehaerteten Staehlen |
SE334750B (de) * | 1968-06-14 | 1971-05-03 | Fagersta Bruks Ab | |
JPS5326233A (en) * | 1976-08-23 | 1978-03-10 | Nippon Kokan Kk | Method of treating electroospark machined metal rolled rolls |
US4131491A (en) * | 1977-12-22 | 1978-12-26 | Fmc Corporation | Torsion bar and method of forming the same |
GB2081150B (en) * | 1980-08-01 | 1985-03-20 | Nippon Steel Corp | Method of producing steel strip |
-
1982
- 1982-04-22 US US06/370,719 patent/US4415378A/en not_active Expired - Lifetime
-
1983
- 1983-03-23 CA CA000424293A patent/CA1193948A/en not_active Expired
- 1983-03-28 ZA ZA832192A patent/ZA832192B/xx unknown
- 1983-03-30 DE DE19833311696 patent/DE3311696A1/de not_active Withdrawn
- 1983-04-05 BR BR8301726A patent/BR8301726A/pt not_active IP Right Cessation
- 1983-04-18 AU AU13612/83A patent/AU554717B2/en not_active Expired
- 1983-04-19 GB GB08310549A patent/GB2119408B/en not_active Expired
- 1983-04-20 AR AR292754A patent/AR231309A1/es active
- 1983-04-21 JP JP58069283A patent/JPS58189323A/ja active Pending
- 1983-04-21 KR KR1019830001681A patent/KR910003515B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1983-04-21 ES ES521691A patent/ES8406562A1/es not_active Expired
- 1983-04-21 IT IT48143/83A patent/IT1164893B/it active
- 1983-04-21 BE BE0/210601A patent/BE896526A/fr not_active IP Right Cessation
- 1983-04-21 SE SE8302239A patent/SE458123B/sv not_active IP Right Cessation
- 1983-04-22 MX MX197035A patent/MX159678A/es unknown
- 1983-04-22 FR FR8306635A patent/FR2525638B1/fr not_active Expired
- 1983-07-18 IN IN892/CAL/83A patent/IN158699B/en unknown
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2310913B2 (de) * | 1972-03-07 | 1975-10-23 | Rostowskij Ordena Trudowowo Krasnowo Snameni Gosudarstwenny Uniwersitet, Rostow-Na-Donu (Sowjetunion) | Verfahren und Vorrichtung zum Verfestigen von Zahnradzähnen |
DE2654702B2 (de) * | 1975-12-03 | 1979-08-16 | Union Carbide Corp., New York, N.Y. (V.St.A.) | Verfahren zum Verbessern der Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften einer austenitischen Stahllegierung |
DE3019830A1 (de) * | 1979-12-20 | 1981-07-02 | Maag-Zahnräder & -Maschinen AG, 8023 Zürich | Verfahren zum aufkohlen und erwaermen von werkstuecken aus stahl in geregelter ofenatmospaehre |
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
Wärmebehandlung der Bau- und Werkzeugstähle, 3. Aufl., 1978, BAZ Buchverlag Basel * |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE4227447C2 (de) * | 1991-08-21 | 2003-08-21 | Dana Corp | Zahnräder für Fahrzeugachsen |
DE4339204C1 (de) * | 1993-11-17 | 1994-07-28 | Daimler Benz Ag | Gleichzeitiges und zusammenhängend-vollständiges induktives Härten von Kreuzgelenk-Sternen |
US7490715B2 (en) | 2005-03-11 | 2009-02-17 | Joh. Winklhofer & Soehne Gmbh & Co. Kg | Link chain with improved wear resistance and method of manufacturing same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
GB8310549D0 (en) | 1983-05-25 |
KR910003515B1 (ko) | 1991-06-03 |
SE458123B (sv) | 1989-02-27 |
FR2525638B1 (fr) | 1987-02-27 |
