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1. Gebiet der
Erfindung
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Diese Erfindung betrifft einen hochfesten,
nicht-thermischen veredelten Stahl zum Warmschmieden zur Verwendung
für ein
Material eines Schmiedestücks,
wie beispielsweise einer Pleuelstange von Kolbenmotoren, welche
im Anschluss an das Schmieden nach Trennung in zwei oder mehr Teile
angebracht wird, sowie ein Verfahren zum Trennen des Schmiedestücks, das
durch Schmieden des zuvor erwähnten
nicht-thermischen veredelten Stahls hoher Festigkeit erhalten wurde.
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2. Beschreibung des Stands
der Technik
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Die Pleuelstange beispielsweise,
welche einen Kolben und eine Kurbelwelle des Motors verbindet und eine
Kolbenbewegung des Kolbens in eine Rotationsbewegung der Kurbelwelle
umwandelt, muss an deren großen
Ende in zwei Teile getrennt werden können, um rotierbar mit der
Kurbelwelle verbunden zu werden. Dem gemäß wurde bisher die in einem
Stück zu
der endgültigen
Form geschmiedete Pleuelstange nach anforderungsgemäßer maschineller
Endbearbeitung mittels maschineller Bearbeitung in zwei Teile getrennt.
Dieses Verfahren des maschinellen Schneidens ging jedoch mit viel
verschwendeter Zeit und einer Erhöhung der Kosten einher, da überschüssiges Material
an der Schnittstelle als Schnittaufmaß erforderlich ist, und es
notwendig ist, den Bereich nach der Trennung durch maschinelle Bearbeitung
oder durch Abschleifen fertig zu stellen.
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Obwohl es einen Vorschlag gibt, die
Pleuelstange als ein Mittel zur Lösung der oben erwähnten Probleme
durch Sinterschmieden zu bilden, ist das Sinterschmieden als solches
ein sehr komplizierter Prozess und bringt eine Abnahme in der Produktivität und eine
Erhöhung
der Kosten mit sich.
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Im Allgemeinen weisen durch Warmschmieden
eines normalen Blockstahls erhaltene Teile eine ausreichende Zähigkeit
in einem Härtebereich
von 20 bis 35 HRC auf, was für
strukturelle Maschinenteile allgemein notwendig ist. Daher wird,
wenn die unter Verwendung des normalen Blockstahls geschmiedete
Pleuelstange durch Brechen getrennt wird, eine große plastische
Deformationen in dem Teil der gebrochenen Fläche bewirkt, ähnlich einer
Scherlippe, die in dem Schlagtest beobachtet werden kann, und es
ist schwierig, die Bruchflächen
richtig aneinander anzupassen, ohne die Bruchflächen zu behandeln.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Es ist daher ein Ziel der vorliegenden
Erfindung, einen nichtthermischen, veredelten Stahl hoher Festigkeit
zum Warmschmieden bereitzustellen, der zum Erhalt eines warmschmiedestücks geeignet
ist, welches durch Brechen leicht in zwei oder mehr Teile trennbar
ist, ohne durch maschinelle Bearbeitung geschnitten zu werden, um
die Betriebsstunden zu vermindern und den Ausnutzungsgrad von Materialien
zu verbessern. Dieser Stahl kann in einem Verfahren zum Trennen
eines Warmschmiedestücks
verwendet werden, wobei es möglich
ist, das aus dem zuvor erwähnten
nicht-thermischen, veredelten Stahl hergestellte Warmschmiedestück leicht
in zwei oder mehr Teile durch Brechen zu trennen, ohne es durch
maschinelle Bearbeitung zu schnei den, und es ist möglich, die
Betriebsstunden zu verringern und den Ausnutzungsgrad von Materialien zu
verbessern.
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Der nicht-thermische, veredelte Stahl
mit hoher Festigkeit zum Warmschmieden gemäß dieser Erfindung ist dadurch
gekennzeichnet, dass er in Gewichtsprozent aus 0,30 bis 0,60% C,
0,05 bis 2,00% Si, 0,10 bis 1,00% Mn, 0,03 bis 0,20% P, 0,03 bis
0,50% Cu, 0,03 bis 0,50% Ni, 0,01 bis 0,50% Cr, 0,05 bis 0,50% V, 0,010
bis 0,045 s-Al, 0,005 bis 0,025% N, wahlweise mindestens einem Element,
ausgewählt
aus nicht mehr als 0,30% Pb, nicht mehr als 0,20% S, nicht mehr
als 0,30% Te, nicht mehr als 0,01% Ca und nicht mehr als 0,30% Bi,
besteht, wobei der Restbestandteil Eisen und gelegentliche Verunreinigungen
sind.
