DE69710664T2

DE69710664T2 - Verfahren zur herstellung von wärmebehandeltem stahlguss und stahlgussstück

Info

Publication number: DE69710664T2
Application number: DE69710664T
Authority: DE
Inventors: Herbert Hewitt
Original assignee: Naco Inc
Current assignee: Naco Inc
Priority date: 1996-04-19
Filing date: 1997-04-15
Publication date: 2002-09-05
Anticipated expiration: 2017-04-16
Also published as: CA2225384A1; NO975842L; AU720056B2; AU2517497A; EP0833951B1; DE69710664D1; JPH11508966A; US5900082A; EP0833951A1; TW385336B; NO975842D0; WO1997040196A1; JP4326592B2; GB9608108D0; ATE213784T1

Description

Diese Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines wärmebehandelten Stahlgußstückes und ein wärmebehandeltes Stahlgußstück.
Es ist bekannt, Stahlgußstücke aus einem Niederlegierungsstahl durch Gießen an Luft herzustellen, gefolgt von einer Lösungswärmebehandlung, anschließendem Abschrecken und schließlich Anlassen des Gußstückes. Obgleich solche Gußstücke relativ gute Zähigkeit aufweisen können, ermittelt mit dem Charpy-Stoßtest, wird eine relativ hohe Härte nicht erreicht. Obgleich z. B. die Zähigkeit im Bereich 10-40 (V-Kerb-Charpy) liegen kann, kann eine Härte von nur etwa 300-350 Brinell erreicht werden.
Die obengenannten Eigenschaften können bis zu einem begrenzten Umfang durch Einsatz solcher Techniken wie Vakuuminduktionsschmelzen, verbessert werden, aber hohe Härte mit hoher Zähigkeit wird nicht erreicht. Diese Form von Massengußstückproduktion ist nicht praktisch.
Eine interkritische Behandlung eines hochfesten Niederlegierungsgußstahles ist bekannt aus Journal of Heat Treating, Vol. 7, No. 2, 1989 New York US, Seiten 95-105, XP000113400 R. C. Voigt: "Analysis of Intercritical Heat Treatment of Cast Steels".
Aufgaben der Erfindung sind, ein Verfahren zur Herstellung eines wärmebehandelten Stahlgußstückes und ein wärmebehandeltes Stahlgußstück bereitzustellen, das die obenerwähnten Nachteile überwindet oder verringert.
Gemäß einem Aspekt der Erfindung stellen wir ein Verfahren zur Herstellung eines wärmebehandelten Stahlgußstückes zur Verfügung, welches die Schritte umfaßt, daß ein Stahlgußstück im "Anlieferungszustand", das nicht mehr als 0,2% Kohlenstoff, einen Gesamtlegierungsgehalt von weniger als etwa 4%, ein Kohlenstoffäquivalent, das im Bereich von 0,45-0,7% liegt, umfaßt, genommen und das Gußstück nach Durchführung des Gießvorganges abgekühlt und anschließend ein Wärmebehandlungsvorgang durchgeführt wird, indem das Gußstück auf eine Temperatur oberhalb der AC&sub3;-Temperatur erneut erhitzt wird, um das Gußstück zu homogenisieren, anschließend das Gußstück auf eine interkritische Temperatur abgekühlt wird, die zwischen den AC&sub3;- und AC&sub1;-Temperaturen liegt, und anschließend auf etwa Raumtemperatur abgeschreckt wird, wobei besagtes Kohlenstoffäquivalent
C% + (Mn%)/6 + (Cr% + Mo% + V%)/5 + (Ni% + Cu%)/15
umfaßt und das Gußstück einen Stahl umfaßt, welcher umfaßt:
C 0,1-0,2%
Mn 1-1,5%
S 0,002-0,01%
P 0,002-0,015%
Mo 0-0,2%
Ni 0,3-0,6%
Cr 0,3-0,6%
Nb 0-0,1%
Ti 0,02-0,10%
Cu 0,5-1,0%
V 0,10-0,19%
Al 0,03-0,14%
W 0,10-0,5
Si 0,30-0,65
N&sub2; 0,008-0,65%
O&sub2; 0,006-0,025%
H&sub2; 0,0003-0,006%
Fe und übliche Rückstände Rest
Das Verfahren zur Herstellung eines wärmebehandelten Stahlgußstückes kann den Schritt umfassen, daß ein Gießvorgang durchgeführt wird, um besagtes Stahlgußstück im "Anlieferungszustand" herzustellen, und anschließend besagter Wärmebehandlungsvorgang durchgeführt wird.
Vorzugsweise wird der Wärmebehandlungsvorgang ohne irgendeinen anderen Zwischenschritt zwischen besagtem Gießvorgang und besagtem Wärmebehandlungsvorgang als besagten Schritt des Abkühlens im Anschluß an das Gießen durchgeführt.
Das Gußstück kann nach dem Gießen auf eine Temperatur abgekühlt werden, die im Bereich von Raumtemperatur bis etwa 350ºC liegt, und anschließend erneut erhitzt werden, um den Wärmebehandlungsvorgang durchzuführen.
Das Gußstück kann auf eine Temperatur erhitzt werden, die im Bereich 900ºC bis 1.100ºC liegt, und vorzugsweise bei etwa 1.050ºC, um das Gußstück zu homogenisieren.
Das so homogenisierte Gußstück kann anschließend auf eine Temperatur abgekühlt werden, die im Bereich 700ºC bis 800ºC liegt, mit einer Rate, die im Bereich 2ºC pro Minute bis 10ºC oder 2ºC pro Minute bis 6ºC pro Minute oder bei etwa 5ºC pro Minute liegt.
Das homogenisierte Gußstück kann auf besagte Temperatur, die im Bereich 700ºC bis 800ºC liegt, ofengekühlt werden.
Das Gußstück kann auf etwa Raumtemperatur durch Abschrecken mit einer Wasserabschreckrate und vorzugsweise durch Abschrecken des Gußstückes auf etwa Raumtemperatur in Wasser abgeschreckt werden.
Das Gußstück kann 0,10 bis 0,20% Kohlenstoff oder 0,15% bis 0,2% Kohlenstoff umfassen.
Das Gußstück kann einen Stahl umfassen, wie oben angegeben, aber in dem wenigstens eine der unten aufgelisteten Komponenten den unten spezifizierten Gehalt aufweist.
Ni 0,5%
Cr 0,5%
Ti 0,03-0,10%
V 0,10-0,15%
Al 0,030-0,12%
W 0,20-0,5%
Si 0,5%
O&sub2; 0,006-0,020%
Der Mn-Gehalt kann im Bereich 1-1,5% liegen.
Der Stahl, aus dem das Gußstück hergestellt wird, kann in herkömmlicher Weise geschmolzen und gegossen werden, z. B. an Luft.
Gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung stellen wir ein wärmebehandeltes Stahlgußstück zur Verfügung, das nicht mehr als 0,2% Kohlenstoff, einen Gesamtlegierungsgehalt von weniger als 4%, ein Kohlenstoffäquivalent, das im Bereich 0,45% bis 0,7% liegt, umfaßt und das wärmebehandelt worden ist, nach dem Gießen und anschließenden Abkühlen, durch erneutes Erhitzen des Gußstückes auf eine Temperatur oberhalb der AC&sub3;-Temperatur, um das Gußstück zu homogenisieren, anschließendes Abkühlen des Gußstückes auf eine interkritische Temperatur, die zwischen der AC&sub3;- und AC&sub1;-Temperatur liegt, und anschließendes Abschrecken auf ungefähr Raumtemperatur, wobei besagtes Kohlenstoffäquivalent:
C% + (Mn%)/6 + (Cr% + Mo% + V%)/5 + (Ni% + Cu%)/15
umfaßt und das Gußstück einen Stahl umfaßt, welcher umfaßt:
C 0,1-0,2%
Mn 1-1,5%
S 0,002-0,015%
P 0,002-0,015%
Mo 0-0,2%
Ni 0,3-0,6%
Cr 0,3-0,6%
Nb 0-0,1%
Ti 0,02-0,10%
Cu 0,5-1,0%
V 0,10-0,19%
Al 0,03-0,14%
W 0,10-0,5
Si 0,30-0,65
N&sub2; 0,008-0,65%
O&sub2; 0,006-0,025%
H&sub2; 0,0003-0,0006%
Fe und übliche Rückstände Rest
wobei das Gußstück, nach besagter Wärmebehandlung, eine Zwei-Phasen-Struktur aufweist, die wenigstens eine aus übriggebliebenem Austenit und Ferrit und wenigstens eine aus einem nadelförmigen Bainit, nadelförmigen Ferrit, bainitischen Ferrit und fakultativ Martensit umfaßt.
Das Gußstück kann, nach besagter Wärmebehandlung, weichgeglühte Carbide umfassen.
Die Carbide können eine Größe von < 1 Mikron aufweisen.
Das resultierende Gußstück weist eine Härte auf, die im Bereich 363-500 Hb liegt, eine Festigkeit, die im Bereich 1.200-1.600 Nmm&supmin;² liegt, eine Dehnung; die im Bereich 6-12% liegt, eine Schlagzähigkeit nach Charpy, die im Bereich 30-60 Joule bei Raumtemperatur und 20-40 Joule bei -40ºC liegt, und eine Streckgrenze von nicht weniger als 600 Nmm&supmin;².
Der Mn-Gehalt kann im Bereich 1-1,5% liegen.
Unterhalb von 0,9% Mangan gibt es unzureichend Mangan, um das Austenit zu stabilisieren und fortzufahren, Sulfid-Einschlüsse zu modifzieren, während oberhalb von 1,5% zuviel Mangan vorliegt, um einen gewünschten Stabilisierungseffekt zu haben.
Si oberhalb von 0,30% wird vorgelegt, weil es in Gießereilegierungen erforderlich ist, sicherzustellen, daß der Stahl vor Sauerstoff geschützt ist. Das heißt, sicherzustellen, daß der Stahl desoxidiert wird. Nickel und Mangan wirken jedoch gegen den Destabilisierungseffekt des Siliziums auf das Austenit und somit wird das Austenit solange stabilisiert, wie der Si- Gehalt 0,65% nicht übersteigt.
Kohlenstoff liegt im Bereich 0,10% bis 0,20% vor, um Transformationscarbide zu bilden und um weichgeglühte Carbide im nadelförmigen Bainit und bainitischen Ferrit zu bilden.
Schwefel und Phosphor liegen in Mengen vor, die so niedrig wie möglich sind, weil sie im Hinblick auf Zähigkeit, gemessen durch Bruchzähigkeit, und auch Schweißbarkeit helfen. Ein praktisches Minimum für beide Elemente liegt bei 0,002%.
In dieser Beschreibung ist die AC&sub3;-Temperatur die Temperatur, unterhalb derer, bei langsamem Abkühlen, Ferrit und Austenit zusammen bei Transformation aus Austenit auftreten, und die AC&sub1;-Temperatur ist die Temperatur, unterhalb derer, bei langsamem Abkühlen, Ferrit und Eisencarbid bei Transformation aus einer Mischung aus Ferrit und Austenit auftritt.
Das Kohlenstoffäquivalent ist eine empirische Beziehung, die verwendet wird, um den äquivalenten Kohlenstoffgehalt des Stahls für Schweißbarkeitszwecke zu bestimmen. Ein typisches Kohlenstoffäquivalent ist:
C% + (Mn%)/6 + (Cr% + Mo% + V%)/5 + (Ni% + Cu%)/15
Die Erfindung wird nunmehr anhand von Beispielen detaillierter beschrieben werden, unter Bezugnahme auf die beigefügten Figuren, in denen die Fig. 1 bis 5 eine Vergrößerung von · 50 darstellen und:
Fig. 1 eine Mikrofotografie eines Gußstückes ist, das hergestellt ist gemäß der Erfindung;
Fig. 2 eine Mikrofotografie eines Gußstückes derselben Zusammensetzung wie derjenigen von Fig. 1 ist;
Fig. 3 eine Mikrofotografie eines Gußstückes derselben Zusammensetzung ist, aber einer unterschiedlichen Wärmebehandlung wie der Stahl der Mikrofotografie von Fig. 1 unterzogen ist;
Fig. 4 eine Mikrofotografie eines Gußstückes ist, das aus derselben Zusammensetzung wie derjenigen von Fig. 1 hergestellt ist, aber einer noch anderen Wärmebehandlung unterworfen worden ist;
Fig. 5 eine Mikrofotografie eines Gußstückes ist, das hergestellt ist aus derselben Zusammensetzung wie derjenigen von Fig. 1, aber einer noch anderen Wärmebehandlung unterworfen worden ist;
Fig. 6 eine Mikrofotografie eines weiteren Gußstückes ist, hergestellt gemäß der Erfindung, bei einer Vergrößerung von · 500;
Fig. 7 eine Mikrofotografie des Gußstückes von Fig. 6 ist, aber bei einer Vergrößerung von · 1.250;
Fig. 8 eine Mikrofotografie noch eines anderen Gußstückes ist, hergestellt gemäß der Erfindung, bei einer Vergrößerung von · 500;
Fig. 9 eine Mikrofotografie des Gußstückes von Fig. 8 ist, aber bei einer Vergrößerung von · 1.250;
Fig. 10 eine Mikrofotografie des Gußstückes von Fig. 8 ist, aber im "Anlieferungszustand", bei einer Vergrößerung von · 63; und
Fig. 11 eine Mikrofotografie des Gußstückes von Fig. 10 ist, aber bei einer Vergrößerung von · 500.

