EP0347568B1 - Verfahren zur Herstellung verschleissfester Gussteile - Google Patents

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EP0347568B1
EP0347568B1 EP89108131A EP89108131A EP0347568B1 EP 0347568 B1 EP0347568 B1 EP 0347568B1 EP 89108131 A EP89108131 A EP 89108131A EP 89108131 A EP89108131 A EP 89108131A EP 0347568 B1 EP0347568 B1 EP 0347568B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
cast
process according
casting
matrix
Prior art date
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Expired - Lifetime
Application number
EP89108131A
Other languages
English (en)
French (fr)
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EP0347568A2 (de
EP0347568A3 (de
Inventor
Kurt Wizemann
Peter Dr.-Ing. Peppler
Gotthard Dr.-Ing. Wolf
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
MAHLE-J. WIZEMANN GMBH & CO. KG
Original Assignee
Mahle-J Wizemann & Co KG GmbH
Wizemann J GmbH and Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Mahle-J Wizemann & Co KG GmbH, Wizemann J GmbH and Co filed Critical Mahle-J Wizemann & Co KG GmbH
Publication of EP0347568A2 publication Critical patent/EP0347568A2/de
Publication of EP0347568A3 publication Critical patent/EP0347568A3/de
Application granted granted Critical
Publication of EP0347568B1 publication Critical patent/EP0347568B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/30—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for crankshafts; for camshafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D5/00—Heat treatments of cast-iron

Definitions

  • the invention relates to a method for producing wear-resistant castings from a cast iron alloy using castings with ledeburitic edge zones or surface areas and graphite precipitates in further component areas, the castings for converting the matrix of the ledeburitic edge zones or surface areas into bainite being subjected to a heat treatment, the castings being subjected to annealed at an austenitizing temperature and quenched to an intermediate temperature.
  • the object of the invention is to propose a method by means of which castings with improved wear resistance and at the same time improved tensile strength and elongation characteristics can be obtained.
  • This object is achieved according to the invention in that the castings are first heated to a temperature of about 300 to 700 ° C in an upstream heating process, then annealed at an austenitizing temperature and quenched to an intermediate stage temperature at a time at which on the one hand the casting matrix is essentially converted to austenite and on the other hand the carbides of the alloy are still essentially undecomposed.
  • Preferred embodiments of the method according to claim 1 are the subject of claims 2 to 14.
  • the cast components treated according to the invention in the ledeburitic edge zones with a bainitic matrix have a significantly improved wear resistance, in particular with regard to rolling fatigue, since the wear-inhibiting effect of the carbides in combination with the bainitic matrix results in a higher fatigue strength.
  • This procedure ensures that at least surface areas, if not edge zones of the castings, have a ledeburitic structure in which iron carbide and / or mixed carbides significantly contribute to the wear resistance of the Surface contribute, while at the same time by embedding the carbides in a now bainitic matrix, a very good strength of the component and a high wear resistance, in particular rolling fatigue strength, is guaranteed.
  • the method according to the invention is particularly suitable for treating castings which are cast using the hard shell casting method and thereby have ledeburitic edge zones or surface areas, the matrix in these areas, however, being predominantly formed from pearlite.
  • Castings that are conventionally cast, i.e. graphitically solidified components or so-called gray cast iron parts, in which, however, surface areas or edge zones have been remelted into a ledeburitic structure by means of high-energy radiation, such as that of a tungsten inert gas burner, a laser or an electron beam.
  • the optimal holding time for the austenitizing temperature depends, on the one hand, to some extent on the alloying constituents of the cast iron alloy, the decay rate of the carbide crystals being able to be reduced, for example, with certain additions of elements, and, on the other hand, on the preselected austenitizing temperature itself.
  • a holding time for a given Austenitization temperature at which the conversion to austenite takes place at least to about 80%. The conversion is preferably carried out almost completely.
  • the second essential criterion of the method according to the invention is the preservation of the carbide crystals. According to special variants of the method according to the invention, these should be retained at least in the order of magnitude of approximately 80% when the casting matrix is converted to austenite, with at least 90% of the carbides still being in crystalline form at the end of the holding time at the austenitizing temperature in a preferred method.
  • the preheating process is preceded by the annealing at the austenitizing temperature, in which the casting is heated to a temperature of approximately 300 to 700 ° C.
  • the temperature in this preheating or preheating process is chosen so that the casting structure does not change substantially and, on the other hand, the austenitizing temperature can be reached relatively quickly.
  • a largely uniform heating of the cast part is to be achieved over the entire cross-section while maintaining the preheating temperature.
  • the holding time at the austenitizing temperature can be kept very short when the casting matrix is almost completely converted to austenite, which in turn essentially completely retains the carbide content.
  • the holding times for such processes are between 3 and 10 minutes, depending on the individual alloy components and the austenitizing temperature.
  • the holding times at the austenitizing temperature can in particular can be kept relatively short if the temperature is set in the range from 550 to 650 ° C during the preheating process.
