DE69811200T2

DE69811200T2 - Einsatzstahl mit hervorragender verhinderung der sekundärrekristallisation während der aufkohlung, verfahren zu dessen herstellung, halbzeug für aufzukohlende teile

Info

Publication number: DE69811200T2
Application number: DE69811200T
Authority: DE
Inventors: Manabu Kubota; Tatsuro Ochi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-07-22
Filing date: 1998-07-22
Publication date: 2003-10-09
Anticipated expiration: 2018-07-23
Also published as: US6660105B1; EP0933440A4; DE69811200D1; WO1999005333A1; EP0933440A1; EP0933440B1

Description

Technisches Gebiet

Diese Erfindung betrifft einen Einsatzstahl mit guten Kornvergröberungseigenschaften während der Aufkohlung, ein Verfahren zum Erzeugen des Stahls und ein Halbzeug für aufgekohlte Teile.

Allgemeiner Stand der Technik

Zahnräder, Lagerteile, rollende Teile, Wellen und Doppelgelenkteile werden normalerweise mittels eines Verfahrens unter Verwendung einer für mechanische Strukturen beispielsweise durch JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105 und JIS G 4106 vorgeschriebenen Stahllegierung mit mittlerem Kohlenstoffgehalt hergestellt, welcher Kaltumgeformt (einschließlich Formwalzung), in eine vorgegebene Form bearbeitet und durch Aufkohlung gehärtet wird. Da Kaltumformung eine gute Produktoberflächenschicht und Abmessungsgenauigkeit erzeugt, und zu einer besseren Ausbeute mit niedrigeren Fertigungskosten als eine Warmumformung führt, gibt es einen zunehmenden Trend für Teile, welche herkömmlicherweise durch Warmumformung hergestellt wurden, durch Kaltumformen herzustellen, was in den letzten Jahren eine deutliche Zunahme in der Konzentration auf durch den Kaltumformungs-Aufkohlungsprozeß hergestellte aufgekohlte Teile erzeugt hat. Ein Hauptproblem bei aufgekohlten Teilen ist die Verringerung der Wärmebehandlungsverformung. Dieses beruht darauf, weil eine Welle, welche sich als Folge einer Verformung aus der Wärmebehandlung verwirft, nicht länger als eine Welle funktionieren kann, oder im Falle von Zahnrädern oder Doppelgelenkteilen eine hohe Verformung aus der Wärmebehandlung Geräusch und Schwingungen bewirken kann. Der Hauptfaktor in einer solchen durch Wärmebehandlung induzierten Verformung ist die während der Aufkohlung erzeugte Kornvergröberung. Nach dem Stand der Technik wurde die Kornvergröberung durch Glühen nach dem Kaltumformen und vor dem Aufkohlungshärten unterdrückt. Diesbezüglich gibt es in den letzten Jahren einen starken Trend, das Glühen als eine Möglichkeit zur Reduzierung der Kosten wegzulassen. Daher besteht ein großer Bedarf nach Stahl, in welchem eine Kornvergröberung selbst dann nicht auftritt, wenn das Glühen weggelassen wird.
Tragende und rollende Teile, welche eine hohe Kontaktverformung aufzunehmen haben, werden einer tiefen Aufkohlung unterworfen. Da eine tiefe Aufkohlung eine längere Zeitdauer erfordert, welche von zehn Stunden aufwärts bis zu mehreren zehn Stunden dauern kann, führt dieses zu einem weiteren wichtigen Problem, nämlich dem der Reduzierung der Aufkohlungszeit für den Zweck der Einsparung von Energie. Eine effektive Möglichkeit zur Reduzierung der Aufkohlungszeit besteht in der Anwendung einer höheren Aufkohlungstemperatur. Eine Aufkohlung wird normalerweise bei etwa 930ºC durchgeführt. Das Problem mit der Durchführung einer Aufkohlung bei einer höheren Temperatur in dem Bereich von 990 bis 1090ºC besteht darin, daß dieses zu einer Kornvergröberung und einem Fehlen notwendiger Materialqualitäten führt, wie z. B. Rollermüdungseigenschaften und dergleichen. Somit besteht ein Bedarf nach einem Einsatzstahl, der für eine Hochtemperaturaufkohlung geeignet ist, d. h., dessen Körner nicht durch eine Hochtemperaturaufkohlung vergröbert werden. Viele von den tragenden und rollenden Teilen, welche eine hohe Kontaktver formung aufzunehmen haben, sind große Teile, welche normalerweise durch die Schritte einer Warmumformung von Barrenstahl, Wärmebehandlung, wie z. B. Normalglühen oder dergleichen, falls erforderlich, Bearbeiten, Aufkohlungshärtung und falls erforderlich Polieren hergestellt werden. Zur Unterdrückung der Kornvergröberung während der Aufkohlung nach dem Warmumformungsschritt, d. h., wenn die Teile noch Halbzeuge sind, ist es erforderlich, ein Material für die Unterdrückung der Kornvergröberung zu optimieren.
Dafür offenbart die JP-A-56-75551 einen Stahl zur Aufkohlung, welcher aus einem spezifische Anteile von Al und N enthaltenden Stahl besteht, welcher auf nicht weniger als 1200ºC erwärmt und dann warmbearbeitet wird, wodurch er selbst dann, wenn er bei 980ºC sechs Stunden aufgekohlt wurde, in der Lage ist, feine Körner beizubehalten, wobei die Austenitkörner des Kerns feine Körner mit einer Körngrößenzahl von nicht kleiner als 6 sind. Jedoch ist die Fähigkeit des Stahls zur Unterdrückung der Kornvergröberung nicht stabil, und abhängig von dem für die Erzeugung des Stahls angewendeten Prozeß kann der Stahl nicht in der Lage sein, eine Kornvergröberung während der Aufkohlung zu verhindern.
JP-A-61-261427 offenbart ein Verfahren zum Herstellen von Stahl zur Aufkohlung, in welchem Stahl verwendet wird, welcher spezifische Anteile von Al und N enthält, wobei, nachdem der Stahl auf eine den Anteilen von Al und N entsprechende Temperatur erwärmt wurde und dann bei einer Endtemperatur von nicht mehr als 950ºC warmgewalzt wurde, der Ausfällungsanteil von AlN nicht mehr als 40 ppm ist, und die Ferritkorngrößenzahl bei 11 bis 9 liegt. Wiederum ist jedoch die Fähigkeit des Stahls zur Unterdrückung der Kornvergröberung nicht stabil, und abhängig von dem zur Herstellung des Stahls angewen deten Prozeß kann der Stahl nicht in der Lage sein, eine Kornvergröberung während der Aufkohlung zu verhindern.
JP-A-58-45354 offenbart einen Einsatzstahl, welcher spezifizierte Anteile von Al, Nb und N enthält. Wiederum ist jedoch die Fähigkeit des Stahls, die Kornvergröberung zu unterdrücken, nicht stabil, so daß in einigen Fällen die Kornvergröberung unterdrückt wird und in anderen Fällen nicht. Ferner ist in den Beispielen der Stahl mit einem Stickstoffanteil von nicht weniger als 0,021% beschrieben. Dies hat mehr als andere Maßnahmen den Effekt der Verschlechterung der Kornvergröberungseigenschaften, was den Stahl empfindlich gegen Rißbildung und Fehlstellen während des Herstellungsprozesses macht, wobei das Material zusätzlich aufgrund der Härte, eine schlechte Kaltverarbeitbarkeit aufweisen würde.
Somit sind die vorstehenden Verfahren nicht in der Lage, stabil die Kornvergröberung während der Aufkohlungshärtung zu verhindern und sind daher nicht in der Lage, eine Verformung und Verwerfung zu verhindern. Bezüglich tragender und rollender Teile, welche hohen Kontaktverformungen unterliegen, gibt es ferner keine Beispiele, in welchen solche Teile, die einer tiefen Aufkohlung durch Aufkohlung bei einer hohen Temperatur unterworfen wurden, ausreichende Festigkeitseigenschaften zeigen. D. h., es gibt keine herkömmlichen Beispiele von Halbzeugen für aufgekohlte Teile oder einsatzgehärteten Stahl, welche für eine Hochtemperaturaufkohlung geeignet sind.