Beispiel 1

Um ein Gußstück mit hoher Festigkeit und Zähigkeit herzustellen, wurde ein Niederlegierungsstahl hergestellt, indem reine Stahlbeschichtung, d. h. eine Beschichtung mit niedrigem Phosphor- und Schwefelgehalt, weniger als 0,015% für jedes Element, und mit einem Niederlegierungsgehalt, indem sie weniger als 4% insgesamt aufweist, und mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt von, im vorliegenden Beispiel, unter 0,1%, erhitzt wurde, und wurde in einer herkömmlichen Art und Weise in einem Induktionsofen an Luft bis zu einer Temperatur von etwa 1.560ºC erhitzt. Anschließend wurden etwa 0,1% Aluminium zum Stahlbad zugegeben, gefolgt von der Zugabe der gewünschten Mikrolegierungsbestandteile, um eine "Anlieferungszustands-"Analyse gemäß der unten angegebenen Tabelle zu liefern.
C 0,1-0,2%
Mn 0,9-1,5% oder 1-1,5%
S 0,002-0,015%
P 0,002-0,015%
Mo 0-0,2%
Ni 0,3-0,6%, vorzugsweise 0,5%
Cr 0,3-0,6%, vorzugsweise 0,5%
Nb 0-0,1%
Ti 0,02-0,10% oder 0,03-0,10%
Cu 0,5-1,0%
V 0,10-0,19%, vorzugsweise 0,10-0,15%
Al 0,03-0,14% oder 0,03-0,12%
W 0,10-0,5% oder 0,20-0,5%
Si 0,30-0,65%, vorzugsweise 0,5%
N&sub2; 0,008-012%
O&sub2; 0,006-0,025% oder 0,006-0,020%
H&sub2; 0,0003-0,0006%
Fe und übliche Rückstände Rest
Die Mikrolegierungsbestandteile können in jeder gewünschten herkömmlichen Art und Weise zugesetzt werden, z. B. wurden im vorliegenden Beispiel Ti, W und Cu als Elemente zugegeben, während Vanadium und Mn als Ferrolegierungen zugegeben wurden und aller notwendige Extra-Kohlenstoff zugegeben wurde, um den gewünschten Kohlenstoffgehalt bis zum Maximum von 0,2% zu ergeben. Im vorliegenden Beispiel wurden Cr, Mo und Ni nicht zugegeben, da angemessene Mengen im Beschichtungsmaterial vorlagen.
Die resultierende Schmelze wurde anschließend schnell überhitzt, z. B. mit 50ºC pro Minute auf eine Temperatur von 1.630ºC durch Induktionserhitzung.
Der Ofen wurde anschließend bei 1.630ºC abgelassen und gleichzeitig wurden 0,1% Aluminium in den Metallstrom zugegeben, als er in eine Pfanne abgelassen wurde. In der Pfanne wurden 0,1% Ca, Si, Mn als eine Ferrolegierung von Calcium, Silizium, Mangan zugegeben.
Der resultierende Stahl wurde aus der Pfanne in eine Form gegossen, um ein Gußstück zu bilden, und das resultierende Gußstück wurde ohne irgendeinen Zwischenschritt auf Raumtemperatur abgekühlt.
Man glaubt, daß es um so besser ist, je schneller das Gußstück auf Raumtemperatur abgekühlt wird, um das "Verschwinden" der Legierungszusätze zu vermeiden.
Nach dem Abkühlen des Gußstückes auf Raumtemperatur wurde das Gußstück in einem einzigen Schritt wärmebehandelt, wieder ohne einen Zwischenschritt, um Verzögerung zu vermeiden. Der einzige Schritt umfaßte erneutes Erhitzen des Gußstückes auf 1.050ºC, um das Gußstück zu homogenisieren. Dies wurde in einem herkömmlichen Luftofen durchgeführt. Nach dem Homogenisieren wurde der Ofen mit einer nominellen Rate von etwa 5ºC pro Minute auf 750ºC abgekühlt. Anschließend wurde das Gußstück mit Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt. Eine Probe wurde aus dem Gußstück in einer Position des Mittelabschnittes herausgeschnitten und wurde in herkömmlicher Art und Weise präpariert. Falls gewünscht, kann der Ofen bis auf eine Temperatur im Bereich 780ºC bis 730ºC abgekühlt werden. Wenn die Temperatur in diesem Bereich verringert wird, werden alle mechanischen Eigenschaften mit Ausnahme der Streckgrenze beibehalten. Man glaubt, daß dies der Fall ist, weil die Volumenfraktion des Ferrits auf Kosten von Bainit ansteigt.
Wie am besten zu sehen aus Fig. 1, war die Mikrostruktur definitiv eine Zwei-Phasen- Struktur, die in der weißen Phase grundsätzlich übriggebliebenes Austenit oder Ferrit zeigte und in der anderen Phase nadelförmiges Bainit zeigte, mit etwas bainitischem Ferrit und Martensit, zusammen mit sehr feinen Carbiden, die aufgrund der oben genannten Wärmebehandlung weichgeglüht waren. Die Carbide haben eine Größe von weniger als 1 Mikron. Obgleich die obengenannten Carbidbildner Carbide mit Kohlenstoff in der Schmelze entsprechend stöchiometrischen Regeln bilden werden, können auch Carbonitride gebildet werden, wie etwa Titan- oder Vanadiumcarbonitride, und so wird der Stickstoffgehalt gehalten, wie in der obengenannten Tabelle spezifiziert. Die Rolle der Legierungselemente im resultierenden Gußstück sind zuvor erläutert worden und erfordern hierin keine erneute Erläuterung.
In dem hierin zuvor beschriebenen und in Fig. 1 veranschaulichten Beispiel besitzt das Gußstück eine Zusammensetzung wie folgt:
C 0,19
Mn 1,09
S 0,004
P 0,007
Mo 0,15
Ni 0,47
Cr 0,53
Nb 0,004
Ti 0,043
Cu 0,69
V 0,16
Al 0,082
W 0,25
Si 0,63
N&sub2; 0,008-0,012%
O&sub2; 0,006-0,020%
H&sub2; 0,0003-0,006%
Fe und übliche Rückstände Rest
Kohlenstoffäquivalent 0,62
Wie oben erwähnt, ist das Beispiel, das in Fig. 1 dargestellt ist, einer Wärmebehandlung gemäß der Erfindung unterzogen worden, und als eine Probe getestet wurde, wurde festgestellt, daß diese die folgenden physikalischen Eigenschaften aufwies:
Härte 400-415 Hb
UTS 1331 Nmm&supmin;²
Dehnung 7%
Flächenverringerung 20%
Schlagzähigkeit (Charpy RT) 44 J
Schlagzähigkei (Charpy -40ºC) 23 J
Dehngrenze 1061 Nmm&supmin;²
Man wird bemerken, daß das resultierende Gußstück für ein gegebenes Härteniveau relativ zäh war.

