DE69901345T2

DE69901345T2 - Einsatzstahl mit hoher anlasstemperatur, herstellungsverfahren für diesen stahl und werkstücke aus diesem stahl

Info

Publication number: DE69901345T2
Application number: DE69901345T
Authority: DE
Inventors: Philippe Dubois
Original assignee: Aubert and Duval SA
Current assignee: Aubert and Duval SA
Priority date: 1998-06-29
Filing date: 1999-06-28
Publication date: 2002-12-19
Anticipated expiration: 2019-06-29
Also published as: EP1097248A1; ATE216739T1; ES2175985T3; FR2780418A1; FR2780418B1; CA2335911C; BR9912226A; DK1097248T3; DE69901345D1; WO2000000658A1; EP1097248B1; US6699333B1; AR019175A1; CA2335911A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Zusammensetzung für einen Einsatzstahl, mit diesem Stahl hergestellte Werkstücke sowie ein Verfahren zur Herstellung von Werkstücken aus diesem Stahl.
Beim Einsatzhärten handelt es sich um eine thermochemische Oberflächenbehandlung, mit der im allgemeinen Werkstücke mit guter Kernduktilität und einer harten und verschleißfesten einsatzgehärteten Oberfläche erhalten werden sollen.
Bei zahlreichen Anwendungen muß ein Stahl verwendet werden, der im Betriebstemperaturbereich eine gute Entfestigungsbeständigkeit aufweist. Als Beispiele seien Zahnräder, Wälzlager und Getriebewellen für Helikopter oder für Rennfahrzeuge, Zahnräder, Nockenwellen und andere Werkstücke, die in Verteilersystemen von Wärmemotoren, Treib- oder Kraftstoff- Einspritzeinrichtungen und Verdichtern verwendet werden, genannt.
Gängige Einsatzstähle für diese Anwendungen sind insbesondere 17CrNiMo6, 16NiCr6, 14NiCr12, 10NiCrMo13, 16NiCrMo13 oder 17NiCrMo17. Diese Stähle können bis zu Betriebstemperaturen von etwa 130ºC verwendet werden, jedoch ist weder die Entfestigungsbeständigkeit noch die Warmhärte der einsatzgehärteten Schicht für Betriebstemperaturen über 190ºC ausreichend.
In der am 30. Januar 1973 an T. V. Philip und R. L. Vedder erteilten US-Patentschrift 3 713 905 werden die für einen Stahl mit der folgenden chemischen Zusammensetzung in Gewichtsprozent erhaltenen Eigenschaften beschrieben:
0,07-0,8% C,
höchstens 1% Mn,
0,5-2% Si,
0,5-1,5% Cr,
2-5% Ni,
0,65-4% Cu,
0,25-1,5% Mo,
höchstens 0,5% V,
Rest Eisen.
Die mit diesem Stahl erhaltenen Zug- und Schlagzähigkeitswerte sind mit den vorgesehenen Anwendungen vereinbar, wohingegen die Anlaßbeständigkeit und die Warmhärte der einsatzgehärteten Schicht für die oben aufgeführten Anwendungen und für Betriebstemperaturen bis 220ºC ungeeignet sind.
In der am 5. Juni 1979 an T. V. Philip und R. W. Kneble erteilten US-Patentschrift 4 157 258 wird ein Stahl mit der folgenden chemischen Zusammensetzung in Gewichtsprozent beschrieben:
0,06-0,16% C,
0,2-0,7% Mn,
0,5-1,5% Si,
0,5-1,5% Cr,
1,5-3% Ni,
1-4% Cu,
2,5-4% Mo,
≤0,4% V,
≤0,05% P,
≤0,05% S,
≤0,03% N,
≤0,25% Al,
≤0,25% Nb,
≤0,25% Ti,
≤0,25% Zr,
≤0,25% Ca,
Rest Eisen.
Dieser Stahl bietet einen guten Kompromiß zwischen den Zug- und Schlagzähigkeitseigenschaften. Die einsatzgehärtete Schicht erlaubt eine Anlaßtemperatur von bis zu ungefähr 260ºC. Die maximale Betriebstemperatur beträgt ungefähr 230ºC.
In der GB-A-1 172 672 wird ein Einsatzstahl beschrieben, der 0,1 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff, 0,2 bis 1,0 Gew.-% Mangan, 0,2 bis 1,5 Gew.-% Silicium, 0,1 bis 5,5 Gew.-% Nickel, 0,1 bis 5,5 Gew.-% Chrom, 0,1 bis 2,0 Gew.-% Molybdän, 0,1 bis 1,5 Gew.-% Vanadium und bis zu 2 Gew.-% andere Elemente, Rest Eisen, enthält.
Mit keiner dieser Einsatzstahlzusammensetzungen des Standes der Technik kann jedoch eine Anlaßtemperatur der einsatzgehärteten Schicht von bis zu 350ºC sowie eine gute Warmhärte für Betriebstemperaturen von bis zu 280ºC unter Beibehaltung zufriedenstellender Kerneigenschaften erreicht werden.
An derartigen Stählen besteht derzeit auf zahlreichen Gebieten Bedarf. Beispielsweise bei der Herstellung von Getriebeteilen für Helikopter sehen die gesetzlichen Bestimmungen vor, daß ein Helikopter nach Verlust von Öl aus dem Getriebe als Folge einer Störung noch dreißig Minuten lang funktionieren können muß. Dies setzt voraus, daß die zur Herstellung dieser Getriebe verwendeten Materialien bei einer Temperatur von mindestens etwa 280ºC angelassen worden sind.
