DE4302635C2 - Verwendung eines niedrig legierten Stahls - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft die Verwendung eines niedrig legierten Stahls mit hoher Härtbarkeit und guter spanabhebender Bear­ beitbarkeit als Werkstoff zur Herstellung von Warmarbeits- Gesenken, sowie ein derartiges Gesenk.

Für ein Warmarbeits-Gesenk ist die Eigenschaft der Härtbar­ keit eine ausgesprochen wichtige Eigenschaft des fertigen Produkts. Wie dem Fachmann auf diesem Gebiet bekannt ist, wird ein Warmarbeits-Gesenk zur Zeit nahezu ausschließlich in Verbindung mit der Erzeugung von langen Strängen von ge­ schmiedeten Teilen verwendet. Ein durch die Industrie ge­ stelltes Anfordernis besteht folglich darin, einen Stahlteil herzustellen, welcher die gleiche oder nahezu die gleiche (und selbstverständlich, falls möglich, eine größere) Produk­ tion bei der letzten Reduzierung wie bei der ersten Reduzie­ rung erzeugt. Diese Anforderung bedeutet übersetzt die Härt­ barkeit (nicht mit der Härte zu verwechseln), d. h. die Fähig­ keit eines Stahlstückes, die gleiche oder nahezu die gleiche Härte in sämtlichen Tiefen im Anschluß an die ursprüngliche Wärmebehandlung aufzuweisen. Wenn sich folglich eine Gesenk­ höhlung 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 etwa 12 mm abtragen und eine neue Gesenkhöhlung fluchtend zu der vorherigen Gesenkhöhlung herstellen. Falls der Stahl die gleiche Härte und selbstverständlich die ande­ ren wünschenswerten Eigenschaften aufweist, hat er nach wie­ derholtem Reduzieren eine ausgezeichnete Härtbarkeit demon­ striert. Dies ist insbesondere dann eine schwierig zu er­ füllende Aufgabe, wenn es sich um große Gesenkblöcke handelt, beispielsweise von einer Dicke von 305 mm oder mehr in dem frisch geschmiedeten Zustand vor dem Auseinandersägen in die Hälfte und dem Ausbilden des Gesenks.

Unter dem oben beschriebenen Hintergrund befaßt sich die Er­ findung insbesondere mit einem Warmarbeits-Gesenk, bei dem eine ausgezeichnete Härtbarkeit zusammen mit einem Di von et­ wa 13,5 erreicht wird, wobei dennoch nur geringe Mengen von Ni und Mo erforderlich sind, um dies zu erreichen.

Wie dies im einzelnen in der US-PS 3 970 448 beschrieben ist, muß ein Warmarbeits-Schmiedegesenk eine erhebliche Festigkeit aufweisen, da dieses schweren Beanspruchungen beim Schmieden ausgesetzt wird, wobei eine erhebliche Härte einen frühzeiti­ gen Verschleiß verhindern muß. Ferner muß es eine gute Zähig­ keit haben, um den heftigen und dauernden Schockbeanspruchun­ gen zu widerstehen, denen es bei der Verwendung ausgesetzt ist. Aufgrund der erhöhten Temperaturen, denen es bei der Be­ nutzung ausgesetzt ist, muß das Gesenk gegen Erweichen und Wärmerissigkeit widerstandsfähig sein. Die Abriebsfestigkeit ist ebenfalls ein kritischer Faktor, da bei der Verwendung die auf die Oberfläche wirkenden Gleitkräfte bei erhöhten Temperaturen ausgesprochen 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 darstellen.

In der Praxis verschleißt schließlich durch die Benutzung die ursprünglich in dem Gesenkblock, aus welchem das Gesenk her­ gestellt ist, abgesenkte Höhlung zur Übergröße. Wenn die ma­ ximale Toleranz erreicht ist, wird das Gesenk herausgenommen, die Fläche bis auf das gesunde Metall abgetragen und die Höh­ lung in dem verbleibenden Material wieder abgesenkt. Dies kann mehrfach wiederholt werden, bis die Lebensdauer des Ge­ senks erschöpft ist. Die Kosten der Gesenke einschließlich der anfänglichen Kosten, die Stillstandszeiten von Hammer und Presse beim Herausnehmen, die spanabhebende Bearbeitung und der Wiedereinbau machen es erforderlich, daß eine maximale Produktion nach jedem Wiederabsenken 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 durchge­ hend 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 niedri­ ger 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 Eigenschaften nicht er­ reichbar sind, wenn der C-Gehalt wesentlich kleiner als 0,42% ist. Gleichzeitig wird angenommen, daß die früher geltende obere übliche Grenze von 0,60% übertrieben hoch ist, und daß durch Beachtung der anderen, weiter unten beschriebenen Be­ dingungen die gewünschten Endresultate erreichbar sind, wenn die Obergrenze von C nicht wesentlich größer als 0,52 ist.

Die vorliegende Erfindung beinhaltet eine geringfügige Abwei­ chung von den üblichen Si-Praktiken und folglich ist ein Be­ reich von etwa 0,25 bis 0,35% mit einem Ziel von etwa 0,30% an­ nehmbar.

Zum vorliegenden Zeitpunkt haben sich die Kosten von Ni dra­ stisch erhöht und folglich wird, obwohl Ni ein wichtiges Ele­ ment 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 3 929 423 beschrieben, auf 0,65 bis 0,95% abgesenkt wird. Der niedrigere Ni-Gehalt in Anwesenheit des niedrigeren C-Gehalts und, wie im folgenden näher erläutert, ein niedri­ ger Mo-Gehalt führen dennoch zu der erforderlichen Zähigkeit. Bevorzugt ist Nickel bei oder nahe bei 0,80% vorhanden.

Cr wird erheblich erhöht und sollte in einer Menge von 1,4 bis 1,6% vorhanden sein. Dieser Gehalt stellt einen deut­ lichen 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 Anlaßwider­ stand 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 gegen Erweichen, dem Verschleißwiderstand und der Härtbarkeit bei. Wegen seines erheblichen Beitrags zur Härtbarkeit ist ein Be­ reich von 0,3 bis 0,5% bevorzugt, wobei der Zielpunkt bei 0,4% liegt.

Mn trägt erheblich zur Härtbarkeit bei und folglich sollten mindestens 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 0,95% und vorzugsweise nicht größer als etwa 0,90% ist. Unter keinen Umständen sollte Mn in Mengen er­ heblich über 0,95% vorhanden sein, wie etwa beispielsweise 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 0,04% V vorhanden sein. Wenn mehr als 0,10% an V vorhanden sind, wobei es sich hierbei 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 Bedeutung 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 errei­ chen. Schwefel hat jedoch verschiedene, allgemein bekannte nachteilige Wirkungen bei dieser Art von Stahl einschließlich einer zunehmenden Tendenz zur Warmbrüchigkeit bei steigendem Schwefelgehalt. Es ist folglich wünschenswert, die geringst mögliche Menge an Schwefel zu verwenden, welche den erforder­ lichen Grad der spanbearbeitenden Bearbeitbarkeit gewährlei­ stet. Im Rahmen der vorliegenden Erfindung kann Schwefel in einer Menge erheblich größer als 0,025% die Neigung zeigen, zu viele Sulfide zu erzeugen, welche nachteilig die Querbean­ spruchungseigenschaften beeinflussen. Wenn erheblich weniger als 0,010% Schwefel vorhanden ist, kann selbst unter den hier beschriebenen Bedingungen die erforderliche spanabheben­ de Bearbeitbarkeit nicht erreichbar sein. Ein insbesondere bevorzugter Bereich geht bis zu 0,022% maximal und ausgezeich­ nete Resultate sind bei einem Zielpunkt von etwa 0,015% er­ reichbar.

Da diese vergleichsweise niedrigen Schwefelwerte mit der An­ wesenheit 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 begün­ stigen und sollte daher in einer Menge von 0,015% bis 0,030% vorhanden sein. Falls sehr viel weniger als 0,015% vor­ handen ist, kann der gewünschte Korneffekt und der Desoxida­ tionseffekt während der Stahlherstellungen möglicherweise nicht erreicht werden. Falls erheblich größere Mengen als 0,030% vorhanden sind, verschwindet die Wirkung auf die Korn­ steuerung und andere Probleme treten auf, wie beispielsweise ein Angriff des Ausmauerung während des Stahlherstellungsver­ fahrens. 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 allge­ mein als eine Verunreinigung angesehen wurden, ist es die üb­ liche Weisheit, die Menge an vorhandenem Aluminium zu mini­ mieren (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, Aluminate, komplexe Oxide und Sulfide).

Die Menge an Silikaten und Aluminaten, die gebildet wird, ist etwa proportional zu der Menge an verfügbarem Sauerstoff 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 selbstverständlich proportional zu dem Schwefelgehalt oder dem Gehalt an schwe­ felhaltigen Materialien in dem Stahl, einschließlich 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 ge­ wollten Zuschläge, wie Pfannenzuschläge an Pyriten, um den gewünschten Schwefelgehalt zu erreichen. Abgießtechniken zum Reduzieren der Sauerstoffaufnahme können angewandt werden, wie beispielsweise die Verwendung von Vakuum oder einer iner­ ten Atmosphäre während des Abstichs und/oder das Vermeiden von Spritzen durch Spritzkissen, tropffreie Abstichtechniken oder der Steigguß.

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 Sauer­ stoffverarmung 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 gewährleisten. Es hat sich nun bestätigt, daß, falls ein Verhältnis von etwa 15% Kalzium zu Aluminium aufrechterhalten bleibt, die Reihen nichtmetallischer Einschlüsse, wie Al₂O₃ und SiO₂, in runde globulare Komplexoxide umgewandelt werden, welche innerhalb des Stahls fein verteilt sind. Schwefel wird ebenfalls globu­ larisiert. Als Resultat hiervon sind die kettenförmigen Ein­ schlüsse, welche spannungssteigernd wirken, erheblich redu­ ziert, was zu besseren JK-Werten und einem saubereren und fe­ steren 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 Be­ zug auf die Rolle von Einschlüssen im Stahl verstanden wer­ den.

Die Einschlüsse vom sogenannten Typ II, Kategorie A, sind im wesentlichen Sulfide. Diese Verbindungen zeigen bei der Un­ tersuchung unter einem Mikroskop die Form von langen, schnur­ förmigen Objekten. Wie erwähnt, ist der Schwefel notwendig, um spanabhebende Bearbeitbarkeit zu erhalten, jedoch die "Schnüre", welche als Resultat der Anwesenheit von Schwefel vorhanden sind, haben einen sehr nachteiligen Effekt hin­ sichtlich der Verringerung der Querfestigkeit.

Es ist bekannt, daß Titan eine günstige Wirkung auf die Sul­ fidschnüre 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 Ti­ tanoxid führen würde, wobei diese Verbindungen genauso nach­ teilig, wenn nicht sogar noch nachteiliger hinsichtlich 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 Einschlüs­ sen können genauso nachteilig wie die Einschlüsse der Sulfid­ kategorie vom Typ A sein.

Es wurde beschrieben, daß die nachteiligen Wirkungen der obi­ gen Einschlüsse kontrollierbar sind, d. h. in die globulare Form umgewandelt werden, in dem der Stahlherstellungsprozeß sorgfältig gesteuert wird, und die angegebenen Mengen an Ti­ tan zugegeben werden.

Insbesondere wird angenommen, daß durch den Zuschlag von Ti­ tan 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 ge­ genüber Aluminiumnitriden bevorzugt gebildet werden.

Ferner wird, obwohl eine wissenschaftliche Begründung bisher nicht vorliegt, angenommen, daß Aluminiumnitride in den Korn­ grenzen gehalten werden und folglich zu einer Schwächung des Stahls führen, während Titankarbonitridverbindungen innerhalb des Korns gehalten werden und die Festigkeit des Stahls erhö­ hen. Die Aluminiumnitride in den Korngrenzen schwächen die Oberfläche des Gußblocks und führen zu Oberflächenrissen wäh­ rend des Schmiedens. Das Titan verbindet sich aktiv mit dem Stickstoff unter Bildung von Titannitriden, welche in das Korn eindringen und daher einen potentiellen Spaltpunkt ver­ meiden, d. h. Spannungssteigerer in den Korngrenzen. Aus sämt­ lichen oben genannten Gründen sollte Ti in einer Menge in dem Bereich von etwa 0,003 bis 0,075% und vorzugsweise von etwa 0,005 bis etwa 0,020% vorhanden sein.

Das oben beschriebene Konzept besteht tatsächlich in quanti­ tativer Hinsicht in einer Anwendung des Konzepts des idealen kritischen Durchmessers, um eine gewünschte Produktleistung zu erreichen.

Wie dies allgemein bekannt ist, kann die Härtbarkeit mathema­ tisch 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 D_i 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 reprä­ sentiert, das durch das chemische Symbol des Fußwertes wie­ dergegeben 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 Cor­ poration, 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, welcher im folgenden durch seine übliche Abkürzung Dj wiedergegeben wird, in vielen Fäl­ len als Maß der Härtbarkeit verwendet. Für eine nähere Dis­ kussion der Härtbarkeit und Dj wird auf "Republic Alloy Steels", 1961, Republic Steel Corporation, Cleveland, Ohio, Seiten 75 bis 102, verwiesen, woraus ersichtlich ist, daß der ideale kritische Durchmesser D_i als der Durchmesser eines Rundstahls definiert werden kann, der nach Abschreckung in einem perfekten Abschreckmittel in der Mitte zu 50% marten­ sit härtet. Für die Zwecke der vorliegenden Erfindung ist je­ doch die mathematische Bestimmung von D_i aus Berechnungen, auf der Basis der chemischen Zusammensetzung abgeleitet, von grundsätzlicher Bedeutung, anstatt von irgendeiner speziellen Messung des Durchmessers.

Es wurde gefunden, daß ein D_i von mindestens 10 für die rau­ hen 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 etwa 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 Pro­ dukts zu geben. Folglich schafft die Erfindung nicht nur ein ausgesprochen zweckdienliches Endprodukt bei niedrigsten Ko­ sten, sondern gleichzeitig einen praktischen Weg zur Herstel­ lung eines derartigen Produktes unter Verwendung konventio­ neller und praktischer Stahlherstellungstechnik.

In diesem Zusammenhang sollte erwähnt werden, daß es bevor­ zugt ist, daß das Endprodukt nicht mehr als 0,00022% H zur Vermeidung von Flockenbildung und nicht mehr als 0,003% O zur Minimierung nachteiliger Einschlüsse, wie Silikate und Alumi­ nate, welche den Verschleißwiderstand nachteilig beeinflussen könnten, haben darf. Es soll ferner bemerkt werden, daß das Produkt ausgesprochen gut für die Nitrierung geeignet ist, und daß N-Gehalte bis zu 0,009% annehmbar sind.

Claims (3)

1. Verwendung eines niedrig legierten Stahls mit hoher Härt­ barkeit und guter spanabhebender Bearbeitbarkeit, bestehend aus (in Gew.-%):
C von 0,42 bis 0,52%
Si von 0,15 bis 0,35%
Ni von 0,65 bis 0,95%
Cr von 1,40 bis 1,60%
Mo von 0,30 bis 0,50%
Mn von 0,75 bis 0,95%
V von 0,04 bis 0,10%
S von 0,010 bis 0,025%
Ti von 0,003 bis 0,075%
Al von 0,015 bis 0,030%
Ca 15% des Al-Gehalts
H 2,2 ppm maximal
O 30 ppm maximal
Fe mit herstellungsbedingten Verunreinigungen als Rest als Werkstoff zur Herstellung von Warmarbeitsgesenken.

2. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1, für den Zweck nach Anspruch 1 mit der Maßgabe, daß der Stahl besteht aus:
C 0,47%
Si 0,30%
Ni 0,80%
Cr 1,50%
Mo 0,40%
Mn 0,90%
V 0,05%
S 0,022% maximal
Ti 0,005-0,020%
Al 0,015-0,020%
Ca 15% von Al
H 2,2 ppm maximal
O 30 ppm maximal
und Fe mit herstellungsbedingten unschädlichen Verunrei­ nigungen als Rest.

3. Verwendung eines Stahls nach Anspruch 1 oder 2, für den Zweck nach Anspruch 1 mit der weiteren Maßgabe, daß der Schwefelanteil 0,015% beträgt.