Beispiel 2

Ein Stahl mit derselben Zusammensetzung, wie oben erwähnt, wurde zu einem ähnlichen Gußstück ausgebildet, wie dasjenige, das hierin zuvor beschrieben ist, aber das Gußstück wurde einem herkömmlichen Wärmebehandlungsverfahren unterzogen, bei dem der Stahl ursprünglich bei 1.050ºC behandelt und anschließend mit Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt und anschließend bei 450ºC angelassen wurde.
Diese herkömmliche Wärmebehandlung eines Gußstückes, ansonsten in derselben Art und Weise hergestellt wie das Beispiel von Fig. 1, ergab die folgenden physikalischen Eigenschaften:
Härte 375 Hb
UTS 1193 Nmmm&supmin;²
Dehnung 5%
Flächenverringerung 10%
Schlagzähigkeit (Charpy RT) 15 J
Dehngrenze 1164 Nmm&supmin;²
In allen Fällen waren die physikalischen Parameter niedriger als beider Probe, die gemäß der Erfindung hergestellt und gemäß der Erfindung wärmebehandelt worden war.

Beispiele 3 & 4

In den Beispielen 3 & 4 wurden Stahlgußstücke mit einer Zusammensetzung, wie unten angegeben, und wärmebehandelt, wie im weiteren beschrieben, wie für Beispiel 1 hergestellt.
C 0,17
Mn 0,49
S 0,010
P 0,005
Mo 0,005
Ni 0,017
Cr 0,024
Nb 0,003
Ti 0,080
Cu 0,008
V 0,001
Al 0,003
W 0,37
Si 2,31
N&sub2; 0,008-012%
O&sub2; 0,006-0,020%
H&sub2; 0,0003-0,0006%
Fe und übliche Rückstände Rest
Kohlenstoffäquivalent 0,29
Eine Probe, Beispiel 3, wurde einer Wärmebehandlung gemäß der Erfindung unterzogen, wie beschrieben im Zusammenhang mit dem ersten Beispiel, während eine weitere Probe, Beispiel 4, der hierin zuvor beschriebenen herkömmlichen Wärmebehandlung unterzogen wurde. Die folgenden Ergebnisse wurden erhalten.
Man wird sehen, daß die Probe von Beispiel 3 darin versagte, auf die Wärmebehandlung gemäß der Erfindung anzusprechen. Die Zusammensetzung enthielt 0,37% Wolfram und 0,08% Titan und enthielt praktisch kein Vanadium, Kupfer oder Chrom.