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Das Verfahren zum Trennen eines Warmschmiedestücks ist
gekennzeichnet dadurch, dass es die Schritte aufweist: Warmschmieden
des nicht-thermischen, veredelten Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung
zu einem Warmschmiedestück
mit einer Härte
von 20 bis 35 HRC, Bilden einer Kerbe in dem Warmschmiedestück um ein
zu trennendes (Ab-)Bruchstück
herum, wobei die Kerbe eine Länge
von nicht weniger als 25% der Länge
des Gesamtumfangs des Bruchstücks
aufweist, sowie einen Kerbfaktor von nicht weniger als 2,0, und
Trennen des Warmschmiedestücks
in zwei oder mehr Teile durch Abbrechen des Bruchstücks in der
Kerbe mit einer Geschwindigkeit von nicht weniger als 0,5 mm/s.
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Für
den Fall, dass das Warmschmiedestück das Bruchstück mit einem
polygonalen Bereich aufweist, es ist wünschenswert, die Kerbe so zu
bilden, dass sie über
eine volle Länge
oder mindestens eine Seite des polygonalen Abschnitts an dem Bruchstück reicht.
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Kurze Beschreibung der Zeichnungen
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1A und 1B sind Ansichten, die eine
zur Bewertung der Passung des Wärmeschmiedestücks nach Brechen
in Beispiel 2 darstellen. In 1A ist
die Draufsicht gezeigt und in 1B die
Seitenansicht.
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Ausführliche
Beschreibung der Erfindung
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Gemäß dieser Erfindung wird der
Grund, warum die chemischen Zusammensetzungen (Gewichtsprozent)
des nicht-thermischen, veredelten Stahls mit hoher Festigkeit auf
die zuvor erwähnten
Bereiche eingeschränkt
sind, unten beschrieben.
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C: 0,30–0,60%
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C ist ein zur Gewährleistung der Festigkeit des
Schmiedestücks
wirksames Element und es ist notwendig, C mit nicht weniger als
0,30% zuzugeben, um diesen Effekt zu erhalten. Die Härte des
Schmiedestücks
nimmt jedoch übermäßig zu und
die Bearbeitbarkeit wird vermindert, wenn zuviel C zugegeben wird. Daher
ist es notwendig, C auf bis zu 0,60% zu beschränken.
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Si: 0,05–2,00%
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Si hat einen deoxidierenden Einfluss
zur Zeit der Stahlherstellung und löst sich in Ferrit und verbessert die
Festigkeit des Ferrits, wobei dies eine weiche Phase ist, welche
die plastische Deformation zur Zeit der Trennung des Warmschmiedestücks durch
Brechen bewirkt, wodurch der prozentuale Sprödbruch erhöht wird (die plastische Deformation
vermindert wird) und die Passung der Bruchflächen des Warmschmiedestücks verbessert
wird. Es ist notwendig, Si mit nicht weniger als 0,05% zuzugeben,
um diese Wirkung zu erhalten. Es ist jedoch notwen dig, Si auf nicht
mehr als 2,00% zu beschränken,
da die Warmverarbeitbarkeit abnimmt, wenn der Si-Gehalt zu hoch
ist.
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Mn: 0,10–1,00%, Cr: 0,10–0,50%
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Mn und Cr sind Elemente, die eine
Verbesserung der Zähigkeit
der Perlitphase bewirken. Für
den Fall der Trennung des Warmschmiedestücks durch Brechen wird jedoch
die plastische Deformation an der Bruchfläche kleiner, und die Passung
zwischen den Bruchflächen
wird gleichzeitig verbessert, wenn die Zähigkeit des Perlits eher niedrig
statt hoch ist, so dass Mn und Cr in den Bereichen von 0,10 bis
1,00% und von 0,10 bis 0,50% definiert sind.
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P: 0,03–0,20%
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P wird allgemein in niedriger Menge
als schädliches
Element für
die Zähigkeit
des Stahls durch Abscheidung an Korngrenzen kontrolliert, wird jedoch
aktiv zu dem nicht-thermischen, veredelten Stahl zum Warmschmieden
gemäß dieser
Erfindung, der dem Warmschmieden unterzogen wird, um nach dem Schmieden
durch Brechen getrennt zu werden, zugefügt, da P sehr effektiv als
ein Element wirkt, welches den prozentualen Sprödbruch erhöht, die plastische Deformation
vermindert, und die Passung zwischen den Bruchflächen des Warmschmiedestücks verbessert.
Die Wirkung dieser Art ist jedoch gesättigt, wenn P in großer Menge
zugegeben wird, und übermäßiges P
ist recht schädlich
für die
Ermüdungsgrenze
und die Warmbearbeitbarkeit des Stahls, so dass P in dem Bereich
von 0,03 bis 0,20% definiert wird. Weiterhin ist es wünschenswert,
P in einem Bereich von 0,05 bis 0,20% einzugrenzen.
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Cu: 0,03–0,50%
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Cu wird in den Stahl als eine Verunreinigung
eingemischt, ähnlich
wie P, und verschlechtert einige Eigenschaften des Stahls. Daher
sollte es allgemein wünschenswerter
Weise vermindert werden. Kupfer wird jedoch aktiv zu dem nichtthermischen,
veredelten Stahl gemäß dieser
Erfindung zugegeben, da Cu sehr effektiv als ein Element wirkt,
das den prozentualen Sprödbruch
erhöht
und die Passung zwischen den Bruchflächen des Warmschmiedestücks verbessert.