  • This preheating temperature range is optimal because, on the one hand, at a temperature of up to 650 ° C, no decomposition processes of the carbide crystals in the casting matrix can still take place and, on the other hand, the entire casting is preheated to close to the austenitizing temperature.
  • the subsequent heating to the austenitizing temperature, at which the conversion of pearlite to austenite takes place has the consequence that the inside of the casting is also heated to the austenitizing temperature during the holding time.
  • the preheating process preceding the annealing at the austenitizing temperature has the further advantage that the cast part to be treated does not warp due to uneven temperature distribution in the cast part.
  • a temperature range from 800 to 960 ° C. is preferred. At the lower limit of this temperature range, a somewhat longer holding time at the austenitizing temperature will of course be necessary than at the upper limit of the specified range.
  • the austenitizing temperature should be maintained for at least 3 minutes to a maximum of 10 minutes.
  • the austenitizing temperature is preferably kept for only 5 to 7 minutes.
  • the components are preferably quenched in a warm bath, which allows a targeted generation of the bainite matrix.
  • a warm bath which allows a targeted generation of the bainite matrix.
  • Oil baths, salt baths or even fluidized beds are used as warm baths, as is known from another context.
  • the warm bath temperature is preferably selected in the range from approximately 220 to 450 ° C. Below 220 ° C, martensite is increasingly obtained on cooling, which has a negative effect on the properties of the castings. Sufficient hardening of the cast part is not achieved above 450 ° C.
  • the duration of treatment in the warm bath is between 0.1 and 4 hours.
  • the lower limit of 0.1 hours results from the fact that with shorter periods of time there is no longer sufficient conversion into bainite.
  • the upper limit for the treatment time of 4 hours results from the fact that there the loss of bainitic properties of the matrix begins, i.e. the already formed bainitic areas are then subject to significant transformation processes.
  • the temperature in the hot bath is preferably kept constant, i.e. the temperature is regulated to a value of approx. ⁇ 20 ° C.
  • the temperature of the hot bath may be lower in a first period after the castings have been introduced into the hot bath than in the remaining part of the treatment time. This temperature difference is preferably between approximately 30 and 100 ° C.
  • an initially lower temperature value of the hot bath can be used to form more crystallization centers in the cast part due to the greater cooling during quenching, so that a finer cast structure results.
  • the subsequent increase in temperature to the actual heat bath treatment value therefore takes place in order to accelerate the desired transformation from austenite to bainite.
  • the holding time at the hot bath treatment temperature can thus be shortened considerably.
  • the same inventive concept is embodied in a procedure which is completely different from the previous method, namely in that in a method for producing castings with ledeburitic marginal zone regions by adding alloying components to the alloy before casting, which change the time / temperature behavior in such a way that that in an essentially unchanged casting and cooling process, ledeburitic surface areas or edge zones are obtained whose casting matrix essentially comprises bainite.
  • a cast alloy which contains the elements vanadium and tungsten as alloy components individually or in combination, the proportion of each of these elements - if contained - being 0.1 to 5% by weight and the sum of the proportions, if present in combination, is up to 10% by weight.
  • the elements vanadium and tungsten can be used in particular to regulate the decay resistance of the iron and / or mixed carbides in the austenitic phase.
  • cast alloys can be used which contain the elements boron, titanium, tellurium and bismuth individually or in combination, the proportion of a single one of these elements - if present - being 0.01 to 0.2% by weight .
  • These elements and the variation of their proportions can also be used to regulate the rate of decay of the carbides in the austenitic phase or, in other words, to stabilize the iron carbide crystals at least partially or even completely.
  • Cast iron alloys which contain copper, nickel and molybdenum as alloy components individually or in combination, each with a respective proportion of 0.1 to 8% by weight, if present, have also proven to be advantageous, if they contain a combination of these elements The sum of their shares can be up to 15% by weight.
  • All of the aforementioned elements can be used as an alloy component to specifically change the time and temperature-dependent conversion characteristics of the cast alloy or to influence the time / temperature behavior of the alloy in a targeted manner, as has already been stated above.
  • this not only opens up the possibility of direct casting to a component which is pronounced according to the invention come, but also in the aftertreatment of the castings to a process control in which the conversion processes are so slow that small time differences in the holding times, in particular in the austenitizing temperature and in the treatment in a warm bath, no longer lead to serious quality fluctuations.
  • the treatment times of the components in the various process stages are lengthened in part, but the advantages obtained by the fact that higher quality standards can be maintained with fewer rejects predominate.
  • a further object of the invention is to propose wear-resistant cast parts made of a cast iron alloy with graphite precipitates and ledeburite parts, in which, in addition to excellent tensile strength and elongation values, there is improved rolling fatigue strength on surface areas.
  • Castings with such a structure use on the one hand the properties of the high-strength and wear-resistant bainite structure and supplement this additionally by the hardness of Fe3C and / or the mixed carbides, which in combination lead to an unprecedented wear resistance in castings.
