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Die vorliegende Erfindung betrifft einen hochwertigen
einsatzgehärteten Stahl mit hervorragender Ermüdungsfestigkeit,
Lebensdauer und Bearbeitbarkeit zur Verwendung für
Maschinenbauteile von Fahrzeugen, Industriemaschinen usw., sowie ein
Verfahren zur Herstellung des besagten Stahls.
Stand der Technik
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Maschinenbauteile müssen verschiedenen Anforderungen
hinsichtlich der Ermüdungsfestigkeit, der Lebensdauer der
Bearbeitbarkeit usw. gerecht werden. Insbesondere wird die
Ermüdungsfestigkeit immer wichtiger wegen des Trends hin zu
schwereren Belastungen und höherer Geschwindigkeit im
Zusammenhang mit den Anforderungen einer höheren Leistung von
Industriemaschinen und Fahrzeugen. Es wurden Untersuchungen
durchgeführt, um einen Stahl mit einer höheren
Ermüdungsfestigkeit, Lebensdauer, Bearbeitbarkeit usw. zu entwickeln.
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Um die Ermüdungsfestigkeit zu verbessern, wurde ein
herkömmliches Verfahren vorgeschlagen, bei dem ein
Legierungselement, wie Ni oder Mo, in einer geeigneten Menge zugesetzt
wird, um die Materialfestigkeit zu erhöhen. Bei einigen
Anwendungen wurde ein anderes herkömmliches Verfahren
vorgeschlagen, bei dem spezielle Schmelzmethoden, wie VAR oder ESR
verwendet wird, um die Textur des Festkörpers zu beeinflussen
und die Menge an nichtmetallischen Einschlüssen zu
vermindern.
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Dennoch kann bei einigen Anwendungen durch das herkömmliche
Verfahren eines einfachen Zusatzes eines Legierungselements
eine ausreichend lange Lebensdauer nicht erzielt werden.
Darüber hinaus ist dieses Verfahren kostenintensiv und nicht
für die Massenproduktion geeignet.
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Die JP-A-59074262 offenbart einen Getriebestahl, welcher
folgende Zusammensetzung in Gew.-% umfaßt, 0,15-0,40% von C,
nicht mehr als 0,35% von Si, nicht mehr als 0,55% von Mn,
nicht mehr als 0,020% von P, nicht mehr als 0,020% von S,
0,3-2,0% von Cr, 0,020%-0,080% von Alb 0,010%-0,030
% von N, nicht mehr als 15 ppm. von O, eventuell ein Element
oder Elemente einer Gruppe, bestehend aus nicht mehr als 5,0
% Ni und nicht mehr als 0,5% von Mo, wobei der Rest aus
Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen gebildet ist.
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Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, einen
einsatzgehärteten Stahl sowie ein Verfahren zum Frischen eines
einsatzgehärteten Stahles anzugeben. Es wurde festgestellt, daß
ein bestimmter Minimalgehalt an Mn als Bestandteil des Stahls
notwendig ist, um die Deoxidations- und
Entschwefelungseigenschaften sowie die Härtbarkeit zu verbessern.
Offenbarung der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung wurde hinsichtlich dieser
Überlegungen gemacht und basiert auf verschiedenen Untersuchungen
zum Einfluß verschiedener Legierungselemente auf die
Ermüdungsfestigkeit eines so hergestellten einsatzgehärteten
Stahls. Auf der Grundlage derartiger Studien wurde
festgestellt, daß die Sauberkeit des Stahls sehr wichtig ist, z. B.
erniedrigen allein Spuren an Sauerstoff- und
Schwefeleinschlüssen in beträchtlicher Weise die Ermüdungsfestigkeit und
es wurde weiter festgestellt, daß andere Verunreinigungen die
Ermüdungsfestigkeit beeinträchtigen.