Beispiel 5

In einem fünften Beispiel, wieder hergestellt, wie hierin zuvor beschrieben, wurde eine Probe von einem Gußstück genommen, das wärmebehandelt worden war, in diesem Falle nur durch eine Wärmebehandlung gemäß der Erfindung. Beispiel 5 hat eine Zusammensetzung gemäß der folgenden Tabelle:
C 0,27
Mn 0,83
S 0,010
P 0,014
Mo 0,10
Ni 0,55
Cr 0,60
Nb 0,13
Ti 0,054
Cu 0,80
V 0,19
Al 0,085
W 0,31
Si 0,75
N&sub2; 0,008-012%
O&sub2; 0,006-0,020%
H&sub2; 0,0003-0,006%
Fe und übliche Rückstände Rest
Kohlenstoffäquivalent 0,67
Eine Probe dieses Beispieles wurde nach Wärmebehandlung gemäß der Erfindung getestet, und es wurde festgestellt, daß sie die folgenden physikalischen Eigenschaften aufwies:
Härte 415 Hb
UTS 1189 Nmm&supmin;²
Dehnung 3%
Flächenverringerung 24%
Schlagzähigkeit (Charpy RT) 8 J
Dehngrenze 1074 Nmm&supmin;²
Man wird sehen, daß diese Legierung 0,31% Wolfram, 0,085% Aluminium, 0,19% Vanadium und 0,80% Kupfer aufwies. Demgemäß liegen die obengenannten Elemente innerhalb des Bereiches, der erfindungsgemäß spezifiziert ist, aber der Kohlenstoffgehalt bei 0,27% und der Niob-Gehalt bei 0,13% liegen zu hoch und außerhalb des spezifizierten Bereiches. Man wird bemerken, daß, obgleich die Härte- und UTS-Werte ähnlich sind, die Zähigkeit nur 8 Joule beträgt.
Diese Probe, ähnlich wie die Probe des ersten Beispiels, wurde ebenfalls einem Ermüdungstest unterzogen, und es wurde festgestellt, daß sie eine Ermüdungslebensdauer von nur 10&sup5; Zyklen aufwies, verglichen mit einer Ermüdungslebensdauer von 10&sup6; Zyklen bei der Erfindung.

Beispiel 6

In Beispiel 6 wurde wieder ein Stahl hergestellt, wie beschrieben im Zusammenhang mit der ersten Ausführungsform, und hatte eine Zusammensetzung, wie angegeben in der folgenden Tabelle:
C 0,18
Mn 0,98
S 0,005
P 0,011
Mo 0,12
Ni 0,50
Cr 0,68
Nb 0,008
Ti 0,074
Cu 0,69
V 0,01
Al 0,11
W 0,257
Si 0,47
N&sub2; 0,010
O&sub2; 0,006-0,020%
H&sub2; 0,0003-0,0006%
Fe und übliche Rückstände Rest
Kohlenstoffäquivalent 0,58
Man wird sehen, daß diese Zusammensetzung ähnlich war zu derjenigen der Zusammensetzung gemäß der Erfindung, wie angegeben in der Tabelle von Beispiel 1, mit Ausnahme der substantiellen Abwesenheit von Vanadium. Eine Probe eines Gußstückes gemäß dem Beispiel wurde unter Verwendung einer Wärmebehandlung gemäß der Erfindung hergestellt, und es wurde festgestellt, daß diese die folgenden physikalischen Eigenschaften aufwies:
Härte 415 Hb
UTS 1340 Nmm&supmin;²
Dehnung 9%
Flächenverringerung 22%
Schlagzähigkeit (Charpy RT) 28 Joule
Dehngrenze 725 Nmm&supmin;²
Man wird sehen, daß die Schlagzähigkeit bei 28 Joule relativ niedrig war, verglichen mit der Schlagzähigkeit von 44 Joule in Beispiel 1, und das beruht in erheblichem Maße auf der wesentlichen Abwesenheit von Vanadium.
Die hierin zuvor beschriebenen Ermüdungstests wurden durchgeführt mit einer mittleren Belastung von 272 Nmm&supmin;² und mit einem Belastungsverhältnis R = 0,01 und einer Frequenz von 10 Hz. Die Zyklen bis zum Versagen oder, im Falle des Beispieles gemäß der Erfindung, bis zur Beendigung des Tests wurden gemessen.
Nunmehr Bezug nehmend auf die Figuren, wurde in allen Figuren eine Probe aus dem Gußstück von Beispiel 1 genommen und unterschiedlichen Wärmebehandlungen unterzogen.
Fig. 1 veranschaulicht Beispiel 1 im Anschluß an die hierin zuvor beschriebene Wärmebehandlung gemäß der Erfindung, und demgemäß zeigt sie deutlich eine Zwei-Phasen- Struktur, die übriggebliebenes Austenit oder Ferrit als die weiße Struktur umfaßt und in der anderen Phase nadelförmiges Bainit mit einer geringen Menge bainitischem Ferrit und Martensit zeigt. Die Struktur aus nadelförmigem Bainit gibt dem Gußstück seine relativ hohe Härte von etwa 500 Hv mit einer 200 g-Belastung, während das übriggebliebene Austenit oder Ferrit, bei einer Härte von um 200 Hv, dem Gußstück seine Zähigkeit gibt, während die Mikrocarbide die Gitterfestigkeit ausgleichen.
In Fig. 2 ist eine Widmanstatten-Struktur veranschaulicht, um die "Struktur im Anlieferungszustand" zu belegen, wobei die Mikrofotografie Widmanstatten-Fernt und feines Pearlit zeigt.
Demgemäß veranschaulicht Fig. 2 die Struktur "im Anlieferungszustand" einer Probe des Beispiels von Fig. 1.
Fig. 3 zeigt das Beispiel von Fig. 1, das einer Wärmebehandlung unterzogen worden ist, in der das Gußstück bei 1.050ºC homogenisiert, auf 500ºC ofengekühlt und anschließend mit Wasser abgeschreckt wird. Als ein Ergebnis der Ofenkühlung auf eine Temperatur von 500ºC veranschaulicht die Mikrofotografie, obgleich unterhalb des beanspruchten Bereiches, im "weißen" Teil der Mikrostruktur eine Struktur, die fedriges oberes Bainit mit ein wenig unterem Bainit und Martensit ist. Die Mikrostruktur ist keine wirkliche Zwei-Phasen-Struktur, da das "weiße" fedrige obere Bainit nicht eine wirkliche weiße Struktur ist und tatsächlich eine "dunkle Phase" ist. Die resultierende Mikrostruktur ist nicht so zäh und nicht so hart.
Fig. 4 zeigt das Beispiel von Fig. 1, das einer Wärmebehandlung unterzogen worden ist, in der das Gußstück bei 1.050ºC homogenisiert, auf 730ºC luftgekühlt und anschließend mit Wasser abgeschreckt wird. Als ein Ergebnis der Luftkühlung auf 730ºC, was eine schnellere Abkühlart ist als beansprucht (z. B. in der Größenordnung von 10ºC pro Minute), veranschaulicht die Mikrofotografie eine Zwei-Phasen-Struktur; in der die weiße Phase wieder übriggebliebenes Austenit oder Ferrit ist, aber in diesem Beispiel wird mehr Martensit erhalten als in Fig. 3 und somit ist die Schlagzähigkeit verringert und das Martensit ist viel dunkler als dasjenige von Fig. 2 aufgrund der schnelleren Abkühlrate.
Die Mikrofotografie von Fig. 4 zeigt, daß es wichtig ist, langsam abzukühlen, d. h. im Ofen abzukühlen, mit einer Geschwindigkeit, die im Bereich 2ºC bis 6ºC/Minute liegt, von einer Wiedererhitzungstemperatur von 900ºC bis 1.100ºC.
Fig. 5 zeigt das Beispiel von Fig. 1, wenn es einer Wärmebehandlung unterzogen worden ist, in der das Gußstück bei 1.050ºC homogenisiert und anschließend auf 450ºC luftgekühlt und anschließend mit Wasser abgeschreckt wird. Als Ergebnis der Luftkühlung in Kombination mit einer Abkühlung auf eine niedrigere Temperatur zeigt die Mikrofotografie eine Mikrostruktur, die eine einzige Phase aus unterem Bainit umfaßt, die weder hart genug noch zäh genug ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es notwendig, während der obengenannten Wärmebehandlung auf eine Temperatur von 700ºC bis 800ºC, die im vorliegenden Beispiel bei oberhalb etwa 750ºC liegt, abzukühlen. Die Wärmebehandlung gemäß der Erfindung ist eine Kombination einer Wärmebehandlung oberhalb der AC&sub3;-Temperatur von 860-890ºC durch Erhitzen auf etwa 1050ºC und eine interkritische Wärmebehandlung unterhalb der AC&sub3;-Temperatur, aber oberhalb AC&sub1; bei etwa 750ºC und bei einem Minimum von etwa 700ºC. Dies ist im Gegensatz zu sehen zur zuvor bekannten Wärmebehandlung, bei der ein Gußstück anfänglich homogenisiert und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt wird, gefolgt von einem Erhitzen durch Anlassen bis zu einer subkritischen Wärmebehandlung.
Gemäß der Erfindung wird das Gußstück auf die obengenannte Homogenisierungswärmebehandlung bei etwa 1050ºC erhitzt, was deutlich oberhalb der AC&sub3;- Temperatur liegt, und anschließend ofengekühlt, d. h. relativ langsam mit einer Geschwindigkeit innerhalb des obengenannten Bereiches abgekühlt, um eine interkritische Wärmebehandlung bereitzustellen, d. h. zwischen den AC&sub1;- und den AC&sub3;-Temperaturen, wohingegen herkömmliche Gußstücke im Bereich 870ºC bis 1.150ºC homogenisiert und anschließend auf Raumtemperatur abgeschreckt werden, gefolgt von erneutem Erhitzen auf eine subkritische Temperatur.
Durch Homogenisieren bei z. B. 1.050ºC werden die in der Schmelze gebildeten Carbide zerstört und die Kornstruktur ist verglichen mit der herkömmlicherweise anzutreffenden Struktur verfeinert und in Fig. 2 dargestellt. Das Gußstück wird anschließend bis zur interkritischen Zone ofengekühlt, wobei die Aufgabe hiervon ist; das Carbid weichzuglühen und das Austenit beizubehalten, durch relativ langsames Abkühlen auf etwa 750ºC. Das gewünschte nadelförmige Bainit wird erhalten. Man glaubt, daß die gewünschte Härte von der bainitischen Phase stammt und die Zähigkeit von dem übriggebliebenen Austenit und Ferrit und den weichgeglühten Carbiden stammt.
Obgleich in den oben beschriebenen Beispielen von Mikrostrukturen von Beispielen gemäß der Erfindung Bezug genommen wird auf die weiße Phase, die übriggebliebenes Austenit enthält, kann sie auch Ferrit enthalten sowie das Ferrit, das in Bainit oder Bainit und Martensit transformiert wird. Es ist anzumerken, daß Martensit normalerweise eine Härte von etwa 550 bis 650 Hv ergibt, während nadelförmiges Bainit ein Härte von etwa 400 bis 450 Hv ergibt, was im allgemeinen äquivalent ist zu der Härte, die in der Praxis durch Testen der Proben gefunden wird. Zusätzlich liefert Beispiel 1 eine Zähigkeit von ungefähr 40 Joule.
Die Tabelle unten gibt die Zusammensetzung von zwei weiteren Beispielen an, Beispiele 7 und 8, die hergestellt wurden, wie hierin zuvor im Zusammenhang mit Beispiel 1 beschrieben, und einer Wärmebehandlung gemäß der Erfindung unterzogen wurden, wie im Zusammenhang mit Beispiel 1 beschrieben.