IT8348143A0 (it) | 1983-04-21 |
SE8302239D0 (sv) | 1983-04-21 |
FR2525638A1 (fr) | 1983-10-28 |
BR8301726A (pt) | 1983-12-13 |
CA1193948A (en) | 1985-09-24 |
ES521691A0 (es) | 1984-07-16 |
AR231309A1 (es) | 1984-10-31 |
US4415378A (en) | 1983-11-15 |
AU1361283A (en) | 1983-10-27 |
IT1164893B (it) | 1987-04-15 |
ES8406562A1 (es) | 1984-07-16 |
KR840004457A (ko) | 1984-10-15 |
JPS58189323A (ja) | 1983-11-05 |
ZA832192B (en) | 1983-12-28 |
AU554717B2 (en) | 1986-08-28 |
GB2119408B (en) | 1985-12-18 |
MX159678A (es) | 1989-08-02 |
IN158699B (de) | 1987-01-10 |
SE8302239L (sv) | 1983-10-23 |
GB2119408A (en) | 1983-11-16 |
BE896526A (fr) | 1983-08-16 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE3311696A1 (de) | Verfahren zur einsatzhaertung von stahlteilen | |
DE2417179B2 (de) | Verfahren zum karburieren hochlegierter staehle | |
DE4419035A1 (de) | Wälzlager | |
DE1521237B1 (de) | Werkstuecke und Bauteile aus Eisenwerkstoffen mit einer Verschleissschicht und Verfahren zu deren Herstellung | |
EP0627019B1 (de) | Verfahren zur thermochemisch-thermischen behandlung von einsatzstählen | |
DE3910959C2 (de) | Verfahren zum Herstellen von Wälzlagerelementen aus durchhärtendem Wälzlagerstahl | |
DE3919199A1 (de) | Verfahren zur herstellung von waelzlagerelementen | |
WO2003025233A1 (de) | Bauteile aus stahl und verfahren zur wärmebehandlung von bauteilen aus stahl | |
DE1955010C3 (de) | Verfahren zur Oberflächen vergütung eines Zapfenkreuzes | |
DE4327440C2 (de) | Verfahren zur thermochemisch-thermischen Behandlung von Einsatzstählen, Vergütungsstählen und Wälzlagerstählen | |
DE19611929C1 (de) | Schichtverbundwerkstoff und Verfahren zur Verbesserung der Oberflächenhärte von Schichtverbundwerkstoffen | |
DE3804654A1 (de) | Verfahren zum herstellen von waelzlagerelementen aus einem mikrolegierten stahl | |
DE102004040390B4 (de) | Verfahren zur Induktionswärmebehandlung | |
DE19849679C1 (de) | Verfahren zur Wärmebehandlung von Werkstücken aus Stahl | |
DE102004037074B3 (de) | Verfahren zur Wärmebehandlung von Werkstücken aus Stahl | |
DE102015006079A1 (de) | Bauteil, insbesondere für ein Fahrzeug, sowie Verfahren zum Herstellen eines solchen Bauteils | |
DE69126472T2 (de) | Verfahren zur Herstellung von Gleiskettenbuchsen für Raupenkettenfahrzeuge | |
DE69909940T2 (de) | Teile aus martensitischem rostfreiem Stahl und Verfahren zu ihrer Herstellung | |
DE2527026C3 (de) | Verfahren zum Herstellen eines Bauteils hoher Lebensdauer | |
DE1101898B (de) | Verfahren zum Erhoehen der Dauerfestigkeit von Federn aus Stahl | |
DE4418245A1 (de) | Ventiltrieb für eine Brennkraftmaschine | |
DE2165105A1 (de) | Verfahren zur Herstellung von Kugelkopfbolzen | |
DE3407010C2 (de) | Körper aus gehärtetem, metastabilem Gusseisen und Verfahren zur Herstellung desselben | |
DE3855540T2 (de) | Zementierter stahl mit niedrigem siliziumgehalt und verfahren zu seiner herstellung | |
DE1758208A1 (de) | Verfahren zur Waermebehandlung von Staehlen |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
8110 | Request for examination paragraph 44 | ||
8130 | Withdrawal |