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Entsprechend der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren
zum Frischen eines einsatzgehärteten Stahls zur Verfügung
gestellt, welcher aus 0,10-0,30 Gew.-% Kohlenstoff, nicht mehr
als 0,50 Gew.-% Silizium, 0,59-1,50 Gew.-% Mangan, nicht mehr
0,012 Gew.-% Phosphor, nicht mehr als 0,009 Gew.-% Schwefel,
0,020-0,040 Gew.-% Aluminium, nicht mehr als 0,0010 Gew.-%
Sauerstoff, 0,0100-0,0200 Gew.-% Stickstoff und einem Teil
oder Teilen aus der Gruppe, bestehend aus 0,20-1,50 Gew.-%
Chrom, 0,10-0,35 Gew.-% Molybdän und 0,20-3,0 Gew.-% Nickel,
gegebenenfalls ein Teil oder Teile aus der Gruppe, bestehend
aus 0,03-0,10 Gew.-% Vanadium und 0,03-0,10 Gew.-% Niobium,
wobei der Rest Eisen zusammen mit den unvermeidlichen
Beimischungen ist, wobei das Verfahren umfaßt:
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(i) Schmelzen des Stahls in einem Schmelzofen, um den
Stahl oxidativ zu entzundern;
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(ii) Ausgießen des Stahls in einen separaten Behälter,
Entschwefeln des geschmolzenen Stahls und
Absorbieren und Entfernen der Schlacke, die Oxide aus
dem Stahl enthält und oben auf dem geschmolzenen
Stahl schwimmt, an einem Schlackenabsauger;
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(iii) reduzierendes Vergüten des Stahls durch starkes
Bewegen des geschmolzenen Stahls in Anwesenheit
einer hochbasischen Schlacke, die eine Basizität
von nicht weniger als 3 hat, während die
Temperatur des Stahlbades durch Elektrodenheizung
eingestellt wird, wobei das Vergüten in
Inertatmosphäre durchgeführt wird, die unter höherem als
normalem Druck steht;
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(iv) Vakuumentgasung des Stahls mit einer
Zirkulationsvakuumentgasungsvorrichtung, die während
zwei Drittel der Behandlung eine starke
Zirkulation und während einem Drittel der Behandlung
schwache Zirkulation bewirkt, und
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(v) reduzierende Vergütung des Stahls durch schwaches
Bewegen des geschmolzenen Stahls in einer
Reduktionsatmosphäre bei Normaldruck, wobei die
Behandlung dadurch die Menge an Phosphor, Schwefel,
Sauerstoff, Stickstoff und Aluminium auf nicht
mehr als 0,012 Gew.-%, nicht mehr als 0,009 Gew.-%,
nicht mehr als 0,001 Gew.-%, 0,0100-0,0200
Gew.-% bzw. 0,020-0,040 Gew.-% herabsetzt.
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Auf der Grundlage dieser Erkenntnisse wird entsprechend der
vorliegenden Erfindung ein Sauerstoffgehalt auf 0,0010% oder
weniger eingestellt, welcher dem minimalen Stauerstoffgehalt
entspricht, der mittels der geläufigen Reinigungstechnik der
Vakuumentgasung erreichbar ist, ein Schwefelgehalt wird auf
0,009% oder weniger eingestellt, welcher beträchtlich
geringer ist als der von herkömmlichem Stahl, und der Gehalt des
Verunreinigungselements P wird gleichfalls auf 0,012% oder
weniger eingestellt, so daß der Gehalt an nichtmetallischen
Einschlüssen im Stahl stark vermindert wird und damit eine
hervorragende Zeitstand- oder Ermüdungsfestigkeit erhalten
wird.
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Ein einsatzgehärteter Stahl, welcher entsprechend des
erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellt wurde, besteht aus 0,10-
0,30 Gew.-% Kohlenstoff, nicht mehr als 0,50 Gew.-% Silizium,
0,59-1,50 Gew.-% Mangan, nicht mehr als 0,012 Gew.-%
Phosphor, nicht mehr als 0,009 Gew.-% Schwefel, 0,020-0,040 Gew.-%
Aluminium, nicht mehr als 0,0010 Gew.-% Sauerstoff,
0,100-0,200 Gew.-% Stickstoff, ein Teil oder Teile aus der Gruppe,
bestehend aus 0,20-1,50 Gew.-% Chrom, 0,10-0,35 Gew.-%
Molybdän und 0,20-3,0 Gew.-% Nickel, gegebenenfalls ein Teil oder
Teile aus der Gruppe, bestehend aus 0,03-0,10 Gew.-% Vanadium
und 0,03-0,10 Gew.-% Niobium, wobei der Rest Eisen und
unvermeidliche Beimengungen ist, wobei der Stahl eine Nenn-
Walzermüdungsfestigkeit B&sub1;&sub0; von 4,1-10,5·10&sup7; und eine
mittlere Walzermüdungsfestigkeit B&sub5;&sub0; von 9,7-24,6·10&sup7; nach der
Aufkohlung, gefolgt von Abschrecken und Anlassen, aufweist.
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Da der erfindungsgemäße Stahl einen sehr geringen Gehalt an
Verunreinigungen aufweist, zeigt eine eine hervorragende
Kaltbearbeitbarkeit.
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Bei dem Verfahren des Frischens eines hochreinen,
einsatzgehärteten Stahls mit einem geringen Gehalt an Sauerstoff,
Schwefel und Phosphor entsprechend der vorliegenden Erfindung
werden gute Stahlrohstoffe ausgewählt und nach der
oxidierenden
Reinigung in einem elektrischen Ofen in eine Gießpfanne
gefüllt. Der geschmolzene Stahl wird während des Umfüllens in
die Gießpfanne oder auch danach einer Entphosphorisierung
unterzogen.
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Die Oxidschlacke auf dem geschmolzenen Stahl wird durch einen
Schlackenabsauger abgesaugt. Eine sehr basische Schlacke mit
eine Basizität von 3 oder mehr (eine reduzierende Schlacke
mit hervorragenden Entschwefelungseigenschaften, wobei FeO +
MnO ≤ 0,5 Gew.-% und CaO/SiO&sub2;/Al&sub2;O&sub3; = 0,3 bis 0,4 ist) wird
durch elektrisches Aufheizen hergestellt. Die reduzierende
Reinigung wird durchgeführt, um den Betrag an S auf 0,009
Gew.-% oder weniger, den Gehalt an O auf 0,020 Gew.-% oder
weniger und den geringen Gehalt an P zu erniedrigen, während
die Temperatur des Bades kontrolliert wird, wobei in der
Anwesenheit der hochbasischen Schlacke ein inertes Gas durch
doppelt poröse Steine eingeleitet wird und der geschmolzene
Stahl stark gerührt wird. Im Anschluß daran wird eine
Vakuumentgasungsvorrichtung derart eingesetzt, daß eine kräftige
Strömung während zwei Drittel der gesamten Behandlungszeit
hervorgerufen wird, während eine schwache Strömung während
ein Drittel der gesamten Behandlungszeit hervorgerufen wird,
und damit eine weitere Verminderung der Beträge an O, N und H
erzielt wird. Die reduzierende Säuberung wird dann bei einem
schwachen Umrühren des geschmolzenen Stahls in einer
reduzierenden Atmosphäre bei einem Druck höher als der Normaldruck
durchgeführt, um zu gewährleisten, daß kleine Einschlüsse
aufschwimmen und entfernt werden können. Anschließend wird
der Guß unter Abschluß durchgeführt, um weitgehend den
Sauerstoff auf einen Gehalt von 0,0010 Gew.-% oder weniger zu
verringern, den S-Gehalt auf 0,009 Gew.-% oder weniger und den
P-Gehalt auf 0,0012 Gew.-% oder weniger zu reduzieren, womit
diese wesentlich geringer sind als in herkömmlichen Stählen,
um einen sehr reinen einsatzgehärteten Stahl zur Verfügung zu
stellen, welcher nur einen geringen Gehalt an
nichtmetallischen Einschlüssen aufweist.
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Die Gründe für die Einschränkung des Gehalts der
entsprechenden Bestandteile des erfindungsgemäßen Stahls wird im
folgenden beschrieben.
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Kohlenstoff ist ein wichtiges Element, welches eingebaut
werden muß, um eine Kernhärte bei der Aufkohlungshärtung zu
erzielen. Um eine Härte HRC von 30 bis 45 zu erzielen, um die
erforderliche Ermüdungsfestigkeit in einem Getriebe, einer
Welle oder ähnlichem zu erzielen, muß Kohlenstoff in einem
Gehalt von wenigstens 0,10% oder mehr enthalten sein. Sofern
C in einem größeren Gehalt enthalten ist, wird die
Bearbeitbarkeit und die Schlagzähigkeit nach der Aufkohlung
erniedrigt. Aus diesem Grund wird die Obergrenze des C-Gehalts im
Stahl auf 0,30% eingestellt. Der C-Gehalt beträgt
vorzugsweise 0,25% oder weniger.