Offenbarung der Erfindung

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Einsatzstahls mit einer niedrigen Wärmebehandlungsverformung mit guten Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung, eines Verfahrens zu Herstellung des Stahls, und im Bezug auf die Herstellung von in dem Warmumformungsprozeß erzeugten aufgekohlten Tei len, eines Halbzeugmaterials für aufgekohlte Teile, welche in der Lage sind, eine Kornvergröberung sogar während einer Hochtemperaturaufkohlung zu verhindern und welche angemessene Festigkeitseigenschaften aufweisen.
Zur Lösung der vorstehenden Aufgabe untersuchten die vorliegenden Erfinder, was die dominanten Faktoren in der Kornvergröberung sind und klärten die nachstehenden Punkte.
1. Obwohl Stähle dieselben chemische Zusammensetzung haben können, können sie in einigen Fällen in der Lage sein, eine Kornvergröberung zu unterdrücken und in anderen Fällen können sie nicht in der Lage dazu sein: Die Kornvergröberung kann nicht einfach durch eine Einschränkung der chemischen Zusammensetzung verhindert werden. Ein wichtiger Faktor neben der chemischen Zusammensetzung ist der Zustand der Ausfällung von Karbonitriden nachdem der Stahl warmgewalzt oder warmverformt wurde.
2. Ein Schlüssel zur Verhinderung der Kornvergröberung während der Aufkohlungserwärmung besteht darin, während der Aufkohlungserwärmung eine Dispersion einer großen Menge von feinem AlN- und Nb(CN) als Pinning-Partikel (Haftpartikel) zu bewirken.
3. Um eine stabile Manifestation des Pinning-Effekts des Nb(CN) während der Aufkohlungserwärmung zu bewirken, muß der warmgewalzte oder warmumgeformte Stahl eine frühere feine Ausfällung zumindest einer vorgegebenen Menge von Nb(CN) aufweisen. Ferner wird, wenn grobes AlN ausgefällt wird oder TiN oder Al&sub2;O&sub3; in dem Stahl vorhanden ist, nachdem der Stahl warmgewalzt oder umgeformt wurde, dieses grobe Nb(CN)- Ausfällungskerne ausbilden, welche die Feinausfällung von Nb(CN) behindern. Wenn dieses der Fall ist, ist es erforderlich, den Ti-Anteil und den O-Anteil so niedrig wie möglich zu halten.
4. Um eine stabile Manifestation des Pinnig-Effekts des AlN während der Aufkohlungserwärmung sicherzustellen, ist es im Gegensatz zu Nb(CN) erforderlich, den AlN-Ausfällungsanteil in dem Stahl in dem warmgewalzten oder warmumgeformten Zustand zu minimieren. Dieses ist eine wichtige Anforderung, um eine Feinausfällung von Nb(CN) zu erhalten. Ferner bildet jedes TiN oder Al&sub2;O&sub3;, das in dem Stahl vorhanden ist, nachdem der Stahl warmgewalzt oder warmumgeformt wurde, AlN-Ausfällungskerne, welche den Anteil einer AlN-Ausfällung erhöhen, so daß auch in diesem Falle die Ti- und O-Anteile minimiert werden müssen.
5. Selbst wenn die Karbonitride wie beschrieben kontrolliert werden, wird jede Zumischung einer bainitischen Struktur in dem Stahl nach dem Warmwalzen eine Kornvergröberung während der Aufkohlungserwärmung begünstigen.
6. Ferner tritt leichter eine Kornvergröberung während der Aufkohlungserwärmung auf, wenn die Ferritkörner in dem Stahl nach dem Walzen übermäßig fein sind.
7. Um den AlN-Ausfällungsanteil in dem Stahl in dem warmgewalzten Zustand zu minimieren, muß der Stahl auf eine hohe Temperatur für das Warmwalzen erwärmt werden.
8. Eine frühere Feinausfällung wenigstens eines vorgegebenen Anteils von Nb(CN) in dem Stahl, welcher warmgewalzt wurde, kann durch Optimierung der Warmwalztemperatur und der nach dem Warmwalzen angewendeten Kühlbedingungen sichergestellt werden. D. h., das Nb(CN) wird in der Matrix durch Erwärmen des Stahls auf eine hohe Temperatur für die Warmwalzung eingeschlossen, und nachdem der Stahl warmgewalzt wurde, kann das Nb(CN) durch langsames Abkühlen in dem Temperaturbereich der Nb(CN)-Ausfällung fein verteilt werden.
Die vorliegende Erfindung wurde auf der Basis der vorstehenden neuen Erkenntnisse erzielt. Der Hauptpunkt der vorliegenden Erfindung ist wie folgt.
Die Erfindung der Ansprüche 1 bis 4 ist ein Einsatzstahl mit guten Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl in Massenprozent aufweist:
0,1 bis 0,4% C,
0,02 bis 1,3% Si,
0,3 bis 1,8% Mn,
0,001 bis 0,15% S,
0,015 bis 0,04% Al,
0,005 bis 0,04% Nb,
0,006 bis 0,020% N,
ein, zwei oder mehr Elemente ausgewählt aus
0,4 bis 1,8% Cr,
0,02 bis 1,0 Mo,
0,1 bis 3,5% Ni,
0,03 bis 0,5% V,
und in welchem
P auf nicht mehr als 0,025% begrenzt ist,
Ti auf nicht mehr als 0,010% begrenzt ist, und
O auf nicht mehr als 0,0025% begrenzt ist,
wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen sind, der Stahl nach dem Warmwalzen einen Nb(CN)- Ausfällungsanteil von nicht weniger als 0,005% und einen AlN- Ausfällungsanteil aufweist, welcher auf nicht mehr als 0,005% beschränkt ist, und
daß ebenfalls,
nach dem Warmwalzen die Matrix des Stahls nicht weniger als 20 Partikel/100 um² Nb(CN) mit einem Partikeldurchmesser von nicht größer als 0,1 um enthält,
und daß ebenfalls
nach dem Warmwalzen der Bainitstrukturanteil des Stahls auf nicht mehr als 30% beschränkt ist,
und daß ebenfalls
nach dem Warmwalzen der Stahl eine Ferritkorngrößenzahl von 8 bis 11 aufweist.
Die Erfindung der Ansprüche 5 bis 7 ist ein Verfahren zur Erzeugung des vorstehenden Stahls, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl auf eine Temperatur von nicht weniger als 1150ºC erwärmt wird, bei dieser Temperatur für nicht weniger als 10 Minuten gehalten wird und warmgewalzt wird, um eine Draht- oder Barrenstahl zu formen, und auch dadurch, daß,
nach dem Warmwalzen des Stahls, der Stahl langsam zwischen 800ºC und 500ºC mit einer Abkühlrate von nicht mehr als 1ºC/s abgekühlt wird,
und daß ebenfalls,
der Stahl bei einer Fertigbearbeitungstemperatur bzw. Endtemperatur von 920 bis 1000ºC warmgewalzt wird.
Die Erfindung von Anspruch 8 bis 9 ist ein Stahlhalbzeugmaterial für aufgekohlte Teile mit guten Kornvergröberungs- Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung, dadurch gekennzeichnet, daß das Halbzeugmaterial in Massenprozent aufweist:
0,1 bis 0,40% C,
0,02 bis 1,3% Si,
0,3 bis 1,8% Mn,
0,001 bis 0,15% S,
0,015 bis 0,04% Al,
0,005 bis 0,04% Nb,
0,006 bis 0,020% N,
ein, zwei oder mehr Elemente ausgewählt aus
0,4 bis 1,8% Cr,
0,02 bis 1,0 Mo,
0,1 bis 3,5% Ni,
0,03 bis 0,5% V,
und in welchem
P auf nicht mehr als 0,025% begrenzt ist,
Ti auf nicht mehr als 0,010% begrenzt ist, und
O auf nicht mehr als 0,0025% begrenzt ist,
wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen sind, das Stahlhalbzeugmaterial nach dem Warmbearbeiten bzw. Warmschmieden einen Nb(CN)-Ausfällungsanteil von nicht weniger als 0,005% und einen AlN-Ausfällungsanteil aufweist, welcher auf nicht mehr als 0,005% beschränkt ist, und daß ebenfalls,
nach dem Warmbearbeiten die Matrix des Stahls nicht weniger als 20 Partikel /100 um² Nb(CN) mit einem Partikeldurchmesser von nicht größer als 0,1 um enthält.

Kurzbeschreibung der Zeichnungen

In den Zeichnungen ist:
Fig. 1 ein Diagramm eines Beispiels einer Analyse der Beziehung zwischen dem Ti-Anteil und der Kornvergröberungstemperatur.
Fig. 2 ein Diagramm eines Beispiels einer Analyse der Beziehung zwischen dem Sauerstoffanteil und der Kornvergröberungstemperatur.
Fig. 3 ein Diagramm eines Beispiels einer Analyse der Beziehung zwischen dem AlN-Ausfällungsanteil und dem Nb(CN)- Ausfällungsanteil nach dem Warmwalzen und der Kornvergröberungstemperatur.
Fig. 4 ein Diagramm eines Beispiels einer Analyse der Beziehung zwischen der Anzahl feiner Körner von Nb(CN)- Ausfällungen nach dem Warmwalzen und der Kornvergröberungstemperatur.
Fig. 5 ein Diagramm einer Analyse einer Beziehung zwischen dem Bainitstrukturanteil nach dem Warmwalzen und der Kornvergröberungstemperatur.
Fig. 6 ein Diagramm einer Analyse der Beziehung zwischen der Ferritkorngrößenzahl nach dem Warmwalzen und der Kornvergröberungstemperatur.