  • the castings according to the invention can also comprise austenite and / or martensite fractions without achieving significantly poorer results with regard to the abrasion resistance.
  • the castings according to the invention are preferably obtained by the processes described above, the castings in the aftertreatment process initially being in a processable state and being subjected to the process according to the invention only in one of the last phases of the production process.
  • the direct method described above in which alloy components are added to the alloy in such a way that the time / temperature behavior of the alloy during the casting and solidification process is influenced in such a way that ledeburitic marginal zones are formed, the casting matrix of which essentially comprises bainite, is completely equivalent to this Manufacturing process, which is mainly used when the castings no longer have to be subjected to further processing.
  • the alloy components in particular components such as nickel, copper, molybdenum and / or tungsten, are used in a targeted manner to influence the phase transition characteristics of the alloy in such a way that the structure according to the invention is obtained in the edge zones of the cast part with unchanged, natural cooling behavior of the cast part. This means that no subsequent heat treatment is necessary and that the cooling process of the cast parts is in no way extended by the process according to the invention.
  • the castings according to the invention are used in particular as components for the valve control of internal combustion engines, as camshafts and their counterparts, e.g. Levers or plungers, trained and used.
  • the casting to be produced in this example is a camshaft, which is first produced using the well-known hard chilled casting process.
  • the camshaft already has marginal zone areas made from ledeburite, but in which the matrix for the carbides consists essentially of pearlite.
  • a casting mold is used which, in the solidifying casting, enables such a high solidification front speed in certain parts that the casting iron there solidifies in the edge zone of the casting according to the metastable state diagram with ledeburitic structure, the carbide crystals of the ledeburite areas are embedded in a pearlite matrix here .
  • This camshaft according to the invention is shown in a time / temperature diagram in the drawing.
  • the castings are then first heated to a temperature of approximately 600 ° C. (P 1) and kept at this temperature until the temperature in the casting (P 2) has equalized. This is followed by rapid heating to the austenitizing temperature (P 3) of approx. 900 ° C. After a holding time of approx. 7 minutes (P 4), the camshafts are quickly cooled to an intermediate stage tempering temperature of approx. 300 ° C (P 5) and held at this temperature (see dash-dotted curve) for approx. 2 1/2 hours (P 7).
  • the short holding time at high temperatures ensures that the carbides in the casting, as they were produced in hard shell casting, remain essentially unchanged, while, on the other hand, the preheating process at approx. 600 ° C (P 1 - P 2) is the prerequisite for essentially complete transformation to austenite during this short hold time.
  • the camshaft is cooled in air to room temperature.
  • the figure represents a variant in the range from P 5 to P 6, that is to say in the process step of quenching, in which the temperature of the hot bath is initially selected to be approximately 50 ° C. below the hot bath temperature subsequently maintained.
  • the advantages here are, on the one hand, the possibility of making better use of the bath contents during quenching, since a relatively small ratio of the heat capacity of the bath to the heat capacity of the castings to be introduced therein and thus also a relatively small bath volume can be selected. This not only entails lower system costs, but also reduces the energy costs of the system, since a significantly reduced bath content has to be brought to the appropriate post-treatment temperature or intermediate stage remuneration temperature. In addition, it can be achieved with this procedure that an increased formation of crystallization centers is caused, which results in a finer structure of the casting structure.
  • the component to be treated with the method according to the invention here a camshaft, can likewise be produced instead of in the hard shell casting process by remelting a gray solidified edge zone by means of high-energy radiation, here for example a TIG torch.
  • high-energy radiation here for example a TIG torch.
  • the following heat treatment corresponded to the procedure according to embodiment 1.
  • a combination of alloying elements was added to the cast iron alloy, namely 1.2% nickel, 1% molybdenum and 0.7% copper.
  • the camshaft was cast in a conventional manner using the hard chill casting process, without a special temperature control being forced upon the cooling and solidification of the melt.
  • a shift of the phase conversion curves in the continuous time / temperature diagram to longer conversion times was achieved that essentially ledeburit with a bainitic matrix was again obtained in the edge zones.
  • camshafts were produced in accordance with Example 3, with the difference that instead of the alloy constituents nickel, molybdenum and copper, only a proportion of 2.5 to 3% by weight of tungsten was added to the cast iron alloy.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung verschleißfester Gußteile aus einer Gußeisenlegierung unter Verwendung von Gußteilen mit ledeburitischen Randzonen oder Oberflächenbereichen und Graphitausscheidungen in weiteren Bauteilbereichen, wobei die Gußteile zur Umwandlung der Matrix der ledeburitischen Randzonen oder Oberflächenbereiche in Bainit einer Wärmebehandlung unterzogen werden, wobei die Gußteile bei einer Austenitisierungstemperatur geglüht und auf eine Zwischenstufentemperatur abgeschreckt werden.