Die Warmverarbeitbarkeit wird jedoch merklich abgebaut, und die Härte nimmt
beträchtlich
zu, was auf der Bildung von Bainit beruht, wenn Cu in einer großen Menge
zugegeben wird. Daher ist Cu in dem Bereich von 0,03 bis 0,50% definiert.
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Ni: 0,03–0,50%
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In den nicht-thermischen, veredelten
Stahl, gemäß dieser
Erfindung wird Cu aktiv beigegeben, um die Trennung des Warmschmiedestücks durch
Brechen zu erleichtern. Entsprechend wird befürchtet, dass die Warmverarbeitbarkeit
des Stahls aufgrund der Zugabe von Cu verschlechtert wird, auch
in einem Fall, wenn Cu in dem zuvor beanspruchten Bereich liegt.
Die Verschlechterung der Heißverarbeitbarkeit
wird aber durch Zugabe von Ni gemäß dieser Erfindung verhindert.
Es ist allgemein geeignet, Ni in einer Menge gleich dem Cu-Gehalt
zuzugeben, um die Verschlechterung der durch Cu bewirkten Heißverarbeitbarkeit
zu verhindern, und die Härte
nimmt beträchtlich
zu durch die Bildung von Bainit, wenn, Ni übermäßig zugegeben wird, so dass Ni
in dem Bereich von 0,03 bis 0,50% definiert ist.
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V: 0,05–0,50%
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V ist ein Element, dass ähnlich Si
Ferrit festigt, und die Passung zwischen den Bruchflächen verbessert.
Weiterhin ist V auch ein Element zur Verbesserung der Ermüdungsfestigkeit
des Stahls. Es ist erforderlich, V mit nicht weniger als 0,05 zuzugeben,
um diesen Effekt zu erhalten. Es ist jedoch erforderlich, V auf
bis zu 0,50% zu beschränken,
da die Zugabe von V in einer großen Menge ökonomisch ungünstig ist.
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s-Al: 0,010–0,045%
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Al bildet mit N Nitride und verteilt
sich in dem Austenit als feine Teilchen, wodurch eine Vergröberung der
Kristallkörner,
bewirkt durch das Wiedererhitzen zur Zeit des Warmschmiedens, verhindert
wird. Um diesen Effekt zu erhalten, ist es notwendig, Al in einer
Menge von nicht weniger als 0,010% als s-Al zuzugeben. Der Effekt
erreicht jedoch eine Sättigung,
wenn Al in einer großen
Menge zugegeben wird, und es werden auf der anderen Seite eine Verschlechterung
der Warmbearbeitbarkeit und der Ermüdungsfestigkeit eingeführt, so dass
Al auf eine Menge von nicht mehr als 0,045% als s-Al definiert ist.
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N: 0,005–0,025%
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N ist ein mit V oder Al Nitride bildendes
Element und wirkt zur Gewährleistung
der zuvor erwähnten Ferritfestigkeit
und zur Verhinderung der Vergröberung
von Kristallkörnern.
Um diese Effekte zu erhalten, ist es notwendig, N mit nicht weniger
als 0,005% zuzugeben. Die übermäßige Zugabe
von N bringt nur eine Sättigung
der Effekte. Daher ist die Obergrenze von N als 0,025% definiert.
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Mindestens ein Element, ausgewählt aus
Pb:
nicht mehr als 0,30%
S: nicht mehr als 0,20%
Te: nicht
mehr als 0,30%
Ca: nicht mehr als 0,01%
Bi: nicht mehr
als 0,30%
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Jedes von Pb, S, Te, Ca und Bi ist
ein Element zur wirksamen Verbesserung der Bearbeitbarkeit des Stahls.
Daher können
in einem Fall, wo eine hervorragende BEarbeitbarkeit weiterhin für das Schmiedestück notwendig
ist, eines oder mehrere Elemente, ausgewählt aus diesen Elementen, in
einer geeigneten Menge entsprechend den Anforderungen zugefügt werden.
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Eine übermäßige Zugabe dieser Elemente
bringt jedoch eine Verschlechterung der Warmbearbeitbarkeit und
der Ermüdungsgrenze
mit sich, so dass es notwendig ist, Pb einzuschränken auf nicht mehr als 0,30%,
S auf nicht mehr als 0,20%, Te auf nicht mehr als 0,30%, Ca auf
nicht mehr als 0,01% und Bi auf nicht mehr als 0,30%, für den Fall,
dass diese Elemente zugefügt
werden.
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In dem Verfahren zur Trennung des
Warmschmiedestücks
wird das Warmschmiedestück
durch einen Warmschmiedeprozess unter Verwendung des zuvor erwähnten nicht-thermischen,
veredelten Stahls mit hoher Festigkeit gebildet, und anschließend wird
eine Kerbe mit einem Kerbfaktor von nicht weniger als 2,0 in dem
erhaltenen Warmschmiedestück
um ein abzutrennendes Bruchstück
in einer Länge
von nicht weniger als 25% der Länge
des Gesamtumfangs des Bruchstücks
gebildet. In dem Fall, dass das Bruchstück bzw. abzubrechende Stück des Warmschmiedestücks einen
polygonalen Abschnitt aufweist, ist es bevorzugt, die Kerbe so zu
bilden, dass sie über
die volle Länge
mindestens einer Seite des polygonalen Abschnitts an dem Bruchstück reicht.
Während
dieser Zeit wird die Scherlippe zur Zeit des Brechens gebildet,
und es ist nicht möglich, eine
ausreichende Passung zwischen den Bruchflächen bei einem Fall zu erhalten,
wo die Länge
der Kerbe 25% der Länge
des Gesamtumfangs des Bruchstücks
nicht erreicht, und der Kerbfaktor der Kerbe weniger als 2,0 beträgt. Weiterhin
wird eine solche Tendenz auch in einem Fall gezeigt, wo der Bruchteil
einen polygonalen Abschnitt aufweist, und die Kerbe in einer Länge gebildet
wird, die kürzer
als die Länge
einer Seite des polygonalen Abschnitts ist.
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Auch in einem Fall, wo bei dem Warmschmiedestück die Kerbe
die oben erwähnten
Bedingungen erfüllt,
wird die Scherlippe ähnlich
erzeugt, und es ist nicht möglich,
eine ausreichende Passung zwischen den Bruchflächen zu erhalten, wenn die
Bruchgeschwindigkeit geringer als 0,5 mm/s zu der Zeit des Brechens
ist. Dem gemäß ist es
notwendig, das Warmschmiedestück
mit einer Bruchgeschwindigkeit von nicht kleiner als 0,5 mm/s zu
brechen, vorzugsweise in einem Bereich von 1,0 bis 100 mm/s.
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Der nicht-thermische, veredelte Stahl
mit hoher Festigkeit zum Warmschmieden weist die zuvor erwähnten chemischen
Zusammensetzungen auf, und enthält
insbesondere P und Cu in relativ großen Mengen. Das durch Warmschmieden
dieses nichtthermischen, veredelten Stahls erhaltene Warmschmiedestück ist daher
leicht in zwei oder mehr Teile trennbar, gemäß dem intergranulären Bruch,
bewirkt durch Zugabe von P, und die plastische Deformation an den
Bruchflächen
des Warmschmiedestücks
ist gering, und die Passung zwischen den Bruchflächen wird verbessert. Folglich
ist der nicht-thermische, veredelte Stahl gemäß dieser Erfindung für Teile
geeignet, die nach Trennung verwendet werden, wie beispielsweise
Pleuelstangen von Kolbenmotoren.
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In dem Verfahren zur Trennung bzw.
Spaltung des Warmschmiedestücks
wird die Kerbe mit der vorbestimmten Größe und dem Kerbfaktor in dem
Bruchstück
des durch Warmschmieden des nicht-thermischen, veredelten Stahls
gemäß dieser
Erfindung erhaltenen Warmschmiedestücks gebildet, und das Warmschmiedestück wird
in der Kerbe an dem Bruchstück
mit der vorgegebenen Geschwindigkeit gebrochen. Das Warmschmiedestück wird
so ohne maschinelle Bearbeitung leicht in zwei oder mehr Teile getrennt,
die plastische Deformation an den Bruchflächen der getrennten Stücke wird
kleiner, und die Passung zwischen den Bruchflächen wird ebenfalls verbessert.
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Beispiel 1
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Erfindungsgemäße und Vergleichs-Stähle mit
den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen wurden geschmolzen
und zu Blöcken
gegossen. Anschließend
wurden die jeweiligen Blöcke
zu Schmiedematerialien von 50 mm Größe warmgeschmiedet, welche
weiter zu runden Stäben
von 22 mm im Durchmesser warmgeschmiedet wurden, nach Erhitzen bei
1200°C für 60 Minuten.
Anschließend
wurden Proben aus den jeweiligen runden Stäben ausgeschnitten, und den
verschiedenen Tests unterzogen. Die Bearbeitbarkeit wurde durch
Bestimmung der Bohrungseffizienz bezüglich eines Teils der Proben
bewertet. Weiterhin wurde die Warmbearbeitbarkeit bewertet, indem
Hochtemperatur-Zugfestigkeitstests
an einem Teil der Proben durchgeführt wurden.