Beste Möglichkeit für die Ausführung der Erfindung

Details der vorliegenden Erfindung werden nun beginnend mit den Gründen für die definierten Komponenteneinschränkungen beschrieben.
C ist ein wirksames Element, um dem Stahl die notwendige Festigkeit zu verleihen. Jedoch wird die erforderliche Zugfestigkeit nicht erreicht, wenn der Anteil C kleiner als 0,1% ist, während ein Anteil, welcher 0,40% übersteigt, den Stahl hart macht, dessen Kaltverarbeitbarkeit verringert und die Kernzähigkeit nach der Aufkohlung ebenfalls verschlechtert. Daher ist es erforderlich, den Bereich auf 0,1 bis 0,40% einzuschränken. Der bevorzugte Bereich ist 0,1 bis 0,35.
Si ist ein wirksames Element für die Desoxidation bzw. Reduktion des Stahls und hat auch die Wirkung, dem Stahl die erforderliche Festigkeit und Härtbarkeit zu verleihen und die Beständigkeit gegen die Anlaßerweichung zu verbessern. Der Effekt reicht nicht aus, wenn der Si-Anteil kleiner als 0,02% ist, während mehr als 1,3% Si tendenziell die Härte erhöht, was die Kaltumformbarkeit verschlechtert. Es ist daher erforderlich, einen Anteilsbereich von 0,02 bis 1,3% zu spezifizieren. Für Stahl, welcher kaltbearbeitet werden soll, liegt der bevorzugte Bereich bei 0,02 bis 0,5%, und bevorzugter bei 0,02 bis 0,3%. Wenn der Schwerpunkt auf der Kaltumformbarkeit liegt, ist der Bereich von 0,02 bis 0,15% erwünscht.
Si ist auch ein wirksames Element für die Steigerung der Korngrenzenfestigkeit und bewirkt eine Verleihung einer langen Betriebslebensdauer für tragende und rollende Teile, in dem strukturelle Veränderungen und Verschlechterungen von Materialien, welche sich im Verlauf von Rollermüdung ergeben unterdrückt werden. Für warmumgeformte Teile, in welchen der Schwerpunkt auf einer hohen Festigkeit liegt, liegt ein bevorzugter Si-Anteilsbereich zwischen 0,2 bis 1,3%. Um eine besonders hohe Rollermüdungsfestigkeit zu erzielen, ist es erwünscht einen Bereich von 0,4 bis 1,3% zu verwenden. Die Auswirkung, welches zugesetztes Si in der Verleihung einer langen Betriebslebensdauer für tragende und rollende Teile durch Unterdrücken struktureller Veränderungen und einer Verschlechterung von Materialien, welche sich im Verlauf einer Rollermüdung ergeben, aufweist, wird besonders begünstigt, wenn das Abschreckaustenit (üblicherweise als "Abschreck-γ" bezeichnet) in der Struktur nach der Aufkohlung etwa 30 bis 40% beträgt. Karbonitrieren bewirkt eine Steuerung des Anteils des Abschreck-γ innerhalb dieses Bereichs. Geeignete anwendbare Bedingungen sind diejenigen, welche zu einer Oberflächenstickstoffkonzentration von 0,2 bis 0,6% führen. In diesem Falle ist es während der Aufkohlung erforderlich, ein Kohlenstoffpotential von 0,9 bis 1,3% anzuwenden.
Mn ist ein wirksames Element zur Reduktion des Stahls, und hat auch die Wirkung, dem Stahl die erforderliche Festig keit und Härtbarkeit zu verleihen. Die Wirkung reicht nicht aus, wenn der Mn-Anteil kleiner als 0,3% ist, während mehr als 1,8% Mn einen Sättigungseffekt bewirken und auch die Härte steigern, was die Kaltumformbarkeit verschlechtert. Es ist daher erforderlich, den Anteilsbereich von 0,3 bis 1,8% und bevorzugt von 0,5 bis 1, 2% zu spezifizieren. Wenn der Schwerpunkt auf einer Kaltverarbeitbarkeit liegt, ist ein Bereich von 0,5 bis 0,75% erwünscht.
S bildet MnS in dem Stahl und wird zugesetzt, um eine Verbesserung in der Zerspanbarkeit zu erzielen, die MnS verleiht. Die Wirkung ist unzureichend, wenn der S-Anteil kleiner als 0,001% ist. Jedoch ergeben mehr als 0,15% einen Sättigungseffekt, welcher einer Trennung an Korngrenzen und eine Korngrenzensprödigkeit fördert. Es ist deshalb erforderlich, den Anteilsbereich von 0,001 bis 0,15%, bevorzugter von 0,005 bis 0,15% und am meisten bevorzugt von 0,005 bis 0,04% zu spezifizieren. Da MnS die Rollermüdungslebensdauer von tragenden und rollenden Teilen verschlechtert und deshalb in dem Stahl für derartige Anwendungen minimiert werden muß, ist es in einem solchen Falle erwünscht, einen Anteilsbereich von 0,001 bis 0,01% anzuwenden.
Während der Aufkohlungserwärmung verbindet sich Al mit N in dem Stahl unter Erzeugung von AlN, was die Körner verfeinert, und bewirkt auch eine Unterdrückung der Kornvergröberung. Der Effekt ist unzureichend, wenn der Al-Anteil kleiner als 0,015% ist. Mehr als 0,04% vergröbern jedoch die AlN- Ausfällungen, was es unmöglich macht, daß das Al zu der Unterdrückung der Kornvergröberung beiträgt. Der Anteilsbereich wird deshalb auf 0,015 bis 0,04% und bevorzugt auf 0,02 bis 0,035% eingestellt.
Während der Aufkohlungserwärmung verbindet sich Nb mit C und N in dem Stahl, unter Erzeugung von Nb(CN), was die Kör ner verfeinert, und es bewirkt auch eine Unterdrückung der Kornvergröberung. Der Effekt ist unzureichend, wenn der Nb- Anteil kleiner als 0,005% ist. Mehr als 0,04% härten jedoch den Stahl, verschlechtern die Kaltverarbeitbarkeit und vergröbern die Nb(CN)-Ausfällungen, was es unmöglich macht, daß das Nb zu der Unterdrückung der Kornvergröberung beiträgt. Der Anteilsbereich wird deshalb auf 0,005 bis 0,04% und bevorzugt auf 0,01 bis 0,003% eingestellt. Ferner erzeugt in dem Stahl und Halbzeugmaterial für aufgekohlte Teile dieser Erfindung das Eindringen von Kohlenstoff und Stickstoff während der Aufkohlungserwärmung eine Reaktion mit dem Festlösungs-Nb, was eine übermäßige Ausfällung von feinem Nb(CN) in der aufgekohlten Schicht erzeugt. In dem Falle von tragenden und rollenden Teilen trägt dieses Nb(CN) zur Verbesserung der Rollermüdungslebensdauer derartiger Teile bei. Wenn die Absicht darin besteht, eine sehr lange Rollermüdungslebensdauer für derartige Teile zu erzielen, ist es wirksam, ein Kohlenstoffpotential während der Aufkohlung anzuwenden, das auf der hohen Seite zwischen 0,9 bis 1,3% liegt, oder eine Karbonitrierung anzuwenden. Bei der Karbonitrierung findet die Nitrierung in dem Verteilungsprozeß anschließend an die Aufkohlung statt. Geeignete Bedingungen sind somit diejenigen, welche zu einer Oberflächenstickstoffkonzentration von 0,2 bis 0,6% führen.
N wird zugesetzt, um die Kornverfeinerung während der Aufkohlung zu erzielen, welche sich aus der Ausfällung von AlN und Nb(CN) ergibt, und für die Unterdrückung einer Kornvergröberung. Der Effekt ist unzureichend, wenn der N- Anteil kleiner als 0,006% ist, während mehr als 0,020% einen Sättigungseffekt bewirken. Der Zusatz von zuviel N vergrößert die Härte des Stahls unter Verschlechterung der Kaltverarbeitbarkeit und der Rollermüdungseigenschaften des Endproduk tes. Aus diesen Gründen ist der Anteilsbereich auf 0,006 bis 0,020% und bevorzugt auf 0,009 bis 0,020% festgelegt.
Anschließend werden die Gründe für die Anteilseinschränkungen von den einen, zwei oder mehr in dem Stahl der Erfindung enthaltenen aus Cr, Mo, Ni und V ausgewählten Elementen erläutert.
Cr ist ein wirksames Element, um dem Stahl Festigkeit und Härtbarkeit zu verleihen. Bezüglich tragenden und rollenden Teilen erhöht es auch den Anteil des Abschreck-γ anschließend an die Aufkohlung und bewirkt die Verleihung einer langen Betriebslebensdauer für tragende und rollende Teile durch Unterdrücken struktureller Veränderungen und einer Verschlechterung von Materialien, die im Verlauf der Rollermüdung entstehen. Der Effekt ist unzureichend, wenn der Cr-Anteil kleiner als 0,4% ist, während mehr als 1,8% Cr tendenziell die Härte erhöht, was die Kaltumformung verschlechtert. Aus dieses Gründen ist es erforderlich, den Anteilsbereich von 0,4 bis 1,8%, bevorzugt von 0,7 bis 1,6% und bevorzugter von 0,7 bis 1,5% festzulegen. Der Effekt, den die Zusetzung von Cr auf die Verleihung einer langen Betriebslebensdauer an tragende und rollende Teile durch Unterdrücken struktureller Veränderungen und einer Verschlechterung von Materialien, welche sich im Verlauf einer Rollermüdung ergeben, aufweist, wird besonders begünstigt, wenn der Anteil des Abschreckaustenit in der Struktur nach der Aufkohlung etwa 25 bis 40% beträgt. Karbonitrieren bewirkt eine Steuerung des Anteils des Abschreck-γ innerhalb dieses Bereichs. Geeignete anwendbare Bedingungen sind diejenigen, welche zu einer Oberflächenstickstoffkonzentration von 0,2 bis 0,6% führen.
Mo ist ein wirksames Element, um dem Stahl Festigkeit und Härte zu verleihen, und bezüglich tragenden und rollenden Teilen erhöht es auch den Anteil des Abschreck-γ nach der Aufkohlung und bewirkt die Verleihung einer langen Betriebslebensdauer an tragende und rollende Teile durch Unterdrücken struktureller Veränderungen und einer Verschlechterung von Materialien, welche sich im Verlauf einer Rollermüdung ergeben. Der Effekt ist unzureichend, wenn der Mo-Anteil kleiner als 0,02% ist, während mehr als 1,0% Mo tendenziell die Härte unter Verschlechterung der Kaltumformbarkeit steigert. Aus diesen Gründen ist es erforderlich, den Anteilsbereich auf 0,02 bis 1,0%, bevorzugt auf 0,02 bis 0,5% und bevorzugter auf 0,02 bis 0,4% einzustellen. Wie in dem Falle von Cr wird der Effekt, den zugesetztes Mo auf die Verleihung einer langen Betriebslebensdauer für tragende und rollende Teile durch Unterdrücken struktureller Veränderungen und einer Verschlechterung von Materialien, die im Verlauf der Rollermüdung entstehen, hat, besonders begünstigt, wenn der Anteil des Abschreck-γ in der Struktur nach der Aufkohlung etwa 25 bis 40% beträgt.