Auf dem Gebiet der Wärmemotoren wenden sich die Entwickler einer Erhöhung der Betriebstemperaturen der Motorbauteile und damit verbundenen Bauteile, wie Getrieben, zu, um den Wirkungsgrad zu erhöhen und/oder die Wärmeentnahmekreisläufe zu vereinfachen. Je nach Teilepositionierung in den Bauteilen können die Betriebstemperaturen bis zu 280ºC erreichen, was eine Anlaßtemperatur von mindestens 330ºC erfordert, um die Stabilität der Eigenschaften im Einsatz zu garantieren.
Der vorliegenden Erfindung liegt daher im wesentlichen die Aufgabe zugrunde, eine Einsatzstahlzusammensetzung bereitzustellen, mit der alle obenerwähnten Eigenschaften erreicht werden können.
Ein erster Gegenstand der Erfindung ist daher eine Zusammensetzung für einen Einsatzstahl mit, ausgedrückt in Gewichtsprozent,
0,06-0,18% C,
0,5-1,5% Si,
0,2-1,5% Cr,
1-3,5% Ni,
1,1-3,5% Mo,
und gegebenenfalls
höchstens 1,6% Mn und/oder
höchstens 0,4% V und/oder
höchstens 2% Cu und/oder
höchstens 4% Co,
Rest Eisen und Restverunreinigungen,
wobei der Gehalt dieser Zusammensetzung an Ni, Mn, Cu, Co, Cr, Mo und V, ausgedrückt in Gewichtsprozent, den folgenden Beziehungen genügt:
2,5 ≤ Ni + Mn + 1,5 Cu + 0,5 Co ≤ 5 (1)
2,4 ≤ Cr + Mo + V ≤ 3,7 (2)
Für Hochleistungsanwendungen ist der Schwefelgehalt vorzugsweise auf 0,010 Gew.-% und der Phosphorgehalt auf 0,020 Gew.- % begrenzt, jedoch kommen für andere Anwendungen auch höhere Gehalte in Betracht, sofern sie die Duktilitäts-, Zähigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften des Stahls nicht beeinträchtigen.
Elemente wie Aluminium, Cer, Titan, Zirconium, Calcium und Niob, die zur Desoxidation oder zum Kornfeinen dienen, sind vorzugsweise auf jeweils 0,1 Gew.-% begrenzt.
Was die Hauptelemente der Zusammensetzung angeht, so ist ganz allgemein festzustellen, daß die niedrigen Gehalte an Kohlenstoff, Silicium, Molybdän, Chrom und Vanadium sowie die hohen Gehalte an Mangan, Nickel, Cobalt und Kupfer eine Verbesserung der Duktilitäts- und Zähigkeitseigenschaften des Stahls gestatten.
Dagegen gestatten die hohen Gehalte an Kohlenstoff, Silicium, Molybdän, Chrom und Vanadium sowie die niedrigen Gehalte an Mangan, Nickel, Cobalt und Kupfer eine Verbesserung der Anlaßbeständigkeit des Stahls.
Der Kohlenstoff dient im wesentlichen dazu, einen Beitrag zur Härte, Zugfestigkeit und Härtbarkeit zu leisten. Bei Kohlenstoffgehalten unter 0,06 Gew.-% sind die im Kern der einsatzgehärteten und vergüteten Werkstücke erhaltene Härte und Zugfestigkeit unzureichend.
In der Praxis strebt man eine Mindestzugfestigkeit von ungefähr 1000 MPa, d. h. ungefähr 320 HV (Vickers-Härte), an. Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt nehmen die Härte, Zugfestigkeit und Härtbarkeit zu, aber gleichzeitig nehmen die Schlagzähigkeit und die Zähigkeit ab. Aus diesem Grund ist der Kohlenstoffgehalt auf höchstens 0,18 Gew.-% begrenzt.
Der interessanteste Bereich für den Kompromiß zwischen Zugfestigkeit und Zähigkeit liegt bei 0,09-0,16 Gew.-% Kohlenstoff. Für Anwendungen, bei denen andere Kernhärteniveaus notwendig sind, sind aber auch die Bereiche 0,06-0,12% und 0,12-0,18% interessant.
Das Silicium trägt zu einem großen Teil zur Anlaßbeständigkeit dieses Stahls bei, und sein Mindestgehalt beträgt 0,5 Gew.-%. Zur Vermeidung der Bildung von Delta-Ferrit und zur Beibehaltung einer ausreichenden Zähigkeit ist der Siliciumgehalt auf maximal 1,5 Gew.-% begrenzt. Der Optimalbereich liegt bei 0,7-1,3 Gew.-%, aber der Bereich von 1,3- 1,5% ist auch interessant.
Das Chrom trägt zum Teil zur Kernhärtbarkeit und zur guten Anlaßbeständigkeit der einsatzgehärteten Schicht bei, und sein Mindestgehalt beträgt 0,2 Gew.-%. Zur Vermeidung einer Versprödung der einsatzgehärteten Schicht durch überschüssige Netzwerk-Carbide ist der Chromgehalt auf einen Höchstwert von 1,5 Gew.-% zu begrenzen. Der Optimalbereich liegt bei 0,5-1,2 Gew.-%, aber die Bereiche von 0,2-0,8% und 0,8-1,5% sind auch interessant.