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Die Härte wurde in dem zentralen
Teil jedes der erhaltenen Rundstäbe
mittels eines Rockwell-Härtetesters
bestimmt, und die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Um die Trennbarkeit durch Brechen der jeweiligen Warmschmiedestücke zu bewerten,
wurde ein Zugfestigkeitstest an jedem der Rundstäbe durchgeführt unter Verwendung von gekerbten
Zugfestigkeitstest-Proben von 10 mm im Durchmesser an dem parallelen
Teil, 1 mm Tiefe der Kerbe und 0,2 mm im Radius an der Kerbenwurzel,
und der Anteil der plastischen Deformation der gekerbten Zugfestigkeitstest-Probe
wurde bestimmt. Die Ermüdungsgrenze
wurde unter Verwendung einer ungekerbten Rotationsbiegungs-Ermüdungstest-Probe
von 8 mm im Durchmesser an dem parallelen Teil bestimmt. Weiter
wurde zur Bewertung der Bearbeitbarkeit der jeweiligen Warmschmiedestücke die
Werkstücklebenszeit
bestimmt, indem ein Bohrungstest unter den in Tabelle 3 gezeigten
Bedingungen durchgeführt
wurde. Die Ergebnisse des Bohrungstests wurden als Bohreffizienz
mit relativen Werten (Prozentsatz) gegen die Werkstücklebenszeit
eines erfindungsgemäßen Stahls
Nummer 1 angegeben. Weiterhin wurde die Warmbearbeitbarkeit der
jeweiligen Stähle
gemäß dem Wert
der Verminderung der Fläche bestimmt,
erhalten durch Durchführung
eines Zugfestigkeitstests bei 1100°C unter Verwendung einer Testprobe
von 6 mm im Durchmesser. Die mit den jeweiligen Tests erhaltenen
Ergebnisse sind zusammen in Tabelle 2 gezeigt.
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Das folgende wurde anhand der in
Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse offensichtlich.
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Vergleichsstahl A zeigt eine große plastische
Deformation und eine niedrige Ermüdungsgrenze, da der C-Gehalt
im Vergleich mit erfindungsgemäßen Stählen Nr.
1 und 2 niedrig ist. In dem Vergleichsstahl B ist die Härte zu hoch
und die Bohrungseffizienz, d. h. die Verarbeitbarkeit ist niedrig,
da der C-Gehalt übermäßig hoch ist.
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Vergleichsstahl C zeigt einen niedrigen
wert der Flächenverminderung
und eine geringe Warmbearbeitbarkeit, da der Si-Gehalt zu hoch ist. Weiterhin ist in
Stahl C die Härte übermäßig hoch,
und die Bohrungseffizienz ist vermindert.
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Vergleichsstahl D zeigt eine große plastische
Deformation, da der P-Gehalt niedriger ist als der des erfindungsgemäßen Stahls
Nr. 1. Vergleichsstahl E ist hinsichtlich der Ermüdungsgrenze
und dem Wert der Flächenverminderung
verschlechtert, aufgrund des übermäßigen P-Gehalts.
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In Vergleichsstahl F, der Cr in einer
großen
Menge enthält,
und Vergleichsstahl G, der Mn in einer großen Menge enthält, ist
die Härte
zu hoch, und die Bohrungseffizienz ist in beiden Fällen niedrig.
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Vergleichsstahl H weist eine niedrige
Verminderung der Fläche
auf, und die Warmbearbeitbarkeit ist vermindert, aufgrund der hohen
Mengen an Cu und Ni.
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Vergleichsstahl I zeigt eine große plastische
Deformation und die Ermüdungsgrenze
nimmt ab, da der V-Gehalt niedrig ist, und die Härte niedrig ist im Vergleich
mit dem erfindungsgemäßen Stahl
Nr. 2.
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Vergleichsstahl J enthält s-Al
in einer großen
Menge, und Vergleichsstahl K enthält N in einer großen Menge.
Daher sind die Ermüdungsgrenze
und die Verminderung der Fläche
dieser Stähle
merklich verschlechtert im Vergleich zum erfindungsgemäßen Stahl
Nr. 1.
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In Vergleichsstahl L, bei dem Pb übermäßig zugegeben
wurde, verschlechtern sich die Ermüdungsgrenze und die Verminderung
der Fläche
beträchtlich
im Vergleich mit denjenigen des erfindungsgemäßen Stahls Nr. 1, welcher Legierungselemente
mit ungefähr
dem gleichen Gehalt enthält.
Es wurde daher gefunden, dass die übermäße Zugabe der Elemente zur
Verbesserung der Verarbeitbarkeit, wie beispielsweise Pb, Te, Ca
und Bi nicht erwünscht
ist.
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Im Gegensatz zu obigem ist offensichtlich,
dass die erfindungsgemäßen Stähle Nr.
1 bis 7 hervorragend hinsichtlich der Ermüdungsgrenze und der plastischen
Deformation sind, gleichermaßen
im Vergleich mit Vergleichsstählen
A bis N in einem praktischen Härtebereich,
d. h. in dem Bereich von 20 bis 35 HRC. Weiterhin wird aus den Daten
der erfindungsgemäßen Stähle Nr.
5 bis 7 klar, dass die Zugabe von Pb, S und Ca in geeignetem Ausmaß zur Verbesserung
der Verarbeitbarkeit des Stahls wirkt, ohne die Ermüdungsgrenze
zu stark zu verschlechtern.
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Beispiel 2
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Erfindungsgemäße und Vergleichs-Stähle, die
in Tabelle 4 gezeigt sind, wurden geschmolzen und zu Platten in
Größen von
20 × 60 × 1000 mm
warmgeschmiedet.
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Die Testproben wie in 1 gezeigt, (wobei a : b =
1 : 1, Kerbfaktor der Kerbe N = 2,2), wurden aus den jeweiligen
Platten ausgeschnitten, indem eine Form der Pleuelstange an dem
Trennstück
zwischen dem Ende und der Kappe des großen Endes kopiert wurde. Die
Testproben wurden durch Ausüben
einer Zugkraft mit einer Geschwindigkeit von 10 mm/s in deren longitudinaler
Richtung gebrochen. Die Passung zwischen den Bruchflächen der
Proben wurden durch das Ausmaß an
plastischer Deformation, bewertet, erhalten aus der Belastungs-Deformations-Kurve
zu der Zeit, an der die Probe brach.
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Weiterhin wurde die Härte mittels
der Rockwell-Härte-Testeinrichtung bestimmt,
und die Ermüdungsgrenze
wurde unter Verwendung der umgekerbten Rotationsbiegungs-Ermüdungstest-Probe von 8 mm im Durchmesser
an dem parallelen Teil an den jeweiligen Platten bestimmt. Die mit
diesen Tests erhaltenen Ergebnissen sind in Tabelle 5 gezeigt.
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Weiterhin wurden Proben von 20 × 60 × 300 mm
aus repräsentativen
Platten unter den warmgeschmiedeten Stahlplatten ausgeschnitten,
und die Bearbeitbarkeit der Platten wurde bewertet, indem die Werkstücklebenszeit
gemäß dem Bohrtest
unter den gleichen Bedingungen wie in Tabelle 3 gezeigt, bestimmt wurden, ähnlich zu
dem Fall von Beispiel 1. Die durch den Bohrungstest erhaltenen Ergebnisse
sind ebenfalls mit relativen Werten (Prozentsatz) gegen die Werkstücklebenszeit
eines erfindungsgemäßen Stahls
Nr. 9 als Bohrungseffizienzen in Tabelle 5 gezeigt. Bezüglich einem
Teil der Stähle
sind auch Werte der Verminderung der Fläche, erhalten durch einen Gleeble-Hochtemperatur-Zugfestigkeitstests
bei 1200°C
in Tabelle 5 gezeigt, als Indices der Warmbearbeitbarkeit.
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Anschließend wurden Testproben mit
voneinander unterschiedlichen Kerben bezüglich deren Krümmungsradien
bei den Kerbenwurzeln, wodurch sie sich in den Kerbfaktoren unterschieden,
aus dem erfindungsgemäßen Stahl
Nr. 8 ausgeschnitten, welcher eine relativ große plastische Deformation zeigt
und bezüglich
der Passung der Bruchflächen
unter den erfindungsgemäßen Stählen schwächer ist.
Anschließend wurde
der Einfluss des Kerbfaktors der Kerbe auf die plastische Deformation
(Passung zwischen den Bruchflächen)
untersucht, indem die jeweiligen Testproben bei der Geschwindigkeit
von 10 mm/s gebrochen wurden. Die erhaltenen Ergebnisse sind in
Tabelle 6 gezeigt. Ähnlich
ist die quantitative Änderung
der plastischen Deformation in Tabelle 7 bei der Zeit des Brechens
der Testproben, die sich voneinander in den Verhältnissen von a zu b unterschieden
(siehe 1), bei der Geschwindigkeit
von 10 mm/s gezeigt.
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Weiterhin ist die quantitative Änderung
der plastischen Deformation in Tabelle 8 gezeigt für einen
Fall des Brechens von Testproben, welche aus dem erfindungsgemäßen Stahl
Nr. 8 aus geschnitten wurden, welche ein a/b-Verhältnis von 1 und einen Kerbfaktor
von 2,2 aufweisen, bei verschiedenen Geschwindigkeiten von 0,1 bis
100 mm/s.
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Bruchgeschwindigkeit: 10 mm/s, a : b =
1 : 1
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Bruchgeschwindigkeit: 10 mm/s, Kerbfaktor:
2,2
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a : b = 1 : 1,
Kerbfaktor: 2,2
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Die nachfolgenden Tatsachen werden
anhand der in Tabelle 5 gezeigten Ergebnisse klar.
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Es ist nicht möglich, eine ausreichende Härte in Vergleichsstahl
M zu erhalten, da der C-Gehalt niedrig ist und die plastische Deformation
zur Zeit des Brechens größer wird
und die Passung zwischen den Bruchflächen gering ist. Die Härte von
Vergleichsstahl N ist zu hoch, da der C-Gehalt übermäßig hoch ist. Es wird aus diesen
Tatsachen bestätigt,
dass es notwendig ist, den C-Gehalt in dem Bereich von 0,30 bis
0,60% zu definieren.
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Vergleichsstahl C enthält übermäßig Si,
wodurch die Härte
zu hoch wird. Weiterhin wird in den Vergleichsstählen P und Q Bainit gebildet,
auch wenn die Platte nach dem Warmschmieden an der Luft gekühlt wird,
und die Härte
ist zu hoch, da der Mn- und Cr-Gehalt übermäßig hoch sind. Entsprechend
wird bestätigt, dass
Si, Mn und Cr in den Bereichen von jeweils 0,05 bis 2,00%, 0,10
bis 1,00% und 0,01 bis 0,50% beschränkt werden.
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In Vergleichsstahl R ist die plastische
Deformation zum Zeitpunkt des Brechens hoch, da der P-Gehalt niedrig
ist, und es ist nicht möglich,
eine hervorragende Passung der Bruchflächen zu erhalten. Vergleichsstahl S
enthält
zuviel P und ist hervorragend bezüglich der Passung zwischen
den Bruchflächen,
weist jedoch eine extrem verminderte Zähigkeit auf und ist schlechter
bezüglich
der Ermüdungsfestigkeit
im Vergleich zu dem erfindungsgemäßen Stahl bei dem gleichen
Härtewert.
Es ist notwendig, P in dem Bereich von 0,03 bis 0,20% zu beschränken.
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In Vergleichsstahl T, enthaltend
Cu in einer großen
Menge, wird das Bainit sogar in einem Fall der Luftkühlung gebildet,
und die Härte
wird übermäßig groß. Es wird
gefunden, dass die Verminderung der Fläche mittels Gleeble-Test verschlechtert
wird, und eine bemerkenswerte Verschlechterung der Warmverarbeitbarkeit
wird ebenfalls beobachtet. Weiterhin ist in Vergleichsstahl U die
Warmverarbeitbarkeit durch Zugabe von Ni verbessert, die Härte ist
jedoch zu hoch aufgrund der Bildung von Bainit. Aus diesen Tatsachen
wird bestätigt,
dass es notwendig ist, Cu und Ni in den Bereichen von 0,03 bis 0,50%
einzuschränken.
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In Vergleichsstahl V ist es nicht
möglich,
die ausreichende Härte
zu erhalten, aufgrund des geringen V-Gehalts. Vergleichsstahl W
weist eine zu hohe Härte
auf, aufgrund des übermäßigen V-Gehalts.
Entsprechend wird klar, dass es notwendig ist, V in dem Bereich
von 0,05 bis 0,50% einzusetzen.
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Vergleichsstahl X enthält s-Al
in einer geringen Menge und weist eine merklich verschlechterte
Ermüdungsgrenze
auf im Vergleich mit dem erfindungsgemäßen Stahl mit dem gleichen
Härtewert,
da die Kristallkörner
durch Erhitzen beim Warmschmiedeprozess vergrößert werden. Der Effekt von
Al wird abgesättigt, auch
wenn Al in einer großen
Menge zugegeben wird, und es ist notwendig, s-Al in dem Bereich
von 0,01 bis 0,045% zu beschränken.
In Vergleichsstahl Y, enthaltend N in kleiner Menge, wird das Kristallkorn
vergröbert, und
die Ermüdungsfestigkeit
wird verschlechtert. Daher ist es notwendig, N in dem Bereich von
0,005 bis 0,025% zu beschränken,
wie oben erwähnt.
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In Vergleichsstahl Z, bei dem übermäßig Pb zugegeben
wurde, ist die Verarbeitbarkeit beträchtlich verbessert, jedoch
die Ermüdungsgrenze
deutlich verschlechtert im Vergleich mit dem erfindungsgemäßen Stahl mit
dem gleichen Härtewert,
und es wird gefunden, dass die übermäßige Zugabe
der Elemente, wie beispielsweise Pb, S, Te, Ca, Bi die Verarbeitbarkeit
nicht verbessert und nicht erwünscht
ist. Es ist. daher notwendig, Pb auf bis zu 0,30% einzuschränken, S
auf bis zu 0,20% einzuschränken,
Te auf bis zu 0,30% einzuschränken, Ca
auf bis zu 0,01% einzuschränken
und Bi auf bis zu 0,30% einzuschränken.
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Es ist offensichtlich, dass die erfindungsgemäßen Stähle Nr.
8 bis 20 alle hervorragend bezüglich
der Ermüdungsgrenze,
der Passung zwischen den Bruchflächen
und der Warmbearbeitbarkeit sind, im Vergleich mit den Vergleichsstählen M bis
Z in dem praktischen Härtebereich,
d. h. in dem Bereich von 20 bis 35 HRC. Weiterhin ist aus den Daten
der erfindungsgemäßen Stähle Nr.
21 bis 23 klar, dass die Zugabe von Pb, S, Te, Ca und Bi in geeigneter
Menge wirksam ist zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit, ohne die
Ermüdungsgrenze zu
stark zu verschlechtern.
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Aus den in Tabelle 6 gezeigten Ergebnissen
wird bestätigt,
dass je höher
der Kerbfaktor der Kerbe ist, desto kleiner die plastische Deformation
ist, wodurch die Passung zwischen den Bruchflächen verbessert wird. Wenn
der Kerbfaktor der Kerbe 1,8 beträgt, ist die plastische Deformation
groß,
und es ist nicht möglich,
eine ausreichende Passung zu erhalten, auch nicht in dem erfindungsgemäßen Stahl.
Dem gemäß ist es
notwendig, den Kerbfaktor der Kerbe auf nicht weniger als 2,0 zu
beschränken.
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Aus den in Tabelle 7 gezeigten Daten
wird klar, dass sich die Passung zwischen den Bruchflächen entsprechend
der Änderung
des Verhältnisses
von a zu b der Testprobe ändert.
Wenn nämlich
die erhaltenen Ergebnisse in die Reihenfolge des Verhältnisses
der Kerblänge
zu der Länge
des Gesamtumfangs der Probe angeordnet werden, kann eine hervorragende
Passung in einem Fall erhalten werden, wenn das Verhältnis der
Kerblänge
nicht niedriger als 25% ist, die plastische Deformation wird in
anderen Fällen
jedoch größer. Es ist
daher klar, dass es notwendig ist, die Kerbe in einer Länge von
nicht weniger als 25% der Länge
des Gesamtumfangs des abzubrechenden Teils bzw. Bruchstücks des
Warmschmiedestücks
zu bilden. In einem Fall, wo der abzubrechende Teil des Warmschmiedestücks einen
polygo nalen Abschnitt aufweist, und die Kerblänge kürzer als die Länge einer
Seite des Polygonalen Abschnitts ist, auch wenn das Verhältnis der
Kerblänge gegen
die Länge
des Gesamtumfangs 25% überschreitet,
ist die Passung zwischen den Bruchflächen manchmal erniedrigt. Dem
gemäß ist es
erwünscht,
die Kerbe so zu bilden, dass sie über die gesamte Länge mindestens
einer Seite des polygonalen Bereichs des abzubrechenden Teils reicht.
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Anhand der in Tabelle 8 gezeigten
Ergebnisse wird klar, dass die plastische Deformation sich auch
entsprechend der Änderung
der Bruchgeschwindigkeit zur Zeit des Brechens ändert. Die plastische Deformation nimmt
nämlich
zu, und die Passung zwischen der Bruchfläche nimmt ab, wenn die Bruchgeschwindigkeit
abnimmt. Dem gemäß ist es
notwendig, das Warmschmiedestück
mit einer Geschwindigkeit von nicht weniger als 0,5 mm/s zu brechen.
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Wie oben erwähnt, ist der nicht-thermische,
veredelte Stahl mit hoher Festigkeit zum Warmschmieden gemäß dieser
Erfindung dadurch gekennzeichnet, dass er, in Gewichtsprozent, aus
0,30 bis 0,60% C, 0,05 bis 2,00% Si, 0,10 bis 1,00% Mn, 0,03 bis
0,20% P, 0,03 bis 0,50% Cu, 0,03 bis 0,50% Ni, 0,01 bis 0,50% Cr,
0,05 bis 0,50% V, 0,010 bis 0,045% s-Al, 0,005 bis 0,025 N, wahlweise
mindestens einem Element, ausgewählt
aus nicht mehr als 0,30% Pb, nicht mehr als 0,20% S, nicht mehr
als 0,30% Te, nicht mehr als 0,01% Ca und nicht mehr als 0,30% Bi
besteht, wobei der Restbestandteil Eisen und gelegentliche Verunreinigungen
sind. Das aus diesem Stahl hergestellte Warmschmiedestück ist so
leicht in zwei oder mehr Teile durch Brechen trennbar, und es ist
möglich,
die plastische Deformation an den Bruchflächen zu vermindern, wodurch
die Passung zwischen den Bruchflächen
verbessert wird. Dem gemäß ist es
zum Warmschmieden geeignet, zum Beispiel für Pleuelstangen des Motors
für Automobile.
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Das Verfahren zum Trennen eines Warmschmiedestücks ist
gekennzeichnet dadurch, dass es die Schritte aufweist: Warmschmieden
des oben erwähnten
nicht-thermischen, veredelten Stahls gemäß dieser Erfindung zu einem
Warmschmiedestück
mit einer Härte
von 20 bis 35 HRC, Bilden einer Kerbe in dem Warmschmiedestück um ein
zu abzutrennendes Bruchstück
herum, wobei die Kerbe eine Länge
von nicht weniger als 25% der Länge
des Gesamtumfangs des Bruchstücks
und einen Kerbfaktor von nicht weniger als 2,0 aufweist (für den Fall,
dass das Bruchstück
einen polygonalen Abschnitt aufweist, kann die Kerbe so gebildet
werden, dass sie über
die gesamte Länge
mindestens einer Seite des polygonalen Abschnitts reicht), und Trennen bzw.
Spalten des Warmschmiedestücks
in zwei oder mehr Teile durch Brechen des Bruchstücks in der
Kerbe mit einer Geschwindigkeit von nicht weniger als 0,5 mm/s.
Entsprechend ist es möglich,
das Warmschmiedestück
leicht in zwei oder mehr Teile zu trennen, indem es ohne ein maschinelles
Schneiden gebrochen wird, und es ist möglich, die plastische Deformation
an den Bruchflächen
zu vermindern, wodurch die Passung bzw. Passgenauigkeit zwischen
den Bruchflächen
des Warmschmiedestücks
verbessert werden kann.