Ni ist ein weiteres wirksames Element, um dem Stahl Festigkeit und Härte zu verleihen. Der Effekt ist unzureichend, wenn der Ni-Anteil kleiner als 0,1% ist, während mehr als 3,5% Ni tendenziell die Härte unter Verschlechterung der Kaltumformbarkeit steigert. Aus diesen Gründen ist es erforderlich, den Anteilsbereich auf 0,1 bis 3,5% und bevorzugt auf 0,4 bis 2,0% einzustellen.
V ist ein weiteres wirksames Element, um dem Stahl Festigkeit und Härte zu verleihen. Der Effekt ist unzureichend, wenn der V-Anteil kleiner als 0,03% ist, während mehr als 0,5% V tendenziell die Härte unter Verschlechterung der Kaltumformbarkeit steigert. Aus diesen Gründen ist es erforderlich, den Anteilsbereich auf 0,03 bis 0,5% und bevorzugt auf 0,07 bis 0,2% einzustellen.
P verschlechtert die Kaltumformbarkeit durch Erhöhung des Verformungswiderstandes während der Kaltumformung und durch Verschlechterung der Zähigkeit. Es führt auch zu einer Korngrenzenversprödung in Teilen, welche Abschreckhärten und Anlassen unterworfen werden, was die Ermüdungsfestigkeit verschlechtert, so daß es erwünscht ist, den P-Anteil zu minimieren. Aus diesem Grunde muß der Anteil auf nicht mehr als 0,025% und bevorzugt nicht mehr als 0,015% begrenzt werden.
In einem Stahl mit hohem Stickstoffanteil, wie dem Stahl dieser Erfindung, verbindet sich Ti mit dem N in dem Stahl, unter Ausbildung von TiN. TiN-Ausfällungen sind grob und tragen nicht zur Kornverkleinerung während der Aufkohlung oder zur Unterdrückung der Kornvergröberung bei. Tatsächlich bildet, wenn TiN vorhanden ist, dieses AlN- oder Nb(CN)-Ausfällungsstellen aus, so daß während des Warmwalzens das AlN und Nb(CN) als grobe Partikel ausfallen, welche nicht in der Lage sind, die Kornvergröberung während der Aufkohlung zu unterdrücken. Deshalb ist es erwünscht, den Ti-Anteil zu minimieren. Fig. 1 ist ein Diagramm, welches die Beziehung zwischen dem Ti-Anteil und der Kornvergröberungstemperatur auf der Basis der simulierten Aufkohlung von Stahl darstellt, der einer Kaltstauchung bei einem Reduzierungsverhältnis von R = 50% unterzogen wird, und für fünf Stunden bei jeder Temperatur gehalten wird. Wenn der Ti-Anteil 0,010% überschreitet, liegt die Temperatur, bei welcher eine Kornvergröberung auftritt, nicht höher als 950ºC, was die Erzeugung von groben Körner zu einem praktischen Problem macht. Es ist daher erforderlich, den Ti-Anteil auf nicht mehr als 0,010%, und bevorzugter nicht mehr als 0,005% zu beschränken. In dem Falle von tragenden und rollenden Teilen kann das Vorhandensein von TiN zu einer erheblichen Verschlechterung der Rollermüdungseigenschaften des Endproduktes führen, so daß, wenn der Stahl für derartige Teile verwendet werden soll, es derartige Teile verwendet werden soll, es erwünscht ist, den Ti-Anteil auf nicht mehr als 0,0025% zu beschränken.
In einem Stahl mit hohem Al-Anteil, wie z. B. dem Stahl dieser Erfindung, bildet der Sauerstoff Oxideinschlüsse wie z. B. Al&sub2;O&sub3;. In großen Mengen bilden Oxideinschlüsse AlN- und Nb(CN)-Ausfällungsstellen. Während des Warmwalzens fallen AlN und Nb(CN) als grobe Partikel aus und sind daher nicht in der Lage, die Kornvergröberung während der Aufkohlung zu unterdrücken. Es ist deshalb erwünscht, den Sauerstoffanteil zu minimieren. Fig. 2 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Sauerstoffanteil und der Temperatur, bei welcher eine Kornvergröberung auftritt, auf der Basis einer simulierten Aufkohlung eines Stahls, welcher einer Kaltstauchung bei einem Reduzierungsverhältnis von R = 50% unterworfen wird und für fünf Stunden bei jeder Temperatur gehalten wird. Wenn der Sauerstoffanteil 0,0025% überschreitet, liegt die Temperatur, bei welcher eine Kornvergröberung auftritt, bei weniger als 950ºC, was die Erzeugung von groben Körnern zu einem praktischen Problem macht. Es ist daher erforderlich, den Sauerstoffanteil auf nicht mehr als 0,0025% zu beschränken, und bevorzugt nicht mehr als 0,002%. In tragenden und rollenden Teilen erzeugen die Oxideinschlüsse Punkte, an welchen ein Rollermüdungsausfall beginnt, so daß, je niedriger der Sauerstoffanteil ist, die Rollebensdauer um so länger ist. Aus diesem Grunde ist es im Falle derartiger Teile erwünscht, den Sauerstoffanteil auf nicht mehr als 0,0012% zu beschränken.
Die Gründe für die Spezifizierung eines Nb(CN)-Ausfällungsanteils von weniger als 0,005% nach dem Warmwalzen oder Warmumformen und die Beschränkung des AlN-Ausfällungsanteils auf nicht mehr als 0,005% gemäß dieser Erfindung werden nun erläutert.
Die Verteilung bzw. Dispersion großer Mengen feiner Körner aus AlN und Nb(CN) während der Aufkohlung als Pinning- Partikel ist eine effektive Möglichkeit, eine Kornvergröberung während der Aufkohlung zu verhindern. Grobes AlN und Nb(CN) sind für die Verhinderung einer Kornvergröberung während der Aufkohlung nutzlos und haben sogar einen nachteiligen Effekt auf die Kornvergröberungsverhinderung, indem die Anzahl der Pinning-Partikel verkleinert wird. Nb verbindet sich mit C und N in dem Stahl, um NbC, NbN und eine Verbindung beider, Nb(CN) zu erzeugen. Hierin wird Nb(CN) als ein gemeinsamer Begriff für die drei Formen von Ausfällungen verwendet.
Um einen stabilen Pinning-Effekt des Nb(CN) während der Aufkohlungserwärmung zu erzielen, ist eine vorherige Ausfällung wenigstens einer vorgegebenen Anteils von Nb(CN) in dem warmgewalzten oder warmumformten Stahl erforderlich. Ferner muß zur Erzielung einer stabilen Manifestation des AlN- Pinning-Effekts während der Aufkohlungserwärmung der AlN- Ausfällungsanteil in dem Stahl in dem warmgewalzten Zustand oder dem warmumgeformten Zustand so niedrig wie möglich gehalten werden. Dieses beruht darauf, weil AlN, das in dem Stahl beim Warmwalzen oder Warmumformen als grobe Partikel ausfällt, die nicht nur nicht als Pinning-Partikel wirken, sondern Kerne grobe Ausfällungen von Nb(CN) formen, die Kornvergröberung durch Behindern der Feinausfällung von Nb(CN) fördern. Fig. 3 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen AlN- und Nb(CN)-Ausfällungsanteilen in dem Stahl nach dem Warmwalzen und der Kornvergröberungstemperatur auf der Basis einer simulierten Aufkohlung von Stahl bei 950ºC für fünf Stunden, nachdem der Stahl einer Kaltstauchung bei einem Reduzierungsverhältnis von R = 50%, gefolgt von einer Weichglühung unterworfen wurde. Grobe Körner treten auf, wenn der Nb(CN)-Ausfällungsanteil kleiner als 0,005% und der AlN-Ausfällungs anteil größer als 0,005% ist. Auf der Basis dieser Ergebnisse darf die Nb(CN)-Ausfällung nach dem Warmwalzen oder Warmumformen nicht weniger als 0,005% sein und bevorzugt nicht weniger als 0,01% sein, und die AlN-Ausfällung muß auf nicht mehr als 0,005% und bevorzugt auf nicht mehr als 0,003% beschränkt werden. Die Beschränkung des AlN-Ausfällungsanteils in dem warmgewalzten oder warmumgeformten Stahl auf den durch diese Erfindung beschränkten Pegel macht es möglich, daß AlN sich in dem Stahl nach dem Warmwalzen oder Warmumformen oder während des Aufkohlungserwärmungsprozesses fein verteilt, und dadurch die Verhinderung der Kornvergröberung während der Aufkohlung ermöglicht. Die AlN-Ausfällung kann mittels eines allgemein angewendeten Verfahrens analysiert werden, welches das Auflösen dieses in einer Lösung aus Bromidmethanol und Verwendung eines 0,2 um Filters zum Erzielen eines Rückstandes, welcher dann chemisch analysiert wird, umfaßt. Die Nb(CN)-Ausfällung kann durch ein allgemein angewendetes Verfahren analysiert werden, welches die Auflösung dieses in Salzsäure und die Verwendung eines 0,2 um Filters zur Erzielung eines Rückstandes, welcher dann chemisch analysiert wird, umfaßt. Mit einem 0,2 um Filter ist es tatsächlich möglich, Ausfällungen sogar noch feiner als 0,02 um zu extrahieren, da die Ausfällungen in dem Filtrierungsprozeß das Filter verstopfen.
Ferner ist in dem Falle von Anspruch 2, Anspruch 6 und Anspruch 9 der vorliegenden Erfindung in Bezug auf den Stahl der Erfindung, welcher hinzugesetztes Nb aufweist, die Matrix des Stahls so definiert, daß sie nicht mehr als 20 Partikel/100 um² an Nb(CN) mit einem Partikeldurchmesser von nicht mehr als 0,1 um aufweist. Der Grund für die Einschränkungen wird nun erläutert.