  • Verfahren zur Herstellung von Schalenhartguß sind beispielsweise in dem Übersichtsartikel von P. Peppler "Schalenhartguß - Eigenschaften und Anwendung" in "Konstruieren + Gießen" (1979, Seite 12 ff.) beschrieben. Bei der Herstellung von verschleißbeanspruchten Gußteilen wird häufig das Schalenhartgußverfahren oder auch das WIG-Umschmelzverfahren (WIG = Wolfram-Inertgas-Brenner) eingesetzt, wobei in der Regel in bestimmten Randzonen bzw. Oberflächenbereichen ein ledeburitisches Gefüge erzeugt wird, bei dem die Karbide in einer perlitischen Matrix eingebettet sind.
  • Die heutigen Anforderungen an die Festigkeit der Matrix des Ledeburits übersteigen jedoch häufig die gegebenen Eigenschaften des Perlits. Andererseits ist aus der Literatur bekannt, daß ein karbidfreies, graphitisches Gußeisenbauteil mit überwiegend bainitischem Gefüge im Vergleich zu einem Bauteil mit perlitischem Gefüge eine deutlich höhere Festigkeit besitzt. Diesen graphitischen Gußeisenbauteilen fehlt jedoch die notwendige Verschleißfestigkeit.
  • Hiervon ausgehend, stellt sich die Erfindung die Aufgabe, ein Verfahren vorzuschlagen, mit dem Gußteile mit einer verbesserten Verschleißfestigkeit und gleichzeitig einer verbesserten Zugfestigkeit und Dehnungscharakteristik erhalten werden können.
  • Diese Aufgabe wird, entsprechend Anspruch 1, erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß die Gußteile in einem vorgeschalteten Aufheizprozeß zunächst auf eine Temperatur von ca. 300 bis 700° C aufgeheizt, danach bei einer Austenitisierungstemperatur geglüht und zu einem Zeitpunkt auf eine Zwischenstufentemperatur abgeschreckt werden, zu dem einerseits die Gußmatrix im wesentlichen in Austenit umgewandelt ist und andererseits jedoch die Karbide der Legierung noch im wesentlichen unzersetzt vorliegen. Bevorzugte Ausführungsformer des Verfahrens nach Anspruch 1 sind Gegenstand der Ansprüche 2 bis 14.
  • Überraschenderweise wurde gefunden, daß die erfindungsgemäß behandelten Gußbauteile in den ledeburitischen Randzonen mit bainitischer Matrix eine wesentlich verbesserte Verschleißbeständigkeit, insbesondere bezüglich der Wälzermüdung, aufweisen, da die verschleißhemmende Wirkung der Karbide in Kombination mit der bainitischen Matrix eine höhere Ermüdungsfestigkeit ergibt.
  • Ganz entscheidend kommt es bei der Wärmebehandlung darauf an, die Karbide der ledeburitischen Bereiche zu erhalten und diese keinesfalls bei der Wärmebehandlung zu zersetzen. Eine Zersetzung der Karbide hätte Graphitausscheidungen in den Ledeburit-Bereichen zur Folge, die die verschleißhemmende Wirkung der Karbide zumindest teilweise zunichte machen würden.
  • Durch diese Verfahrensführung wird erreicht, daß zumindest Oberflächenbereiche, wenn nicht gar Randzonen der Gußteile ein ledeburitisches Gefüge aufweisen, bei dem Eisenkarbid und/oder Mischkarbide wesentlich zu der Verschleißfestigkeit der Oberfläche beitragen, während gleichzeitig durch die Einbettung der Karbide in eine nun bainitische Matrix eine sehr gute Festigkeit des Bauteiles und eine hohe Verschleißbeständigkeit, insbesondere Wälzermüdungsfestigkeit, gewährleistet ist.
  • Zwar sind eine ganze Reihe von Verfahren zur Behandlung von Graugußteilen bekannt (siehe z.B. die DE-OS 28 53 870), bei denen die Bauteile bei einer Austenitisierungstemperatur geglüht werden, jedoch lassen sich diese Verfahren aufgrund der grundsätzlich verschiedenen Gußmatrixausbildungen nicht auf die Wärmebehandlung von Gußteilen mit ledeburitischen Randzonen übertragen, wenn die Vorteile der ledeburitischen Randzone erhalten bleiben sollen.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren eignet sich insbesondere zum Behandeln von Gußteilen, die im Schalenhartgußverfahren gegossen sind und hierdurch ledeburitische Randzonen oder Oberflächenbereiche aufweisen, wobei jedoch die Matrix in diesen Bereichen vorwiegend aus Perlit gebildet wird.
  • In gleicher Weise eignen sich für das erfindungsgemäße Verfahren solche Gußteile, die konventionell gegossen sind, d.h. graphitisch erstarrte Bauteile oder sogenannte Graugußteile, bei denen jedoch Oberflächenbereiche oder Randzonen mittels energiereicher Strahlung, wie beispielsweise der eines Wolfram-Inertgas-Brenners, eines Lasers oder eines Elektronenstrahls zu einem ledeburitischen Gefüge umgeschmolzen wurden.
  • Die optimale Haltezeit für die Austenitisierungstemperatur ist zum einen in gewisser Weise von den Legierungsbestandteilen der Gußeisenlegierung abhängig, wobei beispielsweise mit bestimmten Elementzusätzen die Zerfallsgeschwindigkeit der Karbidkristalle verringert werden kann, und andererseits von der vorgewählten Austenitisierungstemperatur selbst. Wünschenswert ist bei dem erfindungsgemäßen Verfahren eine Haltezeit für eine gegebene Austenitisierungstemperatur, bei der die Umwandlung in Austenit mindestens zu etwa 80 % erfolgt. Vorzugsweise erfolgt die Umwandlung nahezu vollständig.
  • Das zweite wesentliche Kriterium des erfindungsgemaßen Verfahrens ist die Erhaltung der Karbidkristalle. Diese sollen gemäß besonderer Varianten des erfindungsgemäßen Verfahrens zumindest in der Größenordnung von ca. 80 % bei der Umwandlung der Gußmatrix in Austenit erhalten bleiben, wobei bei einer bevorzugten Verfahrensweise mindestens 90 % der Karbide am Ende der Haltezeit bei der Austenitisierungstemperatur noch in kristalliner Form vorliegen.
  • Am meisten bevorzugt ist eine Verfahrensführung, bei der mehr als 95 % der Karbide noch in kristalliner Form in der Gußmatrix vorliegen.
  • Wie zuvor beschrieben, wird dem Glühen bei der Austenitisierungstemperatur ein Vorwärmeprozeß vorgeschaltet, bei dem das Gußteil auf eine Temperatur von ca. 300 bis 700° C erwärmt wird. Die Temperatur bei diesem Vorwärme- oder Vorheizprozeß ist so gewählt, daß sich das Gußgefüge im wesentlichen nicht verändert, und andererseits die Erreichung der Austenitisierungstemperatur relativ rasch erfolgen kann. Bevorzugt soll während des Haltens auf Vorwärmtemperatur eine weitgehend gleichmäßige Erwärmung des Gußteils über den gesamten Querschnitt erreicht werden.
  • Dadurch kann die Haltezeit bei der Austenitisierungstemperatur bei einer fast vollständigen Umwandlung der Gußmatrix in Austenit sehr kurz gehalten werden, wodurch wiederum der Karbidanteil im wesentlichen vollständig erhalten bleibt. Die Haltezeiten bei solchen Prozessen liegen in Abhängigkeit der einzelnen Legierungsbestandteile und der Austenitisierungstemperatur größenordnungsmäßig zwischen 3 und 10 Minuten.
  • Die Haltezeiten bei der Austenitisierungstemperatur können insbesondere dann relativ kurz gehalten werden, wenn die Temperatur während dem Vorheizprozeß im Bereich von 550 bis 650° C eingestellt wird. Dieser Vorwärmtemperaturbereich ist deshalb optimal, weil zum einen bei einer Temperatur bis zu 650° C mit Sicherheit noch keine Zerfallprozesse der Karbidkristalle in der Gußmatrix ablaufen können und Weil zum anderen eine Vorwärmung des gesamten Gußteils bis nahe an die Austenitisierungstemperatur erfolgt. Die nachfolgende Erwärmung auf die Austenitierungstemperatur, bei der die Umwandlung von Perlit in Austenit erfolgt, hat dann zur Folge, da auch das Innere des Gußteiles auf Austenitisierungstemperatur während der Haltezeit erhitzt wird. Neben diesen geschilderten Vorteilen hat der dem Glühen bei der Austenitisierungstemperatur vorgeschaltete Vorheizprozeß den weiteren Vorteil, daß bei dem zu behandelnden Gußteil kein Verziehen wegen ungleichmäßiger Temperaturverteilung im Gußteil erfolgt.
  • Bei dem anschließenden Glühen der Gußteile bei der Austenitisierungstemperatur wird ein Temperaturbereich von 800 bis 960° C bevorzugt. An der unteren Grenze dieses Temperaturbereiches wird selbstverständlich eine etwas längere Haltezeit bei der Austenitisierungstemperatur notwendig sein als an der oberen Grenze des angegebenen Bereiches.
  • Die Austenitisierungstemperatur sollte mindestens 3 min bis maximal 10 min gehalten werden.
  • Vorzugsweise wird die Austenitisierungstemperatur lediglich für 5 bis 7 min gehalten.
  • Im Anschluß an die Austenitisierung werden die Bauteile bevorzugt in einem Warmbad abgeschreckt, was eine gezielte Erzeugung der Bainit-Matrix erlaubt. Als Warmbad finden dabei Ölbäder, Salzbäder oder auch Sandwirbelbetten Verwendung, wie dies aus anderem Zusammenhang bekannt ist.
  • Vorzugsweise wird die Warmbadtemperatur im Bereich von ca. 220 bis 450° C gewählt. Unterhalb von 220° C wird zunehmend Martensit bei der Abkühlung erhalten, was die Gußteileigenschaften negativ beeinflußt. Oberhalb von 450° C wird keine ausreichende Härtung des Gußteiles erreicht.
  • Die Behandlungsdauer im Warmbad beträgt zwischen 0,1 und 4 Std. Die untere Grenze von 0,1 Std. ergibt sich daraus, daß bei kleineren Zeitspannen keine ausreichende Umwandlung in Bainit mehr erfolgt. Die Obergrenze für die Behandlungsdauer von 4 Std. ergibt sich daraus, daß dort der Verlust von bainitischen Eigenschaften der Matrix einsetzt, d.h. die schon gebildeten bainitischen Bereiche unterliegen dann in merklichem Umfang weiteren Umwandlungsprozessen.
  • Zur Erzielung definierter Eigenschaften des Gußteiles wird die Temperatur im Warmbad vorzugsweise konstant gehalten, d.h. die Temperatur wird auf einen Wert von ca. ± 20° C geregelt.
  • Alternativ dazu kann die Temperatur des Warmbades in einer ersten Zeitspanne nach dem Einbringen der Gußteile in das Warmbad niedriger liegen als im restlichen Teil der Behandlungszeit. Dieser Temperaturunterschied beträgt vorzugsweise zwischen ca. 30 und 100° C.
  • Es ergeben sich insbesondere zwei Fälle, bei denen von einer konstanten Temperaturführung bei der Warmbadbehandlung abgegangen wird und bei der mit einer zunächst tiefer liegenden Temperatur des Warmbades begonnen wird. Diese Vorgehensweise empfiehlt sich einmal dann, wenn das Gewichtsverhältnis von Badinhalt und einzubringenden Gußteilen relativ klein ist, d.h. wenn das Warmbad eine vergleichsweise kleine Wärmekapazität gegenüber der Wärmekapazität der gleichzeitig einzubringenden Gußteile aufweist. Wird die Badtemperatur bei diesen Bedingungen zunächst auf einen tieferen Temperaturwert geregelt, so erfolgt mit dem Einbringen der heißen Gußteile keine Erwärmung des Bades über den für die Behandlung im Warmbad gewünschten Temperaturwert hinaus.
  • Unabhängig von dem Verhältnis der Wärmekapazitäten von Badinhalt und einzubringenden Gußteilen kann ein zunächst niedriger gewählter Temperaturwert des Warmbades dazu verwendet werden, durch die stärkere Abkühlung beim Abschrecken verstärkt Kristallisationszentren in dem Gußteil auszubilden, so daß sich eine feinere Gußstruktur ergibt. Die nachfolgende Temperaturerhöhung auf den eigentlichen Wärmebadbehandlungswert erfolgt deshalb, um die erwünschte Umwandlung von Austenit in Bainit zu beschleunigen. Damit kann die Haltezeit bei der Warmbadbehandlungstemperatur wesentlich verkürzt werden.
  • Derselbe Erfindungsgedanke verkörpert sich in einer vom bisherigen Verfahren gänzlich abweichenden Verfahrensführung, nämlich darin, daß bei einem Verfahren zur Herstellung von Gußteilen mit ledeburitischen Randzonenbereichen durch die Zugabe von Legierungsbestandteilen zu der Legierung vor dem Gießen, welche das Zeit-/Temperaturverhalten in der Weise verändern, daß bei einem an sich im wesentlichen unveränderten Gieß- und Erkaltungsvorgang ledeburitische Oberflächenbereiche oder Randzonen erhalten werden, deren Gußmatrix im wesentlichen Bainit umfaßt.
  • Bei dieser Methode entfällt also die nachträgliche Wärmebehandlung des Gußteiles, so daß insbesondere bei den Gußteilen, die ohne Nachbearbeitung verwendbar sind, eine drastische Einsparung bezüglich der Herstellungszeiten und auch der Herstellungskosten erzielbar ist. Trotzdem werden im Vergleich zu den vorher beschriebenen Verfahren in ihrer Struktur identische Bauteile erhalten, die deshalb auch die gleichen positiven Eigenschaften wie extrem hohe Verschleißfestigkeit bei gleichzeitig verbesserten Zugfestigkeits- und Dehnungscharakteristiken aufweisen.
  • Bei beiden Verfahrensvarianten werden besonders gute Ergebnisse erzielt, wenn eine Gußlegierung verwendet wird, die als Legierungsbestandteile die Elemente Vanadin und Wolfram einzeln oder in Kombination enthält, wobei der Anteil jedes einzelnen dieser Elemente - falls enthalten - 0,1 bis 5 Gew. % betragen soll und wobei die Summe der Anteile, falls sie in Kombination vorliegen, bis zu 10 Gew. % beträgt. Die Elemente Vanadin und Wolfram lassen sich insbesondere zur Regulierung der Zerfallsbeständigkeit der Eisen- und/oder Mischkarbide in der austenitischen Phase verwenden.
  • Alternativ hierzu können, gemäß Anspruch 15, Gußlegierungen verwendet werden, die als Legierungsbestandteile die Elemente Bor, Titan, Tellur und Wismut einzeln oder in Kombination enthalten, wobei der Anteil eines einzelnen dieser Elemente - falls vorhanden - 0.01 bis 0,2 Gew. % beträgt. Auch diese Elemente und die Variation ihrer Anteile lassen sich dazu einsetzen, die Zerfallgeschwindigkeit der Karbide in der austenitischen Phase zu regulieren oder, anders ausgedrückt, die Eisenkarbidkristalle zumindest teilweise oder sogar vollständig zu stabilisieren.
  • Als vorteilhaft haben sich auch Gußeisenlegierungen bei beiden Verfahrensführungen erwiesen, die als Legierungsbestandteile Kupfer, Nickel und Molybdän einzeln oder in Kombination enthalten mit je einem jeweiligen Anteil von 0,1 bis 8 Gew. % - falls enthalten -, wobei bei einer Kombination dieser Elemente die Summe ihrer Anteile bis zu 15 Gew. % betragen kann.
  • Sämtliche vorgenannten Elemente lassen sich als Legierungsbestandteil dazu verwenden, die zeit- und temperaturabhängige Umwandlungscharakteristik der Gußlegierung gezielt zu verändern bzw. das Zeit-/Temperaturverhalten der Legierung gezielt zu beeinflussen, wie dies bereits zuvor ausgeführt wurde. Dies eröffnet nicht nur, wie bereits erwähnt, die Möglichkeit, direkt mit dem Guß zu einem erfindungsgemäß ausgeprägten Bauteil zu kommen, sondern auch bei der Nachbehandlung der Gußteile zu einer Verfahrensführung, bei der Umwandlungsprozesse so verlangsamt sind, daß geringe zeitliche Unterschiede in den Haltezeiten, insbesondere bei der Austenitisierungstemperatur und bei der Behandlung im Warmbad, zu keiner gravierenden Qualitätsschwankung mehr führen. Hierdurch verlängern sich zwar zum Teil die Behandlungszeiten der Bauteile in den verschiedenen Verfahrensstufen, jedoch überwiegen die Vorteile, die dadurch erhalten werden, daß höhere Qualitätsstandards bei verringerten Ausschußanteilen eingehalten werden können.
  • Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, verschleißfeste Gußteile aus einer Gußeisenlegierung mit Graphitausscheidungen und Ledeburitanteilen vorzuschlagen, bei denen neben ausgezeichneten Zugfestigkeits- und Dehnungswerten eine verbesserte Wälzermüdungsfestigkeit an Oberflächenbereichen besteht.
  • Diese Aufgabe wird, gemäß den Ansprüchen 18 bis 22, bei den verschleißfesten Gußteilen aus einer Gußeisenlegierung mit ledeburitischen Randzonen oder Oberflächenbereichen dadurch gelöst, daß eine überwiegend bainitische Matrix des Ledeburit vorgesehen wird, in der Fe₃C und/oder Mischkarbide eingebettet sind und wobei entsprechend den vorgenannten Herstellverfahren mindestens 80 % der Carbide erhalten bleiben.
  • Gußteile mit einem solchen Aufbau nutzen zum einen die Eigenschaften des hochfesten und verschleißbeständigen Bainitgefüges und ergänzen dieses zusätzlich durch die Härte der Fe₃C und/oder der Mischkarbide, die in ihrer Kombination zu einer bisher unerreichten Verschleißbeständigkeit bei Gußteilen führen.
  • Die erfindungsgemäßen Gußteile können neben einer überwiegend bainitischen Struktur auch Austenit- und/oder Martensitanteile umfassen, ohne daß bezüglich der Abriebfestigkeit deutlich schlechtere Ergebnisse erzielt werden.
  • Neben den Oberflächenbereichen, die im wesentlichen graphitfrei sind, enthalten andere Bereiche der Gußteile lamellare, vermikulare und/oder kugelige Graphitausscheidungen, die, beispielsweise in Abhängigkeit des Magnesiumanteiles, frei wählbar sind und andere Eigenschaften als die Verschleißfestigkeit des Gußteiles bestimmen.
  • Weitere vorteilhafte Ausbildungen der Gußteile sind den Unteransprüchen zu entnehmen.
  • Die erfindungsgemäßen Gußteile werden vorzugsweise nach den zuvor beschriebenen Verfahren erhalten, wobei die Gußteile bei dem Nachbehandlungsverfahren zunächst in einem bearbeitbaren Zustand vorliegen und erst in einer der letzten Phasen des Produktionsprozesses dem erfindungsgemäßen Verfahren unterzogen werden.
  • Die zuvor beschriebene direkte Methode, bei der der Legierung Legierungsbestandteile so zugegeben werden, daß das Zeit-/Temperaturverhalten der Legierung beim Gieß- und Erstarrungsvorgang so beeinflußt ist, daß sich ledeburitische Randzonen bilden, deren Gußmatrix im wesentlichen Bainit umfaßt, stellt dazu ein völlig gleichwertiges Herstellungsverfahren dar, das allerdings hauptsächlich dann zum Einsatz kommt, wenn die hergestellten Gußteile keiner weiteren Nachbearbeitung mehr unterzogen werden müssen. Die Legierungsbestandteile, insbesondere Komponenten wie Nickel, Kupfer, Molybdän und/oder Wolfram, werden gezielt so zur Beeinflußung der Phasen-Umwandlungscharakteristik der Legierung verwendet, daß bei einem unveränderten, natürlichen Abkühlverhalten des Gußteiles die erfindungsgemäße Struktur in den Randzonen des Gußteiles erhalten wird. Dies bedeutet, daß keinerlei nachträgliche Wärmebehandlung mehr notwendig ist und daß der Abkühlprozeß der Gußteile durch die erfindungsgemäße Verfahrensführung in keiner Weise verlängert wird.
  • Wegen ihrer besonders hohen Verschleißfestigkeit werden die erfindungsgemäßen Gußteile insbesondere als Bauteile für die Ventilsteuerung von Verbrennungsmotoren, als Nockenwellen und deren Gegenläufer, wie z.B. Hebeln oder Stösseln, ausgebildet und verwendet.
  • Dieses ist jedoch keineswegs das einzige Einsatzgebiet für die erfindungsgemäßen Gußteile, da sie mit Vorteil überall dort einzusetzen sind, wo Gußteile einem abrasiven Verschleiß unterworfen sind. Beispielsweise sei hier nur der Einsatz von solchen Teilen im Bergbau und im Landmaschinenbau erwähnt.
  • Diese und weitere Vorteile der Erfindung werden im folgenden an Hand der Beispiele noch näher erläutert.
    • Beispiel 1:
  • Das in diesem Beispiel herzustellende Gußteil ist eine Nockenwelle, die zunächst über das bekannte Schalenhartgußverfahren hergestellt wird. Die Nockenwelle weist dabei bereits Randzonenbereiche aus Ledeburit auf, bei denen jedoch die Matrix für die Karbide im wesentlichen aus Perlit besteht. Bei diesem Schalenhartgußverfahren wird eine Gußform verwendet, die im erstarrenden Gußtück an bestimmten Partien eine so hohe Erstarrungsfrontgeschwindigkeit ermöglicht, daß die Gußeisenschmelze dort in der Randzone des Gußstückes gemäß dem metastabilen Zustandsdiagramm mit ledeburitischem Gefüge erstarrt, die Karbidkristalle der Ledeburitbereiche sind hier in einer perlitischen Matrix eingebettet.
  • Die sich daran anschließende, erfindungsgemäße Wärmebehandlung dieser Nockenwelle ist in einem Zeit-/Temperaturdiagramm in der Zeichnung wiedergegeben. Danach werden die Gußteile zunächst auf eine Temperatur von ca. 600° C (P 1) aufgeheizt und bis zum Temperaturausgleich im Gußstück (P 2) auf dieser Temperatur gehalten. Danach erfolgt eine möglichst rasche Aufheizung auf die Austenitisierungstemperatur (P 3) von ca. 900° C. Nach einer Haltezeit von ca. 7 Minuten (P 4) werden die Nockenwellen auf eine Zwischenstufenvergütungstemperatur von ca. 300° C schnell abgekühlt (P 5) und auf dieser Temperatur (siehe strichpunktierten Kurvenverlauf) ca. 2 1/2 Std. gehalten (P 7). Durch die kurze Haltezeit bei hohen Temperaturen wird erreicht, daß die Karbide im Gußstück, wie sie beim Schalenhartguß erzeugt wurden, noch im wesentlichen unzersetzt erhalten bleiben, während andererseits durch den Vorwärmeproze bei ca. 600° C (P 1 - P 2) die Voraussetzung für eine im wesentlichen vollständige Umwandlung in Austenit während dieser kurzen Haltezeit gegeben ist.
  • Am Ende der Wärmebehandlung (nach P 7) wird die Nockenwelle an der Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • Die Figur stellt im Bereich von P 5 bis P 6, d.h. bei dem Verfahrensschritt der Abschreckung, eine Variante dar, bei der die Temperatur des Warmbades zunächst ca. 50° C unterhalb von der danach eingehaltenen Warmbadtemperatur gewählt wird. Die Vorteile hierbei sind zum einen die Möglichkeit der besseren Ausnutzung des Badinhaltes beim Abschrecken, da ein relativ kleines Verhältnis der Wärmekapazität des Bades zu der Wärmekapazität der darin einzubringenden Gußteile und damit auch ein relativ kleines Badvolumen gewählt werden kann. Dies bringt nicht nur kleinere Anlagenkosten mit sich, sondern vermindert auch die Energiekosten der Anlage, da ein wesentlich reduzierter Badinhalt auf die entsprechende Nachbehandlungstemperatur oