DE4302635A1 - - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Stahlerzeugnis aus niedrig le­ giertem Stahl, wie beispielsweise einen Warmbearbeitungs- Gesenkblock, und insbesondere einen derartigen Gesenkblock, welcher eine ausgezeichnete Härtbarkeit und einen großen kritischen Durchmesser aufweist, während minimale Mengen der zur Zeit teuren Elemente Ni und Mo erforderlich sind.

Für einen Warmbearbeitungs-Gesenkblock ist die Eigenschaft der Härtbarkeit eine ausgesprochen wichtige Eigenschaft des fertigen Produkts. Wie dem Fachmann auf diesem Gebiet be­ kannt ist, wird ein Warmbearbeitungs-Gesenkblock zur Zeit nahezu ausschließlich in Verbindung mit der Erzeugung von langen Strängen von geschmiedeten Teilen verwendet. Ein durch die Industrie gestelltes Anfordernis besteht folglich darin, einen Stahlteil herzustellen, welcher die gleiche oder nahezu die gleiche (und selbstverständlich, falls mög­ lich, eine größere) Produktion bei der letzten Reduzierung wie bei der ersten Reduzierung erzeugt. Diese Anforderung bedeutet übersetzt die Härtbarkeit (nicht mit der Härte zu verwechseln), d. h. die Fähigkeit eines Stahlstückes, die gleiche oder nahezu die gleiche Härte in sämtlichen Tiefen im Anschluß an die ursprüngliche Wärmebehandlung aufzuwei­ sen. Wenn sich folglich eine Gesenkhöhlung oder Öffnung aufgrund der Verwendung verschleißt und Übergröße erhält, wird das Senkwerkzeug oder der Gesenkfräser typischerweise die Oberfläche der Gesenkhöhlung bis zu einer Tiefe von et­ wa 12 mm abtragen und eine neue Gesenkhöhlung fluchtend zu der vorherigen Gesenkhöhlung herstellen. Falls der Stahl die gleiche Härte und selbstverständlich die anderen wün­ schenswerten Eigenschaften aufweist, hat er nach wiederhol­ tem Reduzieren eine ausgezeichnete Härtbarkeit demon­ striert. Dies ist insbesondere dann eine schwierig zu er­ füllende Aufgabe, wenn es sich um große Gesenkblöcke han­ delt, beispielsweise von einer Dicke von 305 mm oder mehr in dem frisch geschmiedeten Zustand vor dem Auseinandersä­ gen in die Hälfte und dem Ausbilden des Gesenks.

Unter dem oben beschriebenen Hintergrund befaßt sich die Erfindung insbesondere mit einem Warmbearbeitungs-Gesenk­ block, bei dem eine ausgezeichnete Härtbarkeit zusammen mit einem Di von etwa 13,5 erreicht wird, wobei dennoch nur ge­ ringe Mengen von Ni und Mo erforderlich sind, um dies zu erreichen.

Wie dies im einzelnen in der US-PS 39 70 448 beschrieben ist, muß ein Warmbearbeitungs-Schmiedegesenk eine erheb­ liche Festigkeit aufweisen, da dieses schweren Beanspru­ chungen beim Schmieden ausgesetzt wird, wobei eine erheb­ liche Härte einen frühzeitigen Verschleiß verhindern muß. Ferner muß es eine gute Zähigkeit haben, um den heftigen und dauernden Schockbeanspruchungen zu widerstehen, denen es bei der Verwendung ausgesetzt ist. Aufgrund der erhöhten Temperaturen, denen es bei der Benutzung ausgesetzt ist, muß das Gesenk gegen Erweichen und Wärmerissigkeit wider­ standsfähig sein. Die Abriebsfestigkeit ist ebenfalls ein kritischer Faktor, da bei der Verwendung die auf die Ober­ fläche wirkenden Gleitkräfte bei erhöhten Temperaturen aus­ gesprochen groß sind.

Letztlich und ausgesprochen wichtig muß die Härtbarkeit des Gesenkes so hoch und so gleichmäßig wie möglich sein, wobei Kosten, Zähigkeit und Wärmebehandlung die Grenzen darstel­ len.