Wie vorstehend beschrieben, besteht eine effektive Möglichkeit zur Unterdrückung der Kornvergröberung in der besonders feinen Verteilung der Korngrenzen-Pinning-Partikel. Es ist zu bevorzugen, daß die Partikel einen kleinen Durchmesser aufweisen und zahlreich sind, da je kleiner und zahlreicher sie sind, die Anzahl der Pinning-Partikel um so größer wird. Fig. 4 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen feinem Nb(CN) und der Kornvergröberungstemperatur auf der Basis der simulierten Aufkohlung von Stahl, der einer Kaltstauchung bei einem Reduzierungsverhältnis von R = 50% unterworfen und für fünf Stunden bei jeder Temperatur gehalten wird. Fig. 4 zeigt auch, daß es eine sehr enge Beziehung zwischen den Kornvergröberungseigenschaften und der Anzahl feiner Ausfällungspartikel nach dem Warmwalzen gibt. Wenn nicht weniger als 20 Partikel/100 um² auf Nb(CN) mit einem Partikeldurchmesser nicht größer als 0,1 um in der Matrix verteilt sind, tritt in praktischer Hinsicht keine Kornvergröberung in dem Aufkohlungserwärmungsbereich auf, was bedeutet, daß ausgezeichnete Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften erzielt werden. Daher ist es erforderlich, in der Matrix nicht weniger als 20 Partikel/100 um² aus Nb(CN) mit einem Partikeldurchmesser von nicht mehr als 0,1 um und bevorzugt nicht weniger als 50 Partikel/100 um² zu verteilen bzw. zu dispergieren. Der Verteilungszustand von Nb(CN) kann festgestellt werden, indem das Extraktionskopieverfahren zur Erhalten einer Probe von Ausfällungen in der Stahlmatrix angewendet wird, und ein Transmissionselektronenmikroskop zum Überprüfen der Probe bei einer 30000-fachen Vergrößerung und Zählen der Anzahl der Nb(CN) Partikel in 20 Sichtfeldern mit einem Durchmesser von nicht mehr als 0,1 um verwendet, und der Zählwert umgewandelt wird, um die Anzahl pro 100 um² zu erhalten.
Anschließend wird unter Bezugnahme auf die Erfindung der Ansprüche 3 und 6, in welchem der Bainitstrukturanteil des Stahls anschließend an das Warmwalzen auf nicht mehr als 30% beschränkt ist, nun der Grund für die Einschränkung erläutert.
Selbst wenn das AlN und Nb(CN) wie beschrieben gesteuert werden, bewirkt jede Beimischung einer bainitischen Struktur in dem Stahl nach dem Warmwalzen eine Kornvergröberung während der Aufkohlungserwärmung. Fig. 5 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen dem Bainitstrukturanteil und der Kornvergröberungstemperatur auf der Basis der simulierten Aufkohlung von Stahl, der einer Kaltstauchung bei einem Reduzierungsverhältnis von R = 50% unterworfen und für fünf Stunden bei jeder Temperatur gehalten wird. Wenn der Bainitstrukturanteil 30% überschreitet, nimmt die Kornvergröberungstemperatur auf weniger als 950ºC ab, was die Erzeugung von groben Körnern zu einem praktischen Problem macht. Es ist auch erwünscht, die Beimischung von Bainit von dem Standpunkt der Verbesserung der Kaltverarbeitbarkeit zu unterdrücken. Aus diesen Gründen ist es erforderlich, den Bainitstrukturanteil auf nicht mehr als 30% und bevorzugt nicht mehr als 20% zu begrenzen. Ferner kann in dem Falle durch Warmumformung erzeugter Teile, wenn die Warmumformungstemperatur und die Kühlrate so gesteuert werden, daß der Bainitstrukturanteil in den geformten Teilen auf nicht mehr als 30% reduziert wird, der Schritt der Normalglühung nach der Warmumformung weggelassen werden.
Anschließend wird im Bezug auf die Erfindung der Ansprüche 4 und 7, in welchen der Stahl nach dem Warmwalzen eine Ferritkorngrößenzahl von 8 bis 11 aufweist, nun der Grund für die Einschränkung erläutert.
Eine Kornvergröberung tritt während der Aufkohlungserwärmung leichter auf, wenn die Ferritkörner in dem Stahl nach dem Warmwalzen übertrieben fein sind. Fig. 6 ist ein Diagramm der Beziehung zwischen der Ferritkorngrößenzahl und der Korn vergröberungstemperatur auf der Basis der simulierten Aufkohlung von Stahl, welcher einer Kaltstauchung bei einem Reduzierungsverhältnis von R = 50% unterworfen und für fünf Stunden bei jeder Temperatur gehalten wird. Wenn die Ferritkorngrößenzahl 11 überschreitet, ist die Kornvergröberungstemperatur kleiner als 950ºC, was die Erzeugung von groben Körnern zu einem praktischen Problem macht. Ferner wird, wenn eine Ferritkorngrößenzahl verwendet wird, die kleiner als 8 nach dem Warmwalzen ist, die Härte unter Verschlechterung der Kaltumformbarkeit erhöht. Aus diesen Gründen ist es erforderlich, daß nach dem Warmwalzen die Ferritkorngrößenzahl zwischen 8 und 11 liegt.
Anschließend werden die Warmwalzbedingungen beschrieben.
Der Stahl mit der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung wird geschmolzen und die Zusammensetzung mittels eines normalen Verfahrens unter Verwendung eines Konverters, eines elektrischen Ofens oder dergleichen eingestellt. Der Stahl wird dann gegossen, falls erforderlich, in Barren gewalzt und warmgewalzt, um Draht- oder Brammenstahl zu erzeugen.
Anschließend wird in der Erfindung nach Anspruch 5 der Stahl auf eine Temperatur von nicht weniger als 1150ºC erwärmt, bei dieser Temperatur für nicht weniger als zehn Minuten gehalten und warmgewalzt, um Draht- oder Brammenstahl zu erzeugen. Wenn der Stahl auf weniger als 1150ºC erwärmt wird, oder auf nicht weniger als 1150ºC erwärmt, aber bei dieser Temperatur für weniger als zehn Minuten gehalten wird, ist es nicht möglich, die ausreichende Lösung des AlN oder Nb(CN) in der Matrix zu erzielen. Das Ergebnis wird sein, daß es keine vorherige Feinausfällung von wenigstens einem vorgegebenen Anteil von Nb(CN) in dem warmgewalzten Stahl gibt, und grobes AlN und Nb(CN) in dem Stahl nach dem Warmwalzen vorhanden sein werden, was es unmöglich macht, die Kornvergröberung während der Aufkohlung zu unterdrücken. Somit ist es erforderlich, den Stahl bei nicht weniger als 1150ºC für nicht weniger als 10 Minuten bei dieser Temperatur zu halten. Bevorzugt sollte der Stahl bei nicht weniger als 1180ºC für nicht weniger als 10 Minuten gehalten werden.
Anschließend wird in der Erfindung nach Anspruch 6, nach dem Warmwalzen, der Stahl langsam zwischen 800 und 500ºC mit einer Kühlrate von nicht mehr als 1ºC/s abgekühlt. Wenn die Kühlrate 1ºC/s überschreitet, befindet sich der Stahl nicht lange genug in dem Temperaturbereich der Nb(CN)-Ausfällung, um eine ausreichende Ausfällung von feinen Nb(CN) in dem Stahl nach dem Warmwalzen zu erzielen, demzufolge es unmöglich wird, die Erzeugung von groben Körnern während der Aufkohlung zu unterdrücken. Eine rasche Abkühlungsrate erhöht auch die Härte des gewalzten Stahls, was die Kaltverarbeitbarkeit verringert. Somit ist es erwünscht, den Stahl so langsam wie möglich abzukühlen. Eine bevorzugte Kühlrate ist nicht höher als 0,7ºC/s. Die Kühlrate kann verlangsamt werden, indem der abstromseitige Teil der Walzlinie mit einer Wärmeisolationsabdeckung oder Wärmeisolationsabdeckung mit einer Heizquelle ausgestattet wird.
In der Erfindung nach Anspruch 7 wird der Stahl mit einer Fertigstellungs- bzw. Endtemperatur von 920 bis 1000ºC warmgewalzt. Wenn die Endtemperatur niedriger als 920ºC ist, sind die Ferritkörner zu fein, was die Erzeugung von groben Körnern während der Aufkohlung ermöglicht. Andererseits wird sie, wenn die Endtemperatur etwas mehr als 1000ºC ist, die Härte des Stahls unter Verschlechterung der Kaltverarbeitbarkeit verringern. Aus diesem Grunde ist eine Warmwalzendtemperatur von 920 bis 1000ºC spezifiziert.
Die Erfindung nach den Ansprüchen 8 und 9 betrifft Halbzeugmaterial für aufgekohlte Teile mit guten Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung. Diese Ausführungsform betrifft aufgekohlte Teile und karbonitrierte Teile, welche durch die Schritte einer Warmumformung von Barrenstahl, einer Wärmebehandlung, wie z. B. Normalglühen oder dergleichen, falls erforderlich, Spanen, Aufkohlungshärtung und, falls erforderlich Polieren erzeugt werden. Das Halbzeugmaterial der Erfindung betrifft Zwischenteile, d. h., in dem Stadium nach der Warmumformung. Mit dem Halbzeugmaterial für aufgekohlte Teile mit den ausgezeichneten Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung gemäß dieser Erfindung kann die Erzeugung von groben Körnern unterdrückt und ausgezeichnete Materialeigenschaften können selbst dann erzielt werden, wenn die Aufkohlungshärtung unter extrem hohen Temperaturbedingungen von 990º bis 1090ºC durchgeführt wird. Beispielsweise können tragende und rollende Teile einer Hochtemperaturaufkohlung unterworfen werden, und immer noch ausgezeichnete Rollermüdungseigenschaften aufweisen. Die Gründe für die verschiedenen Einschränkungen sind dieselben wie die unter Bezugnahme auf Fig. 1 und 2 beschriebenen.
Die Erfindung gibt keine speziellen Einschränkungen bezüglich der Größe von Gießteilen, der Verfestigungsabkühlrate, oder Brammenwalzbedingungen vor. Es können alle Bedingungen angewendet werden, welche den Erfordernissen der Erfindung genügen. Ferner gibt die vorliegende Erfindung keinerlei spezielle Einschränkung bezüglich Aufkohlungsbedingungen vor. Im Falle von tragenden und rollenden Teilen trägt das Nb(CN) zur Verbesserung der Rollermüdungslebensdauer derartiger Teile bei. Wenn die Absicht besteht, eine sehr lange Rollermüdungsdauer für tragende oder rollende Teile zu erzielen, ist es wie vorstehend erwähnt, effektiv, ein Kohlenstoffpotential während der Aufkohlung zu verwenden, welches auf der hohen Seite ist und von 0,9 bis 1,3% reicht, oder eine Karbonitrierung anzuwenden. Bei der Karbonitrierung wird die Nitrierung in dem Verteilungsprozeß anschließend an die Aufkohlung bewirkt. Geeignete anwendbare Bedingungen sind diejenigen, welche eine Oberflächenstickstoffkonzentration von 0,2 bis 0,6% ergeben. Eine Auswahl dieser Bedingungen erzeugt eine extensive Ausfällung von feinem Nb(CN) in der aufgekohlten Schicht, und 25 bis 40% Abschreck-γ tragen zur Verbesserung der Rollermüdungslebensdauer bei.

Beispiele

Beispiele der Auswirkung der Erfindung werden nun unter Bezugnahme auf spezifische Ausführungsformen beschrieben.

Beispiel 1

Stahlschmelzen mit den in der Tabelle 1 aufgelisteten Zusammensetzungen wurden in einem Konverter erzeugt, stranggegossen und falls erforderlich in Brammen gewalzt, um quadratische Walzbrammen mit 162 mm Seitenmaß zu erzeugen. Diese wurden dann warmgewalzt, um runde Stangen mit einem Durchmesser von 23 bis 25 mm zu erzeugen. Die Warmwalzung wurde bei einer Temperatur von 1080ºC bis 1280ºC mit einer Endtemperatur von 920º bis 1000ºC ausgeführt. Nach dem Walzen wurde der Stahl von 800ºC auf 500ºC mit einer Rate von 0,2 bis 1,5ºC/s abgekühlt. Die Mengen der AlN-Ausfällung und der Nb(CN)- Ausfällung in den warmgewalzten Stangen wurde durch chemische Analyse festgestellt. Die Vickers-Härte der Stangen wurde ebenfalls gemessen und als ein Index für die Kaltverarbeitbarkeit verwendet.
Nachdem die so hergestellten Stangen einer Weichglühung unterworfen worden waren, wurden Stauchprüfproben hergestellt und eine Stauchung mit einem Reduzierungsverhältnis von 50% realisiert, worauf eine Aufkohlungssimulation durchgeführt wurde. Die Simulationsbedingungen waren Aufheizen bei 910ºC bis 1010ºC gefolgt von einer Wasserabkühlung. Anschließend daran wurde eine geschnittene Oberfläche der Proben poliert und geätzt, um die vorherige Austenitkorngröße und die erzielte Kornvergröberungstemperatur zu prüfen. Die Aufkohlung wird üblicherweise bei 930ºC bis 950ºC durchgeführt, so daß Proben, welche eine Kornvergröberungstemperatur von nicht mehr als 950ºC aufwiesen, als schlechtere Kornvergröberungseigenschaften aufweisend beurteilt wurden. Die Austenitkorngröße wurde auf der Basis des Verfahren von JIS G 0551 gemessen. Somit wurden die Proben bei einer 400-fachen Vergrößerung in etwa 10 Sichtfeldern untersucht und das Auftreten einer Kornvergröberung schon dann angenommen, wenn nur ein einziges grobes Partikel mit einer Partikelgröße von bis zu Nr. 5 vorhanden war.
Tabelle 2 listet die Ergebnisse zusammen mit der γ-Korngröße während der Aufkohlung bei 950ºC auf. Die Kornvergröberungstemperatur in dem Falle von Stahl dieser Erfindung war nicht kleiner als 960ºC, woraus deutlich ersichtlich ist, daß γ-Körner fein und gleichmäßig in der Größe bei 950ºC, der normalen oberen Grenztemperatur der Aufkohlung, sind.
Die Vergleichsprobe 12, welche einen Al-Anteil unter den von der vorliegenden Erfindung spezifizierten unteren Grenzwert hatte, zeigte schlechtere Kornvergröberungseigenschaften. Vergleichsbeispiele 13 und 14, welche einen Al-Anteil über dem von der vorliegenden Erfindung spezifizierten Grenzwert hatten, zeigen schlechtere Kornvergröberungseigenschaften. Dieses beruht darauf, weil das Vorhandensein von gröberem AlN die feine Verteilung von AlN und Nb(CN) verhinderte. Das Vergleichsbeispiel 15, welches einen Nb-Anteil niedriger als den von dieser Erfindung spezifizierten hatte, zeigte schlechtere Kornvergröberungs-Eigenschaften. Wenn eine Kaltumformung nach dem Weichglühen wie in der vorliegenden Erfindung durchgeführt wurde und kein feines Nb(CN) vorliegt, kann ein feines AlN allein nicht die Kornvergröberung unterdrücken. Im Vergleichsbeispielen 16 und 17, in welchen der Nb-Anteil unter dem von der vorliegenden Erfindung spezifizierten Anteil lag, waren die Kornvergröberungseigenschaften schlechter. Im Vergleichsbeispiel 18, in welchen der N-Anteil unter dem von dieser Erfindung spezifizierten Anteil lag, waren die Kornvergröberungseigenschaften schlechter, da ein unzureichender Anteil von Nitriden vorlag. Im Vergleichsbeispiel 19, in welchen der N-Anteil höher als der von der vorliegenden Erfindung spezifizierte Wert war, lagen grobe Ausfällungen vor, welche wiederum schlechtere Kornvergröberungseigenschaften zeigen. Als Grund, warum der erfindungsgemäße Stahl und Beispielstähle in JP-A-58-45345 schlechte Kornvergröberungseigenschaften zeigten, wird der hohe N-Anteil von 0,21% oder mehr angesehen. Schlechtere Kornvergröberungseigenschaften wurden von Vergleichsbeispielen 20 und 21 gezeigt, in welchem der Ti-Anteil und der Sauerstoffanteil unter dem von der vorliegenden Erfindung spezifizierten Wert lagen. In dem Falle des Vergleichsbeispiels 22 lag die Zusammensetzung innerhalb des von dieser Erfindung spezifizierten Bereichs, aber mit 1,5ºC/s war die Kühlrate nach dem Warmwalzen hoch, so daß der Nb(CN)-Ausfällungsanteil nach dem Warmwalzen unterhalb dem erfindungsgemäßen Bereich lag, was zu einer niedrigen Kornvergröberungstemperatur führt. Die Zusammensetzung des Vergleichsbeispiels 23 lag ebenfalls innerhalb des von der vorliegenden Erfindung spezifizierten Bereichs, aber mit 1080ºC war die Warmwalztemperatur niedrig, was zu einer unzureichenden Lösungsbehandlung von AlN führt, und damit zu einem AlN-Ausfällungsanteil nach dem Warmwalzen, wel cher über dem spezifizierten Betrag lag und somit zu einer niedrigen Kornvergröberungstemperatur.

Beispiel 2

Quadratisch gewalzte Stangen mit 162 mm Seitenmaß, die im Beispiel 1 erzeugt wurden, wurden warmgewalzt, um runde Stangen mit einem Durchmesser von 23 bis 25 mm zu erzeugen. Die Warmwalzung wurde bei einer Temperatur von 1150ºC bis 1280ºC mit einer Endtemperatur von 840º bis 1000ºC durchgeführt. Nach dem Walzen wurde der Stahl von 800ºC bis 500ºC mit einer Rate von 0,2 bis 1,5ºC/s abgekühlt. Zum Feststellen des Verteilungszustand von Nb(CN) wurde das Extraktionskopieverfahren zur Erhalten einer Probe von Ausfällungen in der Stahlmatrix angewendet, und ein Transmissionselektronenmikroskop zum Überprüfen der Probe bei einer 30000-fachen Vergrößerung und Zählen der Anzahl der Nb(CN) Partikel mit einem Durchmesser von nicht mehr als 0,1 um in 20 Sichtfeldern verwendet. Der Zählwert wurde umgewandelt, um die Anzahl pro 100 um² zu erhalten. Ferner wurde die Struktur der gewalzten Stangen überprüft, um den Bainitstrukturanteil und die Ferritkorngrößenzahl zu erhalten.
Der warmgewalzte Stangenstahl wurde angelassen und die Kornvergröberungstemperatur mittels desselben wie in Beispiel 1 verwendeten Verfahrens erhalten. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 aufgelistet. Die Proben des zweiten erfindungsgemäßen Stahls zeigen eine Kornvergröberungstemperatur von nicht weniger als 970ºC und eine γ-Korngrößenzahl von nicht kleiner als 8,7 während der Aufkohlung bei 950ºC. Auch die Proben des dritten erfindungsgemäßen Stahls zeigten eine Kornvergröberungstemperatur von nicht weniger als 990ºC und eine γ- Korngrößenzahl von nicht kleiner als 9,5 während der Aufkohlung bei 950ºC. Die Proben des vierten erfindungsgemäßen Stahls zeigten eine Kornvergröberungstemperatur von nicht we niger als 1010ºC und eine γ-Korngrößenzahl von kleiner als 10,0 während der Aufkohlung bei 950ºC. Wie diese Ergebnisse zeigen, war jeder der einer Aufkohlung bei 950ºC unterworfenen erfindungsgemäßen Stähle, was höher als die normalerweise verwendete Temperatur ist, fein gekörnt.
Andererseits zeigen das Vergleichsbeispiel 34, welches eine hohe Abkühlrate von 1,5ºC/s nach dem Warmwalzen verwendete und eine Nb(CN)-Ausfällung und Partikelanzahl nach dem Warmwalzen unterhalb den von dieser Erfindung spezifizierten aufwies, und das Vergleichsbeispiel 43, welches ebenfalls eine hohe Abkühlrate von 1,5ºC/s nach dem Warmwalzen verwendete und einen Bainitstrukturanteil nach dem Warmwalzen hatte, der über dem von der Erfindung spezifizierten Anteil lag, jeweils eine niedrige Kornvergröberungstemperatur. Eine niedrige Kornvergröberungstemperatur zeigte sich auch bei dem Vergleichsbeispiel 50, welches eine niedrige Warmwalzendtemperatur von 870ºC verwendete und eine Ferritkorngrößenzahl unterhalb der von der Erfindung spezifizierten hatte.