Beispiel 7 Heat No. BP 137

C 0,20
Mn 0,93
S 0,007%
P 0,012
Mo 0,14
Ni 0,45
Cr 0,50
Ti 0,060
Cu 0,66
V 0,13
Al 0,089
W 0,30
Si 0,56
N&sub2; 0,011
O&sub2; 0,021
Fe und übliche Rückstände Rest
Kohlenstoffäquivalent 0,58
Als eine Probe gemäß Heat No. BP 137 getestet wurde, wurde festgestellt, daß sie die folgenden physikalischen Eigenschaften aufwies.
Härte 388 Hb
UTS 1338 Nmm&supmin;²
Dehnung 6%
Flächenverringerung 10%
Schlagzähigkeit (Charpy -40ºC) 21 J
(Charpy -20ºC) 37 J
Dehngrenze 907 Nmm&supmin;²

Beispiel 8 Heat No. AR087

C 0,15
Mn 1,13
S 0,006
P 0,020
Mo 0,15
Ni 0,60
Cr 0,46
Ti 0,020
Cu 0,60
V 0,14
Al 0,140
W 0,16
Si 0,41
N&sub2; 0,008
O&sub2; 0,024
Fe und übliche Rückstände Rest
Kohlenstoffäquivalent 0,57
Als eine Probe gemäß Heat No. AR087 getestet wurde, wurde festgestellt, daß sie die folgenden physikalischen Eigenschaften aufwies.
Härte 363 Hb
UTS 1209 Nmm&supmin;²
Dehnung 11%
Flächenverringerung 21%
Schlagzähigkeit (Charpy -40ºC) 31 J
(Charpy -20ºC) 34 J
(Charpy -0) 41 J
(Charpy 20) 51 J
Dehngrenze 806 Nmm&supmin;²
Im obigen sind die Charpy-Ergebnisse als der Mittelwert aus einer Reihe von Tests angegeben und zeigen im Falle von Heat No. AR087 die Ergebnisse beim Testen bei den unterschiedlichen angegebenen Temperaturen.
Fig. 6 und 7 sind Mikrofotografien von Proben von Heat No. BP 137 und sie zeigen eine Zwei-Phasen-Struktur mit etwas übriggebliebenem Austenit oder Ferrit und nadelförmigem Bainit, Ferrit und Martensit.
Fig. 8 und 9 sind Mikrofotografien von Proben, die von Heat No. AR087 genommen worden sind, und sie zeigen ebenfalls eine Zwei-Phasen-Struktur, die in diesem Falle mehr Fernt und übriggebliebenes Austenit und nadelförmiges Bainit mit bainitischem Ferrit und weniger nadelförmiges Ferrit als im Falle von Heat No. BP 137 zeigt.
Zum Vergleich sind Fig. 10 und 12 Mikrofotografien von Proben, die von Heat No. AR087 genommen worden sind, aber im "Anlieferungszustand", d. h. vor der Wärmebehandlung gemäß der vorliegenden Erfindung, und es zeigt gleichachsiges Ferrit und Widmanstatten-Ferrit und Pearlit.
Gußstücke gemäß der Erfindung haben breite Anwendung, sie können aber z. B. eingesetzt werden, um Eisenbahnkupplungen zu liefern, wo es besonders gewünscht ist, hohe Festigkeit und Zähigkeit bei einem minimalen Gewicht zu erreichen. Solche Kupplungen ermöglichen das Erreichen von bis zu 50% Verbesserung in Festigkeit und Abnützungsbeständigkeit und sie leiden zusätzlich weniger häufig an Ermüdung; was ebenfalls beträchtlich verbessert wird durch Stähle, die die Erfindung verkörpern.
Gußstücke, die die Erfindung verkörpern, sind auch insofern nützlich, als sie verschweißbar sind, und eine besondere Anwendung solcher Stähle besteht für die Achsaggregate von Schienenfahrzeugen, wie etwa Passagierzügen, wo Seitenrahmen Teile aufweisen, die miteinander verschweißt sind. Wieder ermöglicht ein Stahl, der die, Erfindung verkörpert, die Verwendung von bis zu der Hälfte des früher verwendeten Materials und somit dem halben des früher erforderlichen Gewichtes.
Weil wir ein Kohlenstoffäquivalent im angegebenen Bereich haben, haben Gußstücke, die die Erfindung verkörpern, die obengenannte Verschweißbarkeit. Wenn das Kohlenstoffäquivalent niedriger wäre als 0,45%, würden die Gußstücke keine Vorerwärmung benötigen, noch würden sie eine Nacherwärmung benötigen, relativ zur während des Verschweißens angewendeten Wärme. Wenn das Kohlenstoffäquivalent über 0,7% läge, wäre es nicht nur notwendig, das Gußstück vorzuerwärmen, sondern auch das Gußstück nachzuerwärmen. Durch Arbeiten im spezifizierten Bereich werden die gewünschten Verschweißbarkeitseigenschaften erreicht.
In dieser Beschreibung sind alle prozentualen Zusammensetzungen ausgedrückt in "Gew.-%", alle Dehngrenzen sind 0,2%-Dehnungsgrenzen und Charpy-Tests sind ISO-V-Tests, bei den spezifizierten Temperaturen (RT = Raumtemperatur), und alle Dehnungen sind mit einer Meßlänge, die das 4-fache des Durchmessers des Teststückes beträgt.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines wärmebehandelten Stahlgußstückes, welches die Schritte umfaßt, daß ein Stahlgußstück im "Anlieferungszustand", das nicht mehr als 0,2% Kohlenstoff, einen Gesamtlegierungsgehalt von weniger als 4%, ein Kohlenstoffäquivalent, das im Bereich 0,45-0,7% liegt, umfaßt, genommen und das Gußstück nach Durchführen des Gießvorganges abgekühlt und anschließend ein Wärmebehandlungsvorgang durchgeführt wird, indem das Gußstück auf eine Temperatur oberhalb der AC&sub3;-Temperatur erneut erhitzt wird, um das Gußstück zu homogenisieren, anschließend das Gußstück auf eine interkritische Temperatur abgekühlt wird, die zwischen den AC&sub3;- und AC&sub1;-Temperaturen liegt, und anschließend auf etwa Raumtemperatur abgeschreckt wird, wobei besagtes Kohlenstoffäquivalent

C% + (Mn%)/6 + (Cr% + Mo% + V%)/5 + (Ni% + Cu%)/15

umfaßt und das Gußstück einen Stahl umfaßt, welcher umfaßt:

C 0,1-0,2%

Mn 0,9-1,5%

S 0,002-0,015%

P 0,002-0,015%

Mo 0-0,2

Ni 0,3-0,6

Cr 0,3-0,6%

Nb 0-0,1%

Ti 0,02-0,10%

Cu 0,5-1,0%

V 0,10-0,19%

Al 0,03-0,14%

W 0,10-0, 5

Si 0,30-0,65

N&sub2; 0,008-0,65%

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verfahren zur Herstellung eines wärmebehandelten Stahlgußstückes den Schritt umfaßt, daß ein Gießvorgang durchgeführt wird, um besagtes Stahlgußstück im "Anlieferungszustand" herzustellen, und anschließend besagter Wärmebehandlungsvorgang durchgeführt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Wärmebehandlungsvorgang ohne irgendeinen anderen Zwischenschritt zwischen besagtem Gießvorgang und besagtem Wärmebehandlungsvorgang als besagten Schritt des Abkühlens im Anschluß an das Gießen durchgeführt wird.

4. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück nach dem Gießen auf eine Temperatur abgekühlt wird, die im Bereich von Raumtemperatur bis etwa 350ºC liegt, und anschließend erneut erhitzt wird, um den Wärmebehandlungsvorgang durchzuführen.

5. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück auf eine Temperatur erhitzt wird, die im Bereich 900ºC bis 1.100ºC liegt, um das Gußstück zu homogenisieren.

6. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das homogenisierte Gußstück anschließend auf eine Temperatur, die im Bereich 700ºC bis 800ºC liegt, mit einer Rate abgekühlt wird, die im Bereich 2ºC pro Minute bis 10ºC pro Minute oder 2ºC pro Minute bis 6ºC pro Minute oder etwa 5ºC pro Minute liegt.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das homogenisierte Gußstück auf besagte Temperatur, die im Bereich 700ºC bis 800ºC liegt, ofengekühlt wird.

8. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück durch Abschrecken mit einer Wasserabschreckrate auf etwa Raumtemperatur abgeschreckt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück durch Abschrecken des Gußstückes auf etwa Raumtemperatur in Wasser abgeschreckt wird.

10. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück 0,10%-0,20% Kohlenstoff umfaßt.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück 0,15% bis 0,20 % Kohlenstoff umfaßt.

12. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück einen Stahl umfaßt, in dem wenigstens eine der Komponenten umfaßt:

Ni 0,5%

Cr 0,5%

Ti 0,03-0,10%

V 0,10-0,15%

Al 0,030-0,12%

W 0,20-0,5%

Si 0,5%

O&sub2; 0,006-0,020%

13. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl, aus dem das Gußstück hergestellt ist, in herkömmlicher Weise geschmolzen und gegossen wird.

14. Wärmebehandeltes Stahlgußstück, das nicht mehr als 0,2% Kohlenstoff, einen Gesamtlegierungsgehalt von weniger als 4%, ein Kohlenstoffäquivalent, das im Bereich 0,45% bis 0,7% liegt, umfaßt und das wärmebehandelt worden ist, nach dem Gießen und abschließenden Abkühlen, durch erneutes Erhitzen des Gußstückes auf eine Temperatur oberhalb der AC&sub3;-Temperatur, um das Gußstück zu homogenisieren, anschließendes Abkühlen des Gußstückes auf eine interkritische Temperatur, die zwischen den AC&sub3;- und AC&sub1;-Temperaturen liegt, und anschließendes Abschrecken auf ungefähr Raumtemperatur, ohne irgendeinen anderen Zwischenschritt zwischen besagtem Gießvorgang und besagter Wärmebehandlung als besagten Schritt des Abkühlens im Anschluß an das Gießen, und wobei besagtes Kohlenstoffäquivalent

C% + (Mn%)/6 + (Cr% + Mo% + V%)/5 + (Ni% + Cu%)/15

umfaßt und das Gußstück einen Stahl umfaßt, welcher umfaßt:

C 0,1-0,2

Mn 0,9-1,5

S 0,002-0,015%

P 0,002-0,015%

Mo 0-0,2%

Ni 0,3-0,6%

Cr 0,3-0,6%

Nb 0-0,1%

Ti 0,02-0,10%

Cu 0,5-1,0%

V 0,10-0,19%

Al 0,03-0,14%

W 0,10-0,5

Si 0,30-0,65

N&sub2; 0,008-0,65%

O&sub2; 0,006-0,025%

H&sub2; 0,0003-0,006%

Fe und übliche Rückstände Rest

wobei das Gußstück, nach besagter Wärmebehandlung, eine Zwei-Phasen-Struktur umfaßt, die wenigstens eine aus übriggebliebenem Austenit und Fernt und wenigstens eine aus einem nadelförmigen Bainit, nadelförmigen Ferrit, bainitischen Ferrit und fakultativ Martensit umfaßt.

15. Gußstück nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußstück, nach besagter Wärmebehandlung, weichgeglühte Carbide umfaßt.

16. Gußstück nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Carbide eine Größe von < 1 Mikron aufweisen.

17. Gußstück nach einem der Ansprüche 14 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß das resultierende Gußstück eine Härte, die im Bereich 363-500 Hb liegt, eine Festigkeit, die im Bereich 1.200-1.600 Nmm&supmin;² liegt, eine Dehnung, die im Bereich 6-12% liegt, eine Kerbschlagbiegefestigkeit nach Charpy, die im Bereich 30-60 Joule bei Raumtemperatur und 20-40 Joule bei -40ºC liegt, und eine Streckgrenze von nicht weniger als 600 Nmm&supmin;² aufweist.

18. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß der Mn- Gehalt im Bereich 1-1,5% liegt.

19. Gußstück nach einem der Ansprüche 14 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß der Mn- Gehalt im Bereich 1-1,5% liegt.