Das Molybdän spielt die gleiche Rolle wie das Chrom und erlaubt darüber hinaus die Beibehaltung einer hohen Warmhärte, insbesondere durch Bildung von intragranulären Carbiden in der einsatzgehärteten Schicht. Sein Mindestgehalt beträgt 1,1 Gew.-%. Aufgrund seiner versprödenden Wirkung auf diesen Stahl wird sein Gehalt auf maximal 3,5 Gew.-% begrenzt. Der Optimalbereich liegt bei 1,5-2,5 Gew.-%, aber die Bereiche von 1,1-2,3% und 2,3-3,5% sind auch interessant.
Das Vanadium trägt zur Beschränkung des Kornwachstums während der Einsatzhärtungs- und Verwendungsvergütungszyklen bei. Aufgrund seiner versprödenden Wirkung und seines Einflusses auf die Ferritbildung sollte sein Gehalt auf maximal 0,4 Gew.-% begrenzt sein. Der Optimalbereich liegt bei 0,15- 0,35 Gew.-%, aber die Bereiche von 0,05-0,25% und 0,25-0,4% sind auch interessant.
Mangan, Nickel und Kupfer sind zur Äquilibrierung der chemischen Zusammensetzung, zur Vermeidung der Bildung von Ferrit und zur Beschränkung der Temperatur der α/γ-Umwandlungspunkte notwendige gammagene Elemente. Sie tragen auch in hohem Maße zur Härtbarkeit, Schlagzähigkeit und Zähigkeit bei, beeinträchtigen aber bei zu hohem Gehalt die Anlaßbeständigkeit, die Warmhärte und die Verschleißfestigkeit und erhöhen die Restaustenitmenge in der einsatzgehärteten Schicht.
Aus diesen Gründen ist der Mangangehalt auf maximal 1,6 Gew.- % begrenzt. Der Optimalbereich liegt bei 0,2-0,7 Gew.-%, aber der Bereich von 0,7-1,5% ist auch interessant. Ebenso ist der Nickelgehalt auf einen Bereich von 1-3,5 Gew.-% beschränkt; der Optimalbereich liegt bei 2-3 Gew.-%, aber die Bereiche von 1-2% und 2-3,5% sind auch interessant. Schließlich ist der Kupfergehalt auf maximal 2 Gew.-% begrenzt; der Optimalbereich liegt bei 0,3-1,1 Gew.-%, aber der Bereich von 1,1-2% kann auch interessant sein.
Das Cobalt trägt zur Anlaßbeständigeit des Stahls bei und gestattet eine Senkung des Warmumwandlungspunkts. Seine Wirkung ist auch bei geringen Gehalten deutlich. Bei hohen Gehalten stabilisiert dieses Element aufgrund seiner gammagenen Eigenschaften den Restaustenit in der einsatzgehärteten Schicht.
Die Höchstgrenze liegt bei 4 Gew.-%, wobei Gehalte unter 1,5 Gew.-% empfohlen werden.
Ein zweiter Gegenstand der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung von einsatzgehärteten und vergüteten Werkstücken, welches die folgenden Arbeitsschritte umfaßt:
a. Zusammensetzen einer Charge zum Erhalten einer erfindungsgemäßen Zusammensetzung, wie sie weiter oben beschrieben wird,
b. Schmelzen dieser Charge in einem Lichtbogenofen,
c. Wiedererwärmen und thermomechanische Umwandlung des Rohblocks,
d. Wärmebehandlung zum Homogenisieren des Gefüges und zum Kornfeinen,
e. Einsatzhärten und
f. Verwendungsvergüten.
Der erfindungsgemäße Stahl ist nach herkömmlichen Arbeitsmethoden erhältlich, aber für die besten Ergebnisse in bezug auf Schlagzähigkeit, Zähigkeit und Verschleiß wird empfohlen, nach dem Schmelzen im Lichtbogenofen ein Umschmelzen mittels Abbrandelektrode, entweder unter Schlacke (ESR) oder unter vermindertem Druck (VAR) durchzuführen.
Zur weiteren Verbesserung dieser anwendungstechnischen Eigenschaften kann man auch das erste Schmelzen durch Induktion unter vermindertem Druck (VIM) durchführen und ein Umschmelzen mittels Abbrandelektrode folgen lassen.
Die auf einem der vorhergehenden Wege erhaltenen Rohblöcke werden zur Homogenisierung des Gefüges wieder auf Temperaturen von ungefähr 1100ºC erwärmt und dann thermomechanischen Umwandlungen unterworfen, durch die dem aus dieser Legierung hergestellten Produkt ein ausreichendes Umformverhältnis verliehen wird, welches vorzugsweise größer gleich 3 ist (Schritt c des erfindungsgemäßen Verfahrens). Für Werkstücke mit großen Abmessungen können jedoch auch kleinere Umformverhältnisse zulässig sein. Diese thermomechanischen Umwandlungen sind an herkömmliche Arbeitsweisen angelehnt, wie z. B. Walzen, Schmieden, Gesenkformen oder Strangpressen.
Für den Schritt d des erfindungsgemäßen Verfahrens sind mehrere Ausführungsvarianten denkbar. Die umgewandelten Produkte können einfach bei einer Temperatur unterhalb des kritischen Punkts (AC&sub1;) entfestigt werden oder bei einer Temperatur oberhalb des kritischen Punkts (AC&sub1;) geglüht werden, was dann einen ausreichend langsamen Abkühlungsbeginn voraussetzt.
Wenn man die bestmöglichen Eigenschaften erreichen will, ist es jedoch bevorzugt, ein Normalglühen von einer Temperatur oberhalb des kritischen Punkts (AC&sub3;) gefolgt von einer Abkühlung an der Luft und einem Anlassen zur Entfestigung bei einer Temperatur unterhalb des kritischen Punkts (AC&sub1;) durchzuführen.
Beispielsweise liegt die Temperatur des kritischen Punkts (AC&sub1;) im allgemeinen im Bereich von 700 bis 800ºC, während die Temperatur des kritischen Punkts (AC&sub3;) im allgemeinen im Bereich von 900 bis 980ºC liegt.
Die Einsatzhärtung, Schritt e des erfindungsgemäßen Verfahrens, kann mit herkömmlichen Mitteln vorgenommen werden, wobei der Einsatzhärtungszyklus vom Fachmann in Abhängigkeit von der gewünschten Härtungstiefe auf an sich bekannte und übliche Art und Weise bestimmt werden kann. Insbesondere kann man ein Niederdruckverfahren anwenden.
Für den Schritt f des Verwendungsvergütens der Werkstücke sind zahlreiche Ausführungsvarianten denkbar. So kann man direkt von der Einsatzhärtungstemperatur auf die Austenitisierungstemperatur übergehen und dann die Werkstücke abschrecken, jedoch ist es bevorzugt, die Werkstücke nach dem Einsatzhärten auf Umgebungstemperatur abkühlen zu lassen, dann erneut auf die Austenitisierungstemperatur oberhalb des kritischen Punkts (AC&sub3;) zu erwärmen und danach abzuschrecken. Der Austenitisierungstemperaturbereich liegt beispielsweise bei 900-1050ºC.
Die besten Eigenschaften bezüglich Zug, Schlagzähigkeit, Zähigkeit des Kerns und Oberflächenhärte der einsatzgehärteten Schicht erhält man durch eine Ölabschreckung nach der Austenitisierung, aber ein guter Kompromiß ebendieser Eigenschaften kann durch eine Gasabschreckung erreicht werden, die den Vorteil hat, daß die Verformung der Werkstücke bei diesem Arbeitsgang verringert und damit die nachfolgende maschinelle Bearbeitung auf ein Mindestmaß beschränkt wird.
Zum Erhalt der maximalen Werte für die Härte der einsatzgehärteten Schicht und die Schlagzähigkeit und Zähigkeit der darunterliegenden Schicht ist es bevorzugt, ein Anlassen bei einer möglichst tiefen Temperatur, die mit der Verwendungstemperatur vereinbar ist, durchzuführen. Besonders bevorzugt ist eine Differenz zwischen der Anlaßtemperatur und der Verwendungstemperatur von 50ºC, wobei die Anlaßtemperatur bis zu 350ºC betragen kann.
Wird dieser Stahl in großer Menge hergestellt, kann man sich der Stranggußmethode bedienen, um die Produktionskosten zu verringern, wobei dann insbesondere eine Verschlechterung der Duktilitäts-, Schlagzähigkeits- und Zähigkeitseigenschaften zu erwarten ist.
Ein dritter Gegenstand der Erfindung sind mit dem erfindungsgemäßen Einsatzstahl hergestellte einsatzgehärtete und vergütete Werkstücke, die bei Umgebungstemperatur eine Kernhärte von etwa 320 bis 460 HV, eine ISO-V-Kerbschlagzähigkeit von mindestens 50 Joule und insbesondere 70 bis 150 Joule, eine Zähigkeit von etwa 100 MPa m, eine Oberflächenhärte der einsatzgehärteten Schicht von etwa 750 HV aufweisen und bei 250ºC eine Oberflächenhärte der einsatzgehärteten Schicht von etwa 650 HV aufweisen. Diese Werkstücke können vorteilhafterweise nach einem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren, aber auch nach einem beliebigen anderen, in Abängigkeit von der Endanwendung gewählten Verfahren hergestellt werden.
Aus den folgenden Ausführungsbeispielen der Erfindung geht hervor, daß die Kombination der Elemente Kohlenstoff, Mangan, Silicium, Chrom, Nickel, Molybdän, Vanadium, Kupfer und Cobalt in den oben angegebenen Gewichtsanteilen zu einem Stahl führt, der gleichzeitig hervorragende Eigenschaften bezüglich Härte, Zugeigenschaften, Schlagzähigkeit, Spröd-Zäh- Übergang und Zähigkeit des Kerns im Verein mit einer hervorragenden Anlaßbeständigkeit und hervorragenden Warmhärten der einsatzgehärteten Schicht bis zu Verwendungstemperaturen von 280ºC aufweist.

Beispiele

Die im folgenden verwendeten Symbole haben die folgenden Bedeutungen:
Rm = maximale Festigkeit
RP0,2 = konventionelle 0,2%-Dehngrenze
A5d = Dehnung in % auf Basis 5d (d = Durchmesser des Probekörpers)
Z = Einschnürung
HV = Vickers-Härte
HRC = Rockwell-Härte
KV = Brucharbeit im Kerbschlagbiegeversuch an V-förmig gekerbtem Probekörper.
Die Beispiele werden durch die Figuren der beigefügten Zeichnungsblätter ergänzt. Es zeigen:
- Fig. 1 den Verlauf der Mikrohärte in Abhängigkeit von der Tiefe für zwei Proben, deren Herstellung in Beispiel 1 beschrieben wird,
- Fig. 2 den Verlauf der Mikrohärte in Abhängigkeit von der Tiefe für zwei Proben, deren Herstellung in Beispiel 2 beschrieben wird,
- Fig. 3 den Verlauf der Mikrohärte in Abhängigkeit von der Tiefe für zwei Proben, deren Herstellung in Beispiel 3 beschrieben wird,
- Fig. 4 den Verlauf der Mikrohärte in Abhängigkeit von der Tiefe für zwei Proben, deren Herstellung in Beispiel 4 beschrieben wird,
- Fig. 5 den Verlauf der Mikrohärte in Abhängigkeit von der Tiefe für zwei Proben, deren Herstellung in Beispiel 5 beschrieben wird,
- Fig. 6 den Verlauf der Mikrohärte in Abhängigkeit von der Tiefe für zwei Proben, deren Herstellung in Beispiel 6 beschrieben wird,
- Fig. 7 den Verlauf der Mikrohärte in Abhängigkeit von der Tiefe für zwei Proben, deren Herstellung in Beispiel 8 beschrieben wird.

Beispiel Nr. 1

Aus der nachstehend in Gewichtsprozent angegebenen chemischen Zusammensetzung wurde entsprechend den Angaben der vorliegenden Erfindung ein Rohblock mit einem Gewicht von 35 kg hergestellt:
C 0,15%
Si 1,11%
Mn 0,43%
Cr 0,92%
Ni 2,51%
Mo 1,96%
V 0,28%,
Rest Eisen und Restverunreinigungen.
Dieser Rohblock wurde durch Lichtbogenschmelzen hergestellt und danach bei hoher Temperatur homogenisiert, was ein einheitliches Gefüge ergab, und dann geschmiedet. Die Schmiedeprodukte wurden im Ofen langsam abgekühlt. Dann wurden sie normalgeglüht, um die Carbide in Lösung zu bringen, das Austenitgefüge zu homogenisieren und das Korn zu feinen.
Die erfindungsgemäß hergestellten Stäbe wurden bei 940ºC austenitisiert, mit Öl abgeschreckt, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und dann bei einer Temperatur von 250ºC angelassen.
Die erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Andere Proben aus diesem Stahl wurden nach einem Niederdruckverfahren bei einer Temperatur von etwa 900ºC über einen Zeitraum von 8 Stunden einsatzgehärtet und dann bei 940ºC austenitisiert, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und schließlich bei einer Temperatur zwischen 150 und 350ºC angelassen.
Die bei verschiedenen Anlaßtemperaturen erhaltenen Oberflächenhärten der einsatzgehärteten Schicht und Kernhärten sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Außerdem wurden Härtemessungen an polierten Schnitten vorgenommen, um den Härtegradienten in der einsatzgehärteten Schicht zu bestimmen. Die für Anlaßtemperaturen von 150 bis 350ºC erhaltenen Ergebnisse sind in Fig. 1 dargestellt.

Beispiel Nr. 2

Aus der nachstehend in Gewichtsprozent angegebenen chemischen Zusammensetzung wurde entsprechend den Angaben der vorliegenden Erfindung ein Rohblock mit einem Gewicht von 35 kg hergestellt:
C 0,146
Si 1,12%
Mn 1%
Cr 0,92%
Ni 1,54%
Mo 1,97%
V 0,284%,
Rest Eisen und Restverunreinigungen.
Dieser Rohblock wurde durch Lichtbogenschmelzen hergestellt und danach bei hoher Temperatur homogenisiert, was ein einheitliches Gefüge ergab, und dann geschmiedet. Die Schmiedeprodukte wurden im Ofen langsam abgekühlt. Dann wurden sie normalgeglüht, um die Carbide in Lösung zu bringen, das Austenitgefüge zu homogenisieren und das Korn zu feinen.
Die durch diese Behandlungsschritte hergestellten Stäbe wurden bei 940ºC austenitisiert, mit Öl abgeschreckt, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und dann bei einer Temperatur von 250ºC angelassen.
Die erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Andere Proben aus diesem Stahl wurden nach einem Niederdruckverfahren bei einer Temperatur von etwa 900ºC über einen Zeitraum von 8 Stunden einsatzgehärtet und dann bei 940ºC austenitisiert, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und schließlich bei einer Temperatur zwischen 150 und 350ºC angelassen.
Die bei verschiedenen Anlaßtemperaturen erhaltenen Oberflächenhärten der einsatzgehärteten Schicht und Kernhärten sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Außerdem wurden Härtemessungen an polierten Schnitten vorgenommen, um den Härtegradienten in der einsatzgehärteten Schicht zu bestimmen. Die für Anlaßtemperaturen von 150 bis 350ºC erhaltenen Ergebnisse sind in Fig. 2 dargestellt.

Beispiel Nr. 3

Aus der nachstehend in Gewichtsprozent angegebenen chemischen Zusammensetzung wurde entsprechend den Angaben der vorliegenden Erfindung ein Rohblock mit einem Gewicht von 35 kg hergestellt:
C 0,14%
Si 1,49%
Mn 0,98%
Cr 0,914%
Ni 1,53%
Mo 1,99%
V 0,284%
Cu 0,801%,
Rest Eisen und Restverunreinigungen.
Dieser Rohblock wurde durch Lichtbogenschmelzen hergestellt und danach bei hoher Temperatur homogenisiert, was ein einheitliches Gefüge ergab, und dann geschmiedet. Die Schmiedeprodukte wurden im Ofen langsam abgekühlt. Dann wurden sie normalgeglüht, um die Carbide in Lösung zu bringen, das Austenitgefüge zu homogenisieren und das Korn zu feinen.
Die erfindungsgemäß hergestellten Stäbe wurden bei 940ºC austenitisiert, mit Öl abgeschreckt, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und dann bei einer Temperatur von 250ºC angelassen.
Die erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Andere Proben aus diesem Stahl wurden nach einem Niederdruckverfahren bei einer Temperatur von etwa 900ºC über einen Zeitraum von 8 Stunden einsatzgehärtet und dann bei 940ºC austenitisiert, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und schließlich bei einer Temperatur zwischen 150 und 350ºC angelassen.
Die bei verschiedenen Anlaßtemperaturen erhaltenen Oberflächenhärten der einsatzgehärteten Schicht und Kernhärten sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Außerdem wurden Härtemessungen an polierten Schnitten vorgenommen, um den Härtegradienten in der einsatzgehärteten Schicht zu bestimmen. Die für Anlaßtemperaturen von 150 bis 350ºC erhaltenen Ergebnisse sind in Fig. 3 dargestellt.

Beispiel Nr. 4

Aus der nachstehend in Gewichtsprozent angegebenen chemischen Zusammensetzung wurde entsprechend den Angaben der vorliegenden Erfindung ein Rohblock mit einem Gewicht von 35 kg hergestellt:
C 0,11%
Si 0,52%
Mn 0,49%
Cr 0,99%
Ni 1,23%
Mo 1,96%
Co 3,96%,
Rest Eisen und Restverunreinigungen.
Dieser Rohblock wurde durch Lichtbogenschmelzen hergestellt und danach bei hoher Temperatur homogenisiert, was ein einheitliches Gefüge ergab, und dann geschmiedet. Die Schmiedeprodukte wurden im Ofen langsam abgekühlt. Dann wurden sie normalgeglüht, um die Carbide in Lösung zu bringen, das Austenitgefüge zu homogenisieren und das Korn zu feinen.
Die durch diese Behandlungsschritte hergestellten Stäbe wurden bei 940ºC austenitisiert, mit Öl abgeschreckt, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und dann bei einer Temperatur von 250ºC angelassen.
Die erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Andere Proben aus diesem Stahl wurden nach einem Niederdruckverfahren bei einer Temperatur von etwa 900ºC über einen Zeitraum von 8 Stunden einsatzgehärtet und dann bei 940ºC austenitisiert, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und schließlich bei einer Temperatur zwischen 150 und 350ºC angelassen.
Die bei verschiedenen Anlaßtemperaturen erhaltenen Oberflächenhärten der einsatzgehärteten Schicht und Kernhärten sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Außerdem wurden Härtemessungen an polierten Schnitten vorgenommen, um den Härtegradienten in der einsatzgehärteten Schicht zu bestimmen. Die für Anlaßtemperaturen von 150 bis 350ºC erhaltenen Ergebnisse sind in Fig. 4 dargestellt.

Beispiel Nr. 5

Aus der nachstehend in Gewichtsprozent angegebenen chemischen Zusammensetzung wurde entsprechend den Angaben der vorliegenden Erfindung ein Rohblock mit einem Gewicht von 35 kg hergestellt:
C 0,12%
Si 0,52%
Mn 1,47%
Cr 0,54%
Ni 1,05%
Mo 3%
V 0,01%,
Rest Eisen und Restverunreinigungen.
Dieser Rohblock wurde durch Lichtbogenschmelzen hergestellt und danach bei hoher Temperatur homogenisiert, was ein einheitliches Gefüge ergab, und dann geschmiedet. Die Schmiedeprodukte wurden im Ofen langsam abgekühlt. Dann wurden sie normalgeglüht, um die Carbide in Lösung zu bringen, das Austenitgefüge zu homogenisieren und das Korn zu feinen.
Die durch diese Behandlungsschritte hergestellten Stäbe wurden bei 960ºC austenitisiert, mit Öl abgeschreckt, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und dann bei einer Temperatur von 250ºC angelassen.
Die erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Andere Proben aus diesem Stahl wurden nach einem Niederdruckverfahren bei einer Temperatur von etwa 900ºC über einen Zeitraum von 8 Stunden einsatzgehärtet und dann bei 960ºC austenitisiert, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und schließlich bei einer Temperatur zwischen 150 und 350ºC angelassen.
Die bei verschiedenen Anlaßtemperaturen erhaltenen Oberflächenhärten der einsatzgehärteten Schicht und Kernhärten sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Außerdem wurden Härtemessungen an polierten Schnitten vorgenommen, um den Härtegradienten in der einsatzgehärteten Schicht zu bestimmen. Die für Anlaßtemperaturen von 150 bis 300ºC erhaltenen Ergebnisse sind in Fig. 5 dargestellt.

Beispiel Nr. 6

Aus der nachstehend in Gewichtsprozent angegebenen chemischen Zusammensetzung wurde entsprechend den Angaben der vorliegenden Erfindung ein Rohblock mit einem Gewicht von 35 kg hergestellt:
C 0,12%
Si 0,71%
Mn 1,57%
Cr 1,02%
Ni 1,01%
Mo 2,02%
V 0,01%,
Rest Eisen und Restverunreinigungen.
Dieser Rohblock wurde durch Lichtbogenschmelzen hergestellt und danach bei hoher Temperatur homogenisiert, was ein einheitliches Gefüge ergab, und dann geschmiedet. Die Schmiedeprodukte wurden im Ofen langsam abgekühlt. Dann wurden sie normalgeglüht, um die Carbide in Lösung zu bringen, das Austenitgefüge zu homogenisieren und das Korn zu feinen.
Die durch diese Behandlungsschritte hergestellten Stäbe wurden bei 960ºC austenitisiert, mit Öl abgeschreckt, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und dann bei einer Temperatur von 250ºC angelassen.
Die erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Andere Proben aus diesem Stahl wurden nach einem Niederdruckverfahren bei einer Temperatur von etwa 900ºC über einen Zeitraum von 8 Stunden einsatzgehärtet und dann bei 960ºC austenitisiert, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und schließlich bei einer Temperatur zwischen 150 und 350ºC angelassen.
Die bei verschiedenen Anlaßtemperaturen erhaltenen Oberflächenhärten der einsatzgehärteten Schicht und Kernhärten sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Außerdem wurden Härtemessungen an polierten Schnitten vorgenommen, um den Härtegradienten in der einsatzgehärteten Schicht zu bestimmen. Die für Anlaßtemperaturen von 150 bis 300ºC erhaltenen Ergebnisse sind in Fig. 6 dargestellt.

Beispiel Nr. 7

Aus der nachstehend in Gewichtsprozent angegebenen chemischen Zusammensetzung wurde entsprechend den Angaben der vorliegenden Erfindung ein Rohblock mit einem Gewicht von 1000 kg hergestellt:
C 0,14%
Si 1,12%
Mn 0,44%
Cr 0,95%
Ni 2,52%
Mo 1,93%
V 0,27%
Cu 0,88%,
Rest Eisen und Restverunreinigungen.
Dieser Rohblock wurde durch Induktion unter Teildruck (VIM) hergestellt, dann mittels Abbrandelektrode umgeschmolzen, danach zur Homogenisierung des Gefüges wieder bei hoher Temperatur erwärmt und dann zu zylindrischen Stäben mit einem Durchmesser von 90 mm gewalzt. Diese Barren wurden normalgeglüht, um die Carbide in Lösung zu bringen, das Austenitgefüge zu homogenisieren und das Korn zu feinen.
Aus diesen Stäben entnommene Proben wurden nach einem Niederdruckverfahren bei einer Temperatur von etwa 900ºC über einen Zeitraum von 8 Stunden einsatzgehärtet, und die zur Charakterisierung der Kerneigenschaften bestimmten Proben wurden dem gleichen Wärmezyklus unterworfen, aber in einer Neutralatmosphäre, um ihre chemische Zusammensetzung nicht zu verändern.
Alle Proben wurden dann bei 940ºC austenitisiert, mit Öl abgeschreckt, in einem auf -75ºC eingestellten Tieftemperaturbehälter durch die Kälte geführt und dann bei einer Temperatur von 300ºC angelassen.
Die erhaltenen mechanischen Eigenschaften sind in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Die an einer CT-Probe mit einer Dicke von 20 mm durchgeführte Prüfung gemäß ASTM E 399-90 ergibt eine Zähigkeit KQ von 107 MPas m.
Der Verlauf der Oberflächenhärte der einsatzgehärteten Schicht in Abhängigkeit von der Anlaßtemperatur ist in der folgenden Tabelle aufgeführt:
Der Verlauf der Oberflächenhärte der einsatzgehärteten Schicht in Abhängigkeit von der Prüftemperatur bei einer bei 300ºC angelassenen Probe ist in der folgenden Tabelle aufgeführt:

Beispiel 8 (zum Vergleich)

Aus einem 16NiCrMo13-Stahl wurden ähnliche Proben angefertigt und unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 7 einsatzgehärtet.
Alle Proben wurden dann bei 825ºC austenitisiert und mit Öl abgeschreckt.
Es wurden Härtemessungen an polierten Schnitten vorgenommen, um den Härtegradienten in der einsatzgehärteten Schicht zu bestimmen. Die für Anlaßtemperaturen von 150ºC, 200ºC und 300ºC erhaltenen Ergebnisse sind in Fig. 7 dargestellt.
Aus den vorhergehenden sieben Beispielen geht hervor, daß sich zum einen die erfindungsgemäßen Stähle durch einen hervorragenden Kompromiß zwischen den Zug-, Schlagzähigkeits- und Zähigkeitseigenschaften auszeichnen und sich zum anderen die einsatzgehärtete Schicht durch eine hohe Anlaßbeständigkeit sowie hohe Warmhärtewerte, die deutlich über den mit herkömmlichen Einsatzstählen erhaltenen Werten liegen, auszeichnet.
Es versteht sich von selbst, daß die oben beschriebenen Ausführungsformen der Erfindung lediglich beispielhaft sind und die Erfindung keineswegs einschränken sollen, und daß der Fachmann ohne weiteres zahlreiche Änderungen vornehmen kann, ohne den Schutzbereich der Erfindung zu verlassen.

Claims

1. Zusammensetzung für einen Einsatzstahl mit, ausgedrückt in Gew.-%,

0,06-0,18% C

0,5-1,5% Si

0,2-1,5% Cr

1-3,5% Ni

1,1-3,5 Mo, und, gegebenenfalls,

höchstens 1,6% Mn, und/oder

höchstens 0,4% V und/oder

höchstens 2% Cu und/oder

höchstens 4% Co,

und eine von Eisen und verbleibenden Verunreinigungen gebildete Ergänzung, wobei der Gehalt der Zusammensetzung an Ni, Mn, Cu, Co, Cr, Mo und V, ausgedrückt in Gew.-%, den folgenden Beziehungen genügt:

2,5 ≤ Ni + Mn + 1,5 Cu + 0,5 Co ≤ 5 (1)

2,4 ≤ Cr + Mo + V ≤ 3,7 (2)

2. Zusammensetzung für einen Einsatzstahl gemäß dem Anspruch 1 mit, ausgedrückt in Gew.-%,

0,09-0,16% C

0,7-1,3% Si

0,5-1,2% Cr

2-3% Ni

1,5-2,5 Mo,

0,2-0,7% Mn

0,15-0,35% V

0,3-1,1% Cu und, gegebenenfalls,

höchstens 1,5% Co,

2,5 ≤ Ni + Mn + 1,5 Cu + 0,5 Co ≤ 5 (1)

2,4 ≤ Cr + Mo + V ≤ 3,7 (2)

3. Zusammensetzung für einen Einsatzstahl nach einem der Ansprüche 1 oder 2, des weiteren enthaltend höchstens 0,020 Gew.-% P und höchstens 0,010 Gew.-% S.

4. Zusammensetzung für Einsatzstahl nach einem der Ansprüche nach 1-3, enthaltend des weiteren höchstens 0,1 Gew.-% von jedem der Elemente Al, Ce, Ti, Zr, Ca, Nb.

5. Verfahren zur Herstellung von einsatzgehärteten und vergüteten Werkstücken, welches die folgenden Arbeitsschritte umfaßt:

a. Zusammensetzen einer Charge zum Erhalten einer chemischen Zusammensetzung nach einem beliebigen der Ansprüche 1-4,

b. Schmelzen dieser Charge in einem Lichtbogenofen,

c. Erwärmen und Verarbeiten bei Brammentemperatur,

d. thermisches Behandeln zum Homogenisieren der Struktur und zum Kornfeinen,

e. Einsatzhärten und

f. Verwendungsvergüten.

6. Herstellungsverfahren nach Anspruch 5, worin das Schmelzen in einem Lichtbogenofen (Schritt b) gefolgt ist von einem Umschmelzen mittels selbstverzehrender Elektrode.

7. Herstellungsverfahren nach Anspruch 6, worin das Schmelzen in einem Lichtbogenofen (Schritt b) durch Induktion unter reduziertem Druck durchgeführt wird.

8. Herstellungsverfahren nach einem beliebigen der Ansprüche 5-7, worin der Schritt d ein Normalglühen bei einer Temperatur oberhalb derjenigen des kritischen Punkts Ac&sub3;, ein Kühlen mit Luft und ein Anlassen zur Entfestigung bei einer Temperatur unterhalb derjenigen des kritischen Punkts Ac&sub1; umfaßt.

9. Herstellungsverfahren nach einem beliebigen der Ansprüche 5-8, worin der Schritt e gemäß einem Niederdruckverfahren durchgeführt wird.

10. Herstellungsverfahren nach einem beliebigen der Ansprüche 5-9, worin der Schritt f ein Kühlen auf Umgebungstemperatur, nachfolgend ein Wiederaufwärmen auf 900-1050 Grad Celsius, ein Abschrecken mittels Öl oder Gas und ein Anlassen bei geeigneten Temperaturen bis 350 Grad Celsius umfaßt.

11. Werkstück aus Stahl bestehend aus einer Zusammensetzung gemäß einem beliebigen der Ansprüche 1-4.

12. Werkstück aus Stahl gemäß Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß es mit einem Verfahren gemäß einem beliebigen der Ansprüche 5-10 hergestellt ist.