In der Praxis verschleißt schließlich durch die Benutzung die ursprünglich in dem Gesenkblock, aus welchem das Gesenk hergestellt ist, abgesenkte Höhlung zur Übergröße. Wenn die maximale Toleranz erreicht ist, wird das Gesenk herausge­ nommen, die Fläche bis auf das gesunde Metall abgetragen und die Höhlung in dem verbleibenden Material wieder abge­ senkt. Dies kann mehrfach wiederholt werden, bis die Le­ bensdauer des Gesenks erschöpft ist. Die Kosten der Gesenke einschließlich der anfänglichen Kosten, die Stillstandszei­ ten von Hammer und Presse beim Herausnehmen, die spanab­ hebende Bearbeitung und der Wiedereinbau machen es erfor­ derlich, daß eine maximale Produktion nach jedem Wiederab­ senken erzielt wird.

Falls nun das Gesenk eine ausreichende Festigkeit und Zä­ higkeit aufweist, um ohne Bruch im Betrieb zu bleiben, be­ steht die wichtigste Anforderung bei der Benutzung darin, daß das Gesenk eine im wesentlichen gleichmäßige Härte durchgehend aufweist, so daß die Produktion, welche nach dem letzten Absenken erwartet werden kann, genauso groß ist als sie von dem ersten Absenken erwartet werden kann.

Folglich stellt im Rahmen der vorliegenden Erfindung die Härtbarkeit die wichtigste Eigenschaft dar.

Bei der praktischen Durchführung der vorliegenden Erfindung liegt der C-Gehalt des Stahls vorzugsweise erheblich nied­ riger als bei der Industrienorm von 0,55. Insbesondere sollte im Rahmen der vorliegenden Erfindung der C-Gehalt im Bereich zwischen 0,42 und 0,52 und insbesondere bei etwa 0,47 liegen. Kohlenstoff ist für die Festigkeit und Härte wichtig und es wird angenommen, daß diese wichtigen Eigen­ schaften nicht erreichbar sind, wenn der C-Gehalt wesent­ lich kleiner als 0,42 ist. Gleichzeitig wird angenommen, daß die früher geltende obere übliche Grenze von 0,60 über­ trieben hoch ist und daß durch Beachtung der anderen, wei­ ter unten beschriebenen Bedingungen die gewünschten Endre­ sultate erreichbar sind, wenn die Obergrenze von C nicht wesentlich größer als 0,52 ist.

Die vorliegende Erfindung beinhaltet eine geringfügige Ab­ weichung von den üblichen Si-Praktiken und folglich ist ein Bereich von etwa 0,25 bis 0,35 mit einem Ziel von etwa 0,30 annehmbar.

Zum vorliegenden Zeitpunkt haben sich die Kosten von Ni drastisch erhöht und folglich wird, obwohl Ni ein wichtiges Element insbesondere zur Erzielung der unter rauhen Be­ triebsbedingungen erforderlichen Zähigkeit ist, bevorzugt, daß der Ni-Bereich von dem üblichen 0,75 bis 1,25, wie in dem US-Patent 39 29 423 beschrieben, auf 0,65 bis 0,95 ab­ gesenkt wird. Der niedrigere Ni-Gehalt in Anwesenheit des niedrigeren C-Gehalts und, wie im folgenden näher erläu­ tert, ein niedriger Mo-Gehalt führen dennoch zu der erfor­ derlichen Zähigkeit. Bevorzugt ist Nickel bei oder nahe bei 0,80 vorhanden.

Cr wird erheblich erhöht und sollte in einer Menge von etwa 1,4 bis 1,6 vorhanden sein. Dieser Gehalt stellt einen deutlichen Kontrast zu der allgemein angewandten Praxis dar, Ni in dem Bereich zwischen 0,85 und 1,05 beizugeben. Cr ist für die Tiefenhärtung, den Verschleißwiderstand, den Anlaßwiderstand und die Fähigkeit zur Erhöhung der unteren kritischen Temperatur erforderlich. Bevorzugt liegt Cr bei oder nahe bei 1,50, jedoch da Cr sehr viel weniger teuer ist als Ni, stellt Cr ein Element dar, dessen Gehalt erhöht werden kann.

Mo, ein potenter Karbidbildner, trägt zu dem Widerstand ge­ gen Erweichen, dem Verschleißwiderstand und der Härtbarkeit bei. Wegen seines erheblichen Beitrags zur Härtbarkeit ist ein Bereich von etwa 0,3 bis 0,5 bevorzugt, wobei der Ziel­ punkt bei 0,4 liegt.

Mn trägt erheblich zur Härtbarkeit bei und folglich sollten mindestens etwa 0,75 vorhanden sein. Wegen seiner Neigung, die Ausmauerungen bei der Stahlherstellung anzugreifen, ist es bevorzugt, daß die oberste Menge, die verwendet wird, nicht größer als etwa 0,95 und vorzugsweise nicht größer als etwa 0,90 ist. Unter keinen Umständen sollte Mn in Men­ gen erheblich über 0,95 vorhanden sein, wie etwa beispiels­ weise 2%, wie in der Literatur angeregt wird.

Vanadium trägt zur Korngröße der Feinkörnigkeit bei, welche sich als wichtige Eigenschaft bei dieser Art von Erzeugnis erwiesen hat. Um die gewünschte Korngrößenwirkung zu erzie­ len, sollten mindestens etwa 0,04 V vorhanden sein. Wenn mehr als etwa 0,10 an V vorhanden sind, wobei es sich hier­ bei um ein teures Element handelt, kann die Wirkung des V auf die Korngröße vernachlässigt werden. Folglich werden etwa 0,05 V bevorzugt.

Schwefel ist für die spanabhebende Bearbeitung von Bedeu­ tung und es wird allgemein angenommen, daß der Schwefel in Mengen bis zu 0,045 in diese Art von Stahl vorhanden sein muß, um eine annehmbare Bearbeitbarkeit durch Spanabhebung zu erreichen. Schwefel hat jedoch verschiedene, allgemein bekannte nachteilige Wirkungen bei dieser Art von Stahl einschließlich einer zunehmenden Tendenz zur Warmbrüchig­ keit bei steigendem Schwefelgehalt. Es ist folglich wün­ schenswert, die geringst mögliche Menge an Schwefel zu ver­ wenden, welche den erforderlichen Grad der spanbearbeiten­ den Bearbeitbarkeit gewährleistet. Im Rahmen der vorliegen­ den Erfindung kann Schwefel in einer Menge erheblich größer als 0,025 die Neigung zeigen, zu viele Sulfide zu erzeugen, welche nachteilig die Querbeanspruchungseigenschaften be­ einflussen. Wenn erheblich weniger als etwa 0,010 Schwefel vorhanden ist, kann selbst unter den hier beschriebenen Be­ dingungen die erforderliche spanabhebende Bearbeitbarkeit nicht erreichbar sein. Ein insbesondere bevorzugter Bereich geht bis zu 0,022 maximal und ausgezeichnete Resultate sind bei einem Zielpunkt von etwa 0,015 erreichbar.

Da diese vergleichsweise niedrigen Schwefelwerte mit der Anwesenheit und den Mengen an Aluminium und Kalzium in Be­ ziehung stehen, werden im folgenden die Menge und die Be­ handlung mit Aluminium und Kalzium beschrieben.

Aluminium ist zur Kornverfeinerung und in geringen Mengen zur Verflüssigung des geschmolzenen Stahls von Vorteil. Al hat die wünschenswerte Eigenschaft, die Feinkörnigkeit zu begünstigen und sollte daher in einer Menge von etwa 0,015 bis 0,035 vorhanden sein. Falls sehr viel weniger als 0,015 vorhanden ist, kann der gewünschte Korneffekt und der Desoxidationseffekt während der Stahlherstellungen mög­ licherweise nicht erreicht werden. Falls erheblich größere Mengen als 0,035 vorhanden sind, verschwindet die Wirkung auf die Kornsteuerung und andere Probleme treten auf, wie beispielsweise ein Angriff des Ausmauerung während des Stahlherstellungsverfahrens. Etwa 0,025 Al ist bevorzugt. Da angenommen wird, daß die Menge an vorhandenem Aluminium eine erhebliche Wirkung auf die Qualität von Aluminaten hat, und da Aluminate allgemein als eine Verunreinigung an­ gesehen wurden, ist es die übliche Weisheit, die Menge an vorhandenem Aluminium zu minimieren (wie dem Fachmann auf dem Gebiet bekannt, gibt es vier Typen an nichtmetallischen Einschlüssen, welche bei dieser Art von Stahl als Verunreinigungen aufgefaßt werden, nämlich Silikate, Alumi­ nate, komplexe Oxide und Sulfide).

Die Menge an Silikaten und Aluminaten, die gebildet wird, ist etwa proportional zu der Menge an verfügbarem Sauer­ stoff in dem Stahl. Es wird angenommen, daß die komplexen Oxide in großem Maße während des Anstichs und des Abgusses gebildet werden. Die Menge an gebildeten Oxiden ist selbst­ verständlich proportional zu dem Schwefelgehalt oder dem Gehalt an schwefelhaltigen Materialien in dem Stahl, ein­ schließlich Schwefel von Quellen, wie Schrott und Öl in Drehabfällen und anderen Schrottmaterialien im Werk, dem Grad, zu dem das Fallen im Ofen oder in der Vakuumpfanne ausgeführt wird, und die gewollten Zuschläge, wie Pfannen­ zuschläge an Pyriten, um den gewünschten Schwefelgehalt zu erreichen. Abgußtechniken zum Reduzieren der Sauerstoffauf­ nahme können angewandt werden, wie beispielsweise die Ver­ wendung von Vakuum oder einer inerten Atmosphäre während des Abstichs und/oder das Vermeiden von Spritzen durch Spritzkissen, tropffreie Abstichtechniken oder der Steig­ guß.

Die Silikate und Aluminate werden gebildet, wenn der Sauer­ stoff aufgrund des Temperaturabfalls die Lösung verläßt. Es wird genommen, daß, falls zu dem Zeitpunkt, zu dem die Si­ likate und Aluminate gebildet werden, ein Zustand der Sauerstoffverarmung in dem geschmolzenen Stahl vorliegt, die Oxid- und Sulfidbildung erheblich verringert werden kann. Folglich ist es erforderlich, daß Maßnahmen getroffen werden, um in dem Stahl niedrige Sauerstoffgehalte zu ge­ währleisten. Es hat sich nun bestätigt, daß, falls ein Ver­ hältnis von etwa 15% Kalzium zu Aluminium aufrechterhalten bleibt, die Reihen nichtmetallischer Einschlüsse, wie Al₂O₃ und SiO₂, in runde globulare Komplexoxide umgewandelt wer­ den, welche innerhalb des Stahls fein verteilt sind. Schwe­ fel wird ebenfalls globularisiert. Als Resultat hiervon sind die kettenförmigen Einschlüsse, welche spannungsstei­ gernd wirken, erheblich reduziert, was zu besseren JK-Wer­ ten und einem saubereren und festeren Stahl führt. Absolut ausgedrückt, ist ein Ca-Gehalt von etwa 15 ppm bis etwa 50 ppm für den Stahlhersteller zweckdienlich.

Der Beitrag von Titan kann am besten durch einen weiteren Bezug auf die Rolle von Einschlüssen im Stahl verstanden werden.

Die Einschlüsse vom sogenannten Typ II, Kategorie A, sind im wesentlichen Sulfide. Diese Verbindungen zeigen bei der Untersuchung unter einem Mikroskop die Form von langen, schnurförmigen Objekten. Wie erwähnt, ist der Schwefel not­ wendig, um spanabhebende Bearbeitbarkeit zu erhalten, je­ doch die "Schnüre", welche als Resultat der Anwesenheit von Schwefel vorhanden sind, haben einen sehr nachteiligen Ef­ fekt hinsichtlich der Verringerung der Querfestigkeit.

Es ist bekannt, daß Titan eine günstige Wirkung auf die Sulfidschnüre hat, jedoch wurde angenommen, daß Mengen größer als eine sehr geringe Menge von beispielsweise 0,005 bis etwa 0,007 unmittelbar zur Bildung von Titansulfid und/oder Titanoxid führen würde, wobei diese Verbindungen genauso nachteilig, wenn nicht sogar noch nachteiliger hin­ sichtlich der gewünschten Eigenschaften wie die Sulfide sind.

Ferner sollten noch die Einschlüsse der Klassen B, C und D erwähnt werden, bei denen es sich um Aluminate, Silikate bzw. Komplexoxide handelt. Letztere drei Kategorien von Einschlüssen können genauso nachteilig wie die Einschlüsse der Sulfidkategorie vom Typ A sein.

Es wurde beschrieben, daß die nachteiligen Wirkungen der obigen Einschlüsse kontrollierbar sind, d. h. in die globu­ lare Form umgewandelt werden, in dem der Stahlherstellungs­ prozeß sorgfältig gesteuert wird, und die angegebenen Men­ gen an Titan zugegeben werden.

Insbesondere wird angenommen, daß durch den Zuschlag von Titan bei der Stahlherstellung an einem Punkt im Herstel­ lungszyklus, bei dem Sauerstoff einen sehr niedrigen Gehalt aufweist, die Neigung beseitigt wird, die nachteiligen Sub­ stanzen TiO und TiS zu bilden, und daß Titankarbonitride gegenüber Aluminiumnitriden bevorzugt gebildet werden.

Ferner wird, obwohl eine wissenschaftliche Begründung bis­ her nicht vorliegt, angenommen, daß Aluminiumnitride in den Korngrenzen gehalten werden und folglich zu einer Schwä­ chung des Stahls führen, während Titankarbonitridverbindun­ gen innerhalb des Korns gehalten werden und die Festigkeit des Stahls erhöhen. Die Aluminiumnitride in den Korngrenzen schwächen die Oberfläche des Gußblocks und führen zu Ober­ flächenrissen während des Schmiedens. Das Titan verbindet sich aktiv mit dem Stickstoff unter Bildung von Titannitri­ den, welche in das Korn eindringen und daher einen poten­ tiellen Spaltpunkt vermeiden, d. h. Spannungssteigerer in den Korngrenzen. Aus sämtlichen oben genannten Gründen sollte Ti in einer Menge in dem Bereich von etwa 0,003 bis 0,75 und vorzugsweise von etwa 0,005 bis etwa 0,020 vorhan­ den sein.

Das oben beschriebene Konzept besteht tatsächlich in quan­ titativer Hinsicht in einer Anwendung des Konzepts des idealen kritischen Durchmessers, um eine gewünschte Pro­ duktleistung zu erreichen.

Wie dies allgemein bekannt ist, kann die Härtbarkeit mathe­ matisch gemessen und ausgedrückt werden (d. h. durch die Formel

log D₁ = log F_c + log F_si + log F_ni + log F_cr + log F_mo + log F_x,

wobei der Ausdruck Di den idealen kritischen Durchmesser und die Ausdrücke F_c, F_si, F_ni, F_cr, F_mo und F_x Faktoren sind, welche den Beitrag zur Härtbarkeit jedes der Elemente repräsentiert, das durch das chemische Symbol des Fußwertes wiedergegeben ist und, bezüglich F_x, bezüglich aller anderen Elemente, die vorhanden sein können und die zur Härtbarkeit beitragen, sämtlich wie beispielhaft durch das Beispiel auf Seite 78 von Republic Alloy Steels, 1961, Republic Steel Corporation, Cleveland, Ohio, wiedergegeben) und diese Formel steht in Beziehung zu der Fähigkeit eines Gesenkstahls eine zufriedenstellende Leistung zu ergeben. Beispielsweise wird der ideale kritische Durchmesser, wel­ cher im folgenden durch seine übliche Abkürzung Dj wieder­ gegeben wird, in vielen Fällen als Maß der Härtbarkeit ver­ wendet. Für eine nähere Diskussion der Härtbarkeit und Dj wird auf "Republic Alloy Steels", 1961, Republic Steel Cor­ poration, Cleveland, Ohio, Seiten 75 bis 102, verwiesen, woraus ersichtlich ist, daß der ideale kritische Durchmes­ ser D_i als der Durchmesser eines Rundstahls definiert wer­ den kann, der nach Abschreckung in einem perfekten Ab­ schreckmittel in der Mitte zu 50% martensit härtet. Für die Zwecke der vorliegenden Erfindung ist jedoch die mathe­ matische Bestimmung von D_i aus Berechnungen, auf der Basis der chemischen Zusammensetzung abgeleitet, von grundsätz­ licher Bedeutung, anstatt von irgendeiner speziellen Mes­ sung des Durchmessers.

Es wurde gefunden, daß ein D_i von mindestens 10 für die rauhen Betriebsbedingungen eines Warmbearbeitungs-Schmiede­ stahlprodukts, auf welches sich die Erfindung bezieht, am idealsten ist und daß ein Stahlerzeugnis, welches die oben beschriebenen chemischen Bestandteile hat, einen D_i von et­ wa 13,5 aufweist. Tatsächlich erlauben die zulässigen Va­ riationen der Gehalte, das Design und die erfolgreiche Ver­ wendung derartiger Produkte mit einem Bereich an Gehalten, die ausreichend breit sind, um dem Stahlhersteller eine mehr als ausreichende Flexibilität bei der Herstellung des Produkts zu geben. Folglich schafft die Erfindung nicht nur ein ausgesprochen zweckdienliches Endprodukt bei niedrig­ sten Kosten, sondern gleichzeitig einen praktischen Weg zur Herstellung eines derartigen Produktes unter Verwendung konventioneller und praktischer Stahlherstellungstechnik.

In diesem Zusammenhang sollte erwähnt werden, daß es bevor­ zugt ist, daß das Endprodukt nicht mehr als etwa 2,2 ppm H zur Vermeidung von Flockenbildung und nicht mehr als etwa 30 ppm O zur Minimierung nachteiliger Einschlüsse, wie Si­ likate und Aluminate, welche den Verschleißwiderstand nach­ teilig beeinflussen könnten, haben sollte. Es soll ferner bemerkt werden, daß das Produkt ausgesprochen gut für die Nitrierung geeignet ist und daß N-Gehalte bis zu 90 ppm an­ nehmbar sind.

Obwohl verschiedene Ausführungsformen der Erfindung darge­ stellt und beschrieben wurden, wird dem Fachmann auf dem Gebiet sofort offensichtlich, daß die Erfindung nicht auf die genauen Zusammensetzungen und die oben beschriebenen Prozeduren beschränkt ist.

Sämtliche aus der Beschreibung und den Ansprüchen hervorge­ henden Merkmale und Vorteile der Erfindung, einschließlich konstruktiver Einzelheiten und räumlicher Anordnungen, kön­ nen sowohl für sich als auch in beliebiger Kombination er­ findungswesentlich sein.

Claims (4)

1. Stahlerzeugnis aus niedrig legiertem Stahl mit hoher Härtbarkeit und guter spanabhebender Bearbeitbarkeit und mit einem vergleichsweise niedrigen Schwefelgehalt, gekenn­ zeichnet durch die folgende Zusammensetzung in Gewichtspro­ zent: C von etwa 0,42 bis etwa 0,52
Si von etwa 0,15 bis etwa 0,35
Ni von etwa 0,65 bis etwa 0,95
Cr von etwa 1,40 bis etwa 1,60
Mo von etwa 0,30 bis etwa 0,50
Mn von etwa 0,75 bis etwa 0,95
V von etwa 0,04 bis etwa 0,10
S von etwa 0,010 bis etwa 0,025
Ti von etwa 0,003 bis etwa 0,075
Al von etwa 0,015 bis etwa 0,030
Ca etwa 15% von Al
H 2,2 ppm maximal
O 30 ppm maximalRest Fe und unschädliche Verunreinigungen.

2. Stahlerzeugnis aus niedrig legiertem Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlerzeugnis im we­ sentlichen die folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist: C etwa 0,47
Si etwa 0,30
Ni etwa 0,80
Cr etwa 1,50
Mo etwa 0,40
Mn etwa 0,90
V etwa 0,05
S etwa 0,022 maximal
Ti etwa 0,005-0,020
Al etwa 0,015-0,020
Ca- etwa 15% von Al
H 2,2 ppm maximal
O 30 ppm maximal
Rest Fe und unschädliche Verunreinigungen.

3. Stahlerzeugnis aus niedrig legiertem Stahl nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß Schwefel in einer Menge von etwa 0,015 Gew.-% vorhanden ist.

4. Stahlerzeugnis aus niedrig legiertem Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Schwefel in einer Menge von etwa 0,015 Gew.-% vorhanden ist.