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Silizium ist ein notwendiges Element zur Verbesserung der
Deoxidationseigenschaften sowie der Härtbarkeit. Wenn Si in
einer Menge enthalten ist, welche 0,50% übersteigt, wird die
Bearbeitbarkeit, z. B. die spanabhebende Formgebung,
verschlechtert oder es bildet sich eine abnormale Aufkohlschicht
nach der Aufkohlung. Aus diesem Grund beträgt die Obergrenze
des Si-Gehalts 0,50%. Der Si-Gehalt beträgt vorzugsweise
0,35% oder weniger.
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Mangan ist ein Element, welches notwendig ist, um die
Deoxidations- und die Entschwefelungseigenschaften sowie die
Härtbarkeit zu verbessern. Wenn Mn in einer Menge von mehr
als 1,50% enthalten ist, wird eine Verschlechterung der
Bearbeitbarkeit des hergestellten Stahls hervorgerufen. Daher
beträgt die Obergrenze des Mn-Gehalts 1,50%.
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Chrom ist ein Element, welches die Härtbarkeit und die
Festigkeit nach der Härtung und Temperung verbessert. Sofern Cr
einer aufzukohlenden Stahlkomponente zugesetzt wird,
verbessert dieses die Festigkeit und die wirksame Aufkohlungstiefe
der Aufkohlungsschicht. Um diesen Effekt zu erzielen, muß der
Cr-Gehalt 0,20% oder mehr betragen. Daher beträgt die
Untergrenze des Cr-Gehalts 0,20%.
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Wenn der Cr-Gehalt 1,50% übersteigt, neigt der Stahl jedoch
dazu, bei der Aufkohlung zu stark aufgekohlt zu werden, was
Probleme verursacht. Daher beträgt die Obergrenze des
Cr-Gehalts 1,50%.
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Nickel ist ein Element, welches zur Verbesserung der
Zähigkeit eines Stahls nach der Härtung und dem Tempern beiträgt.
In der vorliegenden Erfindung wird Ni in einer Menge von 0,20
% oder mehr zugesetzt in Abhängigkeit der erforderlichen
Härtbarkeit und Festigkeit. Wenn der Ni-Gehalt zu hoch ist,
bleibt zuviel Rest Austentit in der Aufkohlungsschicht nach
der Aufkohlung zurück, wobei die Oberflächenhärte abnimmt.
Daher und da Nickel ein teueres Element ist, wird die
Obergrenze des Nickelgehalts auf 3.00% aus wirtschaftlichen
Gründen eingestellt.
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Molybdän ist ein Element, welches eine Verbesserung der
Härtbarkeit und der Zähigkeit nach dem Tempervorgang bewirkt.
Wenn Mo bei einer aufgekohlten Stahlkomponente zugesetzt ist,
verbessert es die Härte und die wirksame Aufkohlungstiefe der
Aufkohlungslage des so hergestellten Stahls. Entsprechend der
vorliegenden Erfindung ist Mo in einer geeigneten Menge in
bezug auf die erforderliche Härtbarkeit, Festigkeit und in
bezug auf die erforderlichen Aufkohlungseigenschaften
enthalten. Die Untergrenze des Mo-Gehalts zum Erreichen einer
erwarteten hohen Festigkeit wird auf 0,10% eingestellt. Wenn
der Mo-Gehalt zu groß ist, entsteht ein Karbid in der
Aufkohlungsschicht und der Betrag an Restaustentit steigt, was
unvorteilhafte Wirkungen verursacht. Daher wird die Obergrenze
des Mo-Gehalts auf 0,35% eingestellt.
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Aluminium ist ein Element, welches als Deoxidationsmittel
beim Schmelzen dient, verbindet sich mit Stickstoff zu AlN im
geschmolzenen Stahl und verhindert Kornwachstum während des
Aufkohlens und bewirkt feine Körner. Wenn der Al-Gehalt
geringer als 0,020% ist, kann diese Wirkung nicht erzielt
werden; wenn der Al-Gehalt 0,040% übersteigt, entstehen große
Mengen an Aluminiumoxideinflüssen, welchen die Sauberkeit
oder die spanabhebende Bearbeitbarkeit des Stahls
verschlechtern. Daher wird der Al-Gehalt auf 0,020-0,040%
eingestellt.
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Stickstoff ist ein Element, welches sich mit Aluminium zu AlN
verbindet und Kornwachstum während des Aufkohlens verhindert.
Wenn das gesamte Al, welches im Stahl enthalten ist, dazu
verwendet wird, AlN zu bilden, muß der N-Gehalt 0,0100% oder
mehr betragen. Daher wird die Untergrenze des H-Gehalts auf
0,0100% eingestellt. Wenn der N-Gehalt 0,0200% übersteigt,
verschlechtert sich die Zähigkeit des Stahls. Daher wird die
Obergrenze des N-Gehalts auf 0,0200% eingestellt.
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Sauerstoff ist ein Element, welches Oxideinschlüsse bildet,
welche den Scherwiderstand eines Getriebes und ähnliches
erniedrigen und ungünstig für die Bearbeitbarkeit, wie z. B. die
spanabhebende Bearbeitung, sind. Die Obergrenze des
Sauerstoffgehalts wird auf 0,0010% eingestellt.
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Phosphor ist ein Element, welches leicht zu Segregationen im
hergestellten Stahl in Form einer bandartigen Struktur führt.
Wenn P Segregationen an den Korngrenzen bildet, versprödet
der Stahl. Daher wird die Obergrenze von P auf 0,012%
eingestellt.
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Schwefel ist ein Element, welches hauptsächlich in der Form
von Sulfiden vorkommt und trägt zur Verbesserung der
spanabhebenden Bearbeitbarkeit bei. Wenn der Schwefelgehalt hoch
ist, wird jedoch eine Anisotropie im hergestellten Stahl
beobachtet oder die Sauberkeit des Stahls wird erniedrigt, was
die Ermüdungsfestigkeit ungünstig beeinflußt. Daher wird die
Obergrenze des S-Gehalts auf 0,009% eingestellt.
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Vanadium und Niob sind Elemente, welche das Kornwachstum
während der Aufkohlung verhindern, indem sie Karbo-Nitride in
ähnlicher Weise wie AlN bilden. Um diesen gewünschten Effekt
hervorzurufen, ist es notwendig, daß V und/oder Nb im Stahl
in einer Menge von 0,03% oder mehr enthalten sind. Sofern
jedoch diese Elemente in höheren Mengen als 0,01% im Stahl
enthalten sind, verbinden sie sich mit C im Stahl und führen
so zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit. Daher wird die
Obergrenze für die Elemente auf 0,10% eingestellt.
Die beste Art der Durchführung der Erfindung
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Die kennzeichnenden Merkmale des erfindungsgemäßen Stahls
werden durch Beispiele im Vergleich zu vergleichbaren
herkömmlichen Stählen beschrieben. Der erfindungsgemäße Stahl
wird durch Schmelzen in Übereinstimmung mit dem
Herstellungsverfahren, welches durch die vorliegende
Erfindung offenbart ist, hergestellt.
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Die Tabelle 1 zeigt die chemischen Bestandteile von
Stahlproben.
Tabelle 1
Chemische Zusammensetzung
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In Tabelle 1 sind die Stähle A bis K erfindungsgemäße Stähle,
die Stähle L und M sind Vergleichsstähle und die Stähle N bis
Q sind herkömmliche Stähle.
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Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse von Experimenten zur
Ermittlung der Walzermüdungsfestigkeit, der Oberflächenhärte, der
inneren Härte und der wirksamen Aufkohlungstiefe für die
Probestücke, wobei diese einen Durchmesser von 60 mm und eine
Länge 10 mm aufweisen und aus Probestählen erhalten wurden,
wie sie in Tabelle 1 aufgeführt sind, wobei diese Probestücke
unter Aufkohlungsbedingungen von 0,90% Kohlenstoffpotential
und eine Aufkohlungstemperatur von 930ºC für 5 Stunden, einer
Haltezeit von 20 min bei 850ºC aufgekohlt wurden, im Ölbad
abgeschreckt und bei 160ºC für 90 min getempert wurden.
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Die Walzermüdungsfestigkeit wurde gemessen unter Verwendung
eines Mori-Walzermüdungstesters. Die wirksame
Aufkohlungstiefe wurde durch eine Entfernung zwischen der Oberfläche und
dem Punkt ermittelt, bei dem die Festigkeit größer als Hv 531
betrug.
Tabelle 2
Walzermüdungsfestigkeit Oberflächenhärte innere Härte wirksame aufgekohlte Einsatzhärttiefe
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Wie Tabelle 2 zu entnehmen ist, beträgt die
Walzermüdungsfestigkeit der betreffenden herkömmlichen Stähle N bis Q, deren
Nennlebensdauer (B&sub1;&sub0;) 0,95 bis 1,83·10&sup7; und deren
durchschnittliche Lebensdauer (B&sub5;&sub0;) 1,23 bis 2,66·10&sup7;. Im
Gegensatz dazu wird durch eine Minimierung des O oder S oder
ähnlicher Gehalte bei den Stählen A bis K der vorliegenden
Erfindung Oxid oder Sulfideinschlüsse vermindert und damit eine
wesentlich höhere Walzermüdungsfestigkeit gegenüber
herkömmlichen Stählen erzielt. So betragen nämlich die
Nennlebensdauern (B&sub1;&sub0;) 4,10 bis 10,5·10&sup7; und die durchschnittliche
Lebensdauer (B&sub5;&sub0;) betragen 9,7 bis 24,6·10&sup7;.
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Die Vergleichsstähle L und M zeigen hinsichtlich ihrer
Nennlebensdauer (B&sub1;&sub0;) eine leichte Erhöhung von 2,12·10&sup7; und
2,58·10&sup7; und durchschnittliche Lebensdauer (B&sub5;&sub0;) von
2,77·10&sup7; und 5,63·10&sup7; im Vergleich zu den herkömmlichen Stählen
aufgrund höherer S- und O-Gehalte gegenüber den
erfindungsgemäßen Stählen. Dennoch sind sowohl die Nenn- als
auch die durchschnittlichen Lebensdauern der Stähle L und M
geringer als die der vorliegenden Erfindung.
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Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse eines Versuchs zur Ermittlung
der Warmschmiedeeigenschaften der Probestücke, wobei die
Probestücke aus den Probestählen, wie sie in Tabelle 1
dargestellt sind, in einer Richtung senkrecht zur Walzrichtung
geschnitten wurden und durch Luftkühlung nach einer Erhitzung
unter Bedingungen von 920ºC für 1 Stunde normalisiert wurden.
Die Warmschmiedeeigenschaft wurde durch eine Verringerung
einer Fläche ermittelt, wenn Probestücke für den Dehnungstest,
welche einen Durchmesser von 6 mm aufweisen, verformt und
einem Dehnungstest unter Dehnungsbedingungen bei 700º und einer
Dehnungsrate E = 10 s&supmin;¹ ausgesetzt werden.
Tabelle 3
Verringerung der Fläche
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Wie aus Tabelle 3 zu erkennen ist, zeigen die Stähle N und P
als herkömmliche Stähle mit Cr und Mo eine Verringerung der
Fläche von 74 beziehungsweise 75%, die Vergleichsstähle L
und M weisen eine Verringerung der Fläche von 79
beziehungsweise 77% auf. Im Gegensatz dazu zeigen alle
erfindungsgemäßen Stähle A bis K eine starke Verringerung der Fläche von
84% oder mehr und sind damit mit einer hervorragenden
Warmschmiedefähigkeit ausgestattet.
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Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse eines Versuchs zur Ermittlung
der Austenitkorngröße der Proben, welche in Tabelle 1
aufgeführt sind, wobei die Probenstähle unter
Aufkohlungsbedingungen bei Temperaturen von 930ºC für 6 Stunden, 950ºC für 5
Stunden und 970ºC für 4 Stunden aufgekohlt wurden.
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Hinsichtlich der Walztemperatur wurden die herkömmlichen
Stähle N bis Q bis 1050ºC gewalzt und die erfindungsgemäßen
Stähle A bis K sowie die Vergleichsstähle L und M wurden bei
1200ºC gewalzt.
Tabelle 4
Korngröße
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Wie der Tabelle 4 entnommen werden kann, ist das Kornwachstum
der herkömmlichen Stähle N bis Q und der Vergleichsstähle L
und M beträchtlich bei Aufkohlung bei hohen Temperaturen von
950 und 970ºC. Im Gegensatz dazu ist das Kornwachstum der
erfindungsgemäßen Stähle A bin K schwach, auch wenn die Stähle
hohen Aufkohlungstemperaturen von 950 bis 970ºC ausgesetzt
werden. In dieser Hinsicht zeigen die erfindungsgemäßen
Stähle eine hervorragende
Hochtemperaturaufkohlungseigenschaft.
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Fig. 5 zeigt die Ergebnisse eines Versuchs zur Ermittlung der
Ermüdungsfestigkeit, der inneren Härte und der wirksamen
Aufkohlungstiefe der Versuchsstücke, welche aus den Stählen A
bis Q, wie sie in Tabelle 1 gezeigt sind, hergestellt wurden.
Die Versuchsstücke wurden derart hergestellt, daß sie einen
glatten Anteil von 8 mm aufweisen, und sie wurden der
Aufkohlung, dem Abschrecken und dem Anlassen in derselben Art und
Weise wie bei den Versuchen zur Ermittlung der
Walzermüdungsfestigkeit, wie in Tabelle 2 gezeigt, ausgesetzt, außer den
Aufkohlungsbedingungen von 930ºC für 3 Stunden.
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Die Ermüdungsfestigkeit wurde ermittelt, indem eine Ono-
Umlaufbiegefestigkeitsuntersuchungsvorrichtung verwendet
wurde. Die wirksame Aufkohlungstiefe wurde als Abstand von
der Oberfläche bis zu einem Punkt, an dem die Härte mehr als
Hv 531 betrug, ermittelt.
Tabelle 5
Haltbarkeitsdauer innere Härte wirksame Aufkohlungstiefe
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Wie Tabelle 5 entnommen werden kann, zeigt der herkömmliche
Stahl N, welcher nur Cr zusammen mit Ni, Cr und Mo eine
Haltbarkeitsdauer von 55,5·10&sup7; und die Vergleichsstähle L und M
weisen Haltbarkeitsdauern von 57,2·10&sup7; und 58,7·10&sup7; auf.
Im Gegensatz dazu zeigen dies erfindungsgemäßen Stähle A und B
Haltbarkeitsdauern von 63,8·10&sup7; und 66,2·10&sup7; und haben
damit eine stark verbesserte Ermüdungsfestigkeit im Vergleich
zu den herkömmlichen Stählen.
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Die erfindungsgemäßen Stähle C und D, welche Cr und Mo
enthalten, zeigen eine bessere Haltbarkeitsdauer als der
herkömmliche Stahl P und die erfindungsgemäßen Stähle E und F,
welche Ni, Cr und Mo enthalten, zeigen eine bessere
Haltbarkeitsdauer als der herkömmliche Stahl Q. Daher verbessert die
vorliegende Erfindung die Ermüdungsfestigkeit von Cr, Cr-Mo,
und Mo-Stählen.
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Wie oben ausgeführt wurden entsprechend der vorliegenden
Erfindung die S- und O-Gehalte oder ähnliches im Stahl
minimiert, die Gehalte an Sauerstoff oder Schwefeleinschlüssen im
Stahl wurden reduziert und die Sauberkeit des Stahls wurde
daher entscheidend verbessert. Als ein Ergebnis wurde die
Ermüdungsfestigkeit, die Haltbarkeitsdauer und die
Warmschmiedeeigenschaften der Stahlbauteile stark verbessert. Die
vorliegende Erfindung stellt einen einsatzgehärteten Stahl
hoher Qualität bereit, welcher für Fahrzeuge,
Industriemaschinen und ähnliches geeignet ist, sowie ein Verfahren zur
Herstellung desselben, welches eine hohe praktische
Anwendbarkeit aufweist.