Beispiel 3

Die quadratisch gewalzten Stangen mit 162 mm Seitenmaß, die im Beispiel 1 erzeugt wurden, wurden warmgewalzt, um runde Stangen mit einem Durchmesser von 25 mm unter verschiedenen Warmwalzbedingungen zu erzeugen. Nach dem Weichglühen wurde die Kornvergröberungstemperatur der warmgewalzten Stangen mittels desselben wie in Beispiel 1 verwendeten Verfahrens erhalten. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 aufgelistet. Die erfindungsgemäßen Stähle zeigten eine Kornvergröberungstemperatur von nicht weniger als 970ºC und eine γ- Korngrößenzahl von nicht kleiner als 8, 8 während der Aufkohlung bei 950ºC. Wie diese Ergebnisse zeigen, war jeder der einer Aufkohlung bei 950ºC, was höher als die normalerweise verwendete Temperatur ist, unterworfenen erfindungsgemäßen Stähle fein gekörnt.
Im Gegensatz dazu wurden in dem Vergleichsbeispiel 53, welches eine niedrigere Warmwalztemperatur als die von der vorliegenden Erfindung spezifizierte verwendete, und einen höheren AlN-Ausfällungsanteil als den von der vorliegenden Erfindung spezifizierten hatte, grobe Körner sogar bei 910ºC erzeugt.

Beispiel 4

Die in Beispiel 1 erzeugten quadratisch gewalzten Stangen mit 162 mm Seitenmaß wurden warmgewalzt, um runde Stangen mit einem Durchmesser von 25 mm unter verschiedenen Warmwalzbedingungen zu erzeugen. Nach dem Weichglühen wurde die Kornvergröberungstemperatur der warmgewalzten Stangen mittels desselben wie in Beispiel 1 verwendeten Verfahrens erhalten. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 auf gelistet. Die sechsten erfindungsgemäßen Stähle zeigten eine Kornvergröberungstemperatur von nicht weniger als 990ºC und eine γ-Korngrößenzahl von nicht kleiner als 9,4 während der Aufkohlung bei 950ºC. Auch die siebenten erfindungsgemäßen Stähle zeigten eine Kornvergröberungstemperatur von nicht weniger als 1010ºC und eine γ-Korngrößenzahl von nicht kleiner als 10,0 während der Aufkohlung bei 950ºC. Wie diese Ergebnisse zeigen, war jeder der einer Aufkohlung bei 950ºC, was höher als die normalerweise verwendete Temperatur ist, unterworfenen erfindungsgemäßen Stähle fein gekörnt.
Im Gegensatz dazu wurden in dem Vergleichsbeispiel 73, welches eine niedrigere Warmwalztemperatur als die von der vorliegenden Erfindung spezifizierte verwendete, und nach dem Warmwalzen einen größere Ferritkorngrößenzahl als die von der vorliegenden Erfindung spezifizierte hatte, grobe Körner bei 950ºC erzeugt. In dem Vergleichsbeispiel 74, welches eine höhere Kühlrate als die von der vorliegenden Erfindung spezifizierte verwendete, war der Bainitstrukturanteil höher als der von der Erfindung spezifizierte, und grobe Körner wurden bei 950ºC erzeugt.

Beispiel 5

Stahlschmelzen mit den in Tabelle 6 aufgelisteten Zusammensetzungen wurden in einem Konverter erzeugt, stranggegossen und falls erforderlich in Brammen gewalzt, um quadratische Walzbrammen mit 162 mm Seitenmaß zu erzeugen. Diese wurden dann warmgewalzt, um runde Stangen mit einem Durchmesser von 80 mm zu erzeugen. Diese Stangen wurden dann warmumgeformt, um Halbzeuge mit 65 mm Durchmesser zu erzeugen. Eine Warmumformungstemperatur von 1100ºC bis 1290ºC wurde angewendet. Nach der Warmumformung wurden die Stähle von 800ºC auf 500ºC mit einer Rate von 0,2 bis 1,3ºC/s abgekühlt. Die Mengen der AlN-Ausfällung und der Nb(CN)-Ausfällung in den warmumgeformten Halbzeugen wurden durch chemische Analyse festgestellt.
Die so hergestellten Halbzeuge wurden weichgeglüht, indem sie für eine Stunde auf 900ºC erwärmt und luftgekühlt wurden. Diesem folgte eine Aufkohlungssimulation von fünf Stunden bei 1050ºC und eine Wasserkühlung. Anschließend daran wurde eine geschnittene Oberfläche der Proben poliert und geätzt, um die vorherige Austenitkorngröße und die erzielte Kornvergröberungstemperatur zu prüfen. Die vorherige Austenitkorngröße wurde auf der Basis des Verfahren von JIS G 0551 gemessen. Nach einer Normalglühung der Halbzeuge wurden zylindrische Rollermüdungstestproben mit einem Durchmesser von 12,2 mm erzeugt und einer Aufkohlungshärtung unterzogen. Für die Aufkohlung wurde eine der nachstehenden drei Bedingungen angewendet. Die Aufkohlungsbedingung II ist Karbonitrieren.
I. 1000ºC für 12 Stunden, Kohlenstoffpotential 1,15%.
II. 1000ºC für 12 Stunden, Kohlenstoffpotential 1,15%, gefolgt von einer Nitrierung bei 870ºC. Stickstoffkonzentration: ca. 0,4%.
III. 1050ºC für eine Stunde, Kohlenstoffpotential 1, 2%.
Im Falle all dieser Bedingungen war die Temperatur des Härtungsöl 130ºC und das Anlassen wurde unter Anwendung einer Temperatur von 180ºC für zwei Stunden durchgeführt.
Die Härte, der Abschreck-Austenitgehalt und die γ-Korngrößenzahl der durch Aufkohlung gehärteten Materialien wurde untersucht. Ein Punktkontakt-Rollermüdungsprüfgerät (maximale Hertz'sche Kontaktpressung von 5848 MPa) wurde zu Bewertung der Rollermüdungseigenschaften verwendet. Die L&sub1;&sub0;-Betriebslebensdauer (definiert als die Anzahl der Belastungszyklen bis zum Ermüdungsausfall bei einer kumulativen Ausfallwahrscheinlichkeit von 10%, die durch Auftragen der Prüfergebnisse auf einem Weibull-Wahrscheinlichkeitspapier erhalten wurde), wurde als Maß für die Ermüdungslebensdauer verwendet.
Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 aufgelistet. Der Wert der Rollermüdungslebensdauer für jedes Material ist als die L&sub1;&sub0;-Lebensdauer im Bezug auf die L&sub1;&sub0;-Lebensdauer des Vergleichsbeispiels 98 (Stahlpegel u), welche zu 1 angenommen wird, auf getragen.
Wie durch die Tabelle 7 dargestellt, sind die γ-Körner der erfindungsgemäßen Materialien feine Partikel der Größenzahl 8 oder mehr, was eine sehr gute Rollermüdungslebensdauer bedeutet, welche über 5-mal größer als die der Vergleichsbeispiele ist. Die Rollermüdungslebensdauer des erfindungsgemäßen Materials, das einer Karbonitrie rung unter Anwendung der Aufkohlungsbedingung II unterworfen wurde, war besonders gut. Dieses beruht auf dem hohen γ-Abschreckanteil und der exten siven Ausfällung von Nb(CN) in der Aufkohlungsschicht während der Karbonitrierung.
Andererseits wurden in dem Vergleichsbeispiel 96, in welchem der Al-Anteil unterhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Wertes lag, und in dem Vergleichsbeispiel 97, in welchem der Al-Anteil über dem in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Wert lag, grobe Körner erzeugt. Auch in dem Vergleichsbeispiel 98, in welchem der Nb-Anteil unterhalb des in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Wertes lag, und in dem Vergleichsbeispiel 99, in welchem der Nb- Anteil über dem in der vorliegenden Erfindung spezifizierten Wert lag, wurden grobe Körner erzeugt. In dem Vergleichsbeispiel 100 führte ein N-Gehalt, der niedriger als der in der vorliegenden Erfindung spezifizierte war, wegen eines Mangels an ausreichenden Nitriden zu groben Körnern. Grobe Körner wurden auch in dem Vergleichsbeispiel 101 erzeugt, in welchem der N-Anteil niedriger als der in der vorliegenden Erfindung spezifizierte war. In den Vergleichsbeispielen 102 und 103, welche einen Ti-Anteil und einen Sauerstoffanteil über den in der vorliegenden Erfindung spezifizierten hatten, waren die Körner gröber als diejenigen des erfindungsgemäßen Materials, und die Rollermüdungseigenschaften waren unzureichend. Obwohl die Zusammensetzung des Vergleichsbeispiels 104 innerhalb der von der vorliegenden Erfindung spezifizierten Grenzen lag, war die Abkühlrate nach der Warmumformung schneller als 1,3ºC/s und der Nb(CN)-Ausfällungsanteil nach dem Warmumformen unterhalb dem von der Erfindung spezifizierten Wert, was zu der Erzeugung von groben Körnern führte. Obwohl die Zusammensetzung des Vergleichsbeispiels 105 ebenfalls innerhalb der von der vorliegenden Erfindung spezifizierten Grenzen lag, war die Temperatur für die Warmumformung mit 1100ºC niedriger, so daß die AlN-Lösungsbehandlung unzureichend war und der Anteil der AlN-Ausfällung nach der Warmumformung über dem von der Erfindung spezifizierten Grenzwert lag, was zu groben Körnern führte.
Anschließend wurden einige der durch Warmumformung erzeugte Halbzeuge als Prüfproben verwendet. Nach einer Aufkohlungshärtung unter den vorstehenden Bedingungen wurden sie nochmals einer Erwärmung und Härtung bei 900ºC für eine Stunde unterworfen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 aufgelistet. Diese zeigt, daß dies die γ-Körner der Stähle der vorliegenden Erfindung sogar noch feiner machte, und auch die Rollermüdungslebensdauer weiter verbesserte. Die Rollermüdungslebensdauer des erfindungsgemäßen Materials, das einer Karbonitrierung unter Verwendung der Aufkohlungsbedingungen II unterworfen wurde, zeigte eine besonders gute Verbesserung in der Rollermüdungslebensdauer. Dieses war das Ergebnis der Zunahme des Anteils des fein verteilten Nb(CN), welches durch die Anwendung der zwei Härtungsprozesse erzeugt wurde.

Beispiel 6

Die Rundstangen mit einem Durchmesser von 80 mm, die im Beispiel 1 erzeugt wurden, wurden warmumgeformt, um Halbzeuge mit einem Durchmesser von 30 bis 45 mm zu erzeugen. Eine Warmumformungstemperatur von 1200ºC bis 1300ºC wurde angewendet, und nach der Warmumformung wurde der Stahl von 800ºC bis 500ºC mit einer Rate von 0,4 bis 1,5ºC/s abgekühlt. Zum Feststellen des Verteilungszustand von Nb(CN) in den warmumgeformten Stangen wurde das Extraktionskopieverfahren zum Erhalten einer Probe von Ausfällungen in der Stahlmatrix angewendet, und ein Transmissionselektronenmikroskop zum Überprüfen der Probe bei einer 30000-fachen Vergrößerung und Zählen der Anzahl der Nb(CN) Partikel mit einem Durchmesser von nicht mehr als 0,1 um in 20 Sichtfeldern verwendet. Der Zählwert wurde umgewandelt, um die Anzahl pro 100 um² zu erhalten. Wie im Beispiel 5 wurde die Aufkohlung ausgeführt und die Rollermüdungseigenschaft erhalten. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 auf gelistet. In jedem Falle zeigten die erfindungsgemäßen Stähle feine γ-Körner und ausgezeichnete Rollermüdungseigenschaften. Im Gegensatz dazu waren in dem Vergleichsbeispiel 125, welches eine hohe Kühlrate von 1,5ºC/s verwendete, der Anteil der Nb(CN)-Ausfällungen nach der Warmumformung und der Zählwert der Nb(CN)-Partikel unterhalb dem von der vorliegenden Erfindung spezifizierten Wert, was zu groben Körnern und unzureichenden Rollermüdungseigenschaften führt. Tabelle 1 Tabelle 2 (Beispiel 1) Tabelle 3 (Beispiel 2)
-: Nicht gemessen Tabelle 4 (Beispiel 3)
*20 Minuten gehalten Tabelle 5 (Beispiele 4)
*20 Minuten gehalten -: Nicht gemessen Tabelle 6 Tabelle 7 (Beispiele 5)
Relativwert, wobei die L&sub1;&sub0; Lebensdauer des Vergleichsstahls von 98 (Stahlgrad u) als 1 angenommen wird. Tabelle 8 (Beispiel 5)
Relativwert, wobei die L&sub1;&sub0; Lebensdauer des Vergleichsstahls von 98 (Stahlgrad u) von Tabelle 7 als 1 angenommen wird-
**Abschreckgehärtet nach Erwärmung auf 900ºC für 1 St. Tabelle 9 (Beispiel 6)
-: Nicht gemessen
*Relativwert, wobei die L&sub1;&sub0; Lebensdauer des Vergleichsstahls von 98 (Stahlgrad u) von Tabelle 7 als 1 angenommen wird.

Industrielle Anwendbarkeit

Durch die Anwendung von Einsatzstahl mit guten Kornvergröberungseigenschaften während der Aufkohlung und des Verfahrens zur Erzeugung des Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung kann eine Kornvergröberung während der Aufkohlung selbst in dem Falle unterdrückt werden, wenn Teile durch Kaltumformen erzeugt werden. Ein Ergebnis besteht darin, daß die Verschlechterung der Dimensionsgenauigkeit, welche durch die Härtungsverformung bewirkt wird, wesentlich geringer als nach dem Stand der Technik ist. Dieses bedeutet, daß Teile durch Kaltumformung erzeugt werden können, was bisher aufgrund des Problems der groben Körner schwierig war, und macht es auch möglich, das nach dem Kaltumformen angewendete Normalglühen wegzulassen. Ferner kann durch die Verwendung von Halbzeugmaterial für aufgekohlte Teile mit guten Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung eine Kornvergröberung selbst dann verhindert werden, wenn eine Hochtemperaturaufkohlung angewendet wird, was es somit möglich macht, angemessene Festigkeitseigenschaften, wie z. B. Rollermüdungseigenschaften zu erzielen. Somit hat, wie vorstehend beschrieben, die vorliegende Erfindung eine sehr große industrielle Anwendbarkeit.

Claims

1. Einsatzstahl mit guten Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl in Massenprozent aufweist:

0,1 bis 0,4% C,

0,02 bis 1,3% Si,

0,3 bis 1,8% Mn,

0,001 bis 0,15% S,

0,015 bis 0,04% Al,

0,005 bis 0,04% Nb,

0,006 bis 0,020% N,

ein oder zwei oder mehrere Elemente ausgewählt aus

0,4 bis 1, 8% Cr,

0,02 bis 1,0% Mo,

0,1 bis 3,5% Ni,

0,03 bis 0,5% V,

und in welchem

P auf nicht mehr als 0,025% begrenzt ist,

Ti auf nicht mehr als 0,010% begrenzt ist, und

O auf nicht mehr als 0,0025% begrenzt ist,

wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen sind, der Stahl nach dem Warmwalzen einen Nb(CN)- Ausfällungsanteil von nicht weniger als 0,005% und einen AlN-Ausfällungsanteil aufweist, welcher auf nicht mehr als 0,005% beschränkt ist.

2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Warmwalzen die Matrix des Stahls nicht weniger als 20 Partikel/100 um² Nb(CN) mit einem Partikeldurchmesser von nicht größer als 0,1 um enthält.

3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Warmwalzen der Bainitstrukturanteil des Stahls auf nicht mehr als 30% beschränkt ist.

4. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Warmwalzen der Stahl eine Ferritkorngrößenzahl von 8 bis 11 aufweist.

5. Verfahren zum Erzeugen eines Einsatzstahls mit guten Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung, dadurch gekennzeichnet, daß das Verfahren die Erzeugung eines Stahls aufweist, der in Massenprozent aufweist:

0,1 bis 0,4% C,

0,02 bis 1,3% Si,

0,3 bis 1,8% Mn,

0,001 bis 0,15% S,

0,015 bis 0,04% Al,

0,005 bis 0,04% Nb,

0,006 bis 0,020% N,

ein oder zwei oder mehrere Elemente ausgewählt aus

0,4 bis 1,8% Cr,

0,02 bis 1,0% Mo,

0,1 bis 3,5% Ni,

0,03 bis 0,5% V,

und in welchem

P auf nicht mehr als 0,025% begrenzt ist,

Ti auf nicht mehr als 0,010% begrenzt ist, und

O auf nicht mehr als 0,0025% begrenzt ist,

wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen sind, der Stahl auf eine Temperatur von nicht weniger als 1150ºC erwärmt wird, der Stahl auf dieser Temperatur für nicht weniger als 10 Minuten gehalten wird, und der Stahl zur Ausbildung von Draht- oder Stangenstahl warmgewalzt wird, und nach dem Warmwalzen einen Nb(CN)- Ausfällungsanteil von nicht weniger als 0,005% und einen AlN-Ausfällungsanteil aufweist, welcher auf nicht mehr als 0,005% beschränkt ist.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Warmwalzen des Stahls, der Stahl langsam zwischen 800ºC und 500ºC mit einer Abkühlrate von nicht mehr als 1ºC/s abgekühlt wird, um Stahl mit einer Matrix zu erzeugen, welcher nicht weniger als 20 Partikel/100 um² Nb(CN) mit einem Partikeldurchmesser von nicht größer als 0,1 um enthält, und einem Bainitstrukturanteil, der auf nicht mehr als 30% beschränkt ist.

7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl bei einer Warmwalzendtemperatur von 920ºC bis 1000ºC warmgewalzt wird, um eine Ferritkorngrößenzahl von 8 bis 11 zu haben.

8. Stahlhalbzeugmaterial für aufgekohlte Teile mit guten Kornvergröberungs-Verhinderungseigenschaften während der Aufkohlung, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlhalbzeugmaterial in Massenprozent aufweist:

0,1 bis 0,4% C,

0,02 bis 1,3% Si,

0,3 bis 1,8% Mn,

0,001 bis 0,15% S,

0,015 bis 0,04% Al,

0,005 bis 0,04% Nb,

0,006 bis 0,020% N,

ein oder zwei oder mehrere Elemente ausgewählt aus

0,4 bis 1,8% Cr,

0,02 bis 1,0% Mo,

0,1 bis 3,5% Ni,

0,03 bis 0,5% V,

und in welchem

P auf nicht mehr als 0,025% begrenzt ist,

Ti auf nicht mehr als 0,010% begrenzt ist, und

O auf nicht mehr als 0,0025% begrenzt ist,

wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen sind, das Stahlhalbzeugmaterial nach dem Warmumformen einen Nb(CN)-Ausfällungsanteil von nicht weniger als 0,005% und einen AlN-Ausfällungsanteil aufweist, welcher auf nicht mehr als 0,005% beschränkt ist.

9. Stahlhalbzeugmaterial nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Warmwalzen die Matrix des Stahls nicht weniger als 20 Partikel/100 um² Nb(CN) mit einem Partikeldurchmesser von nicht größer als 0,1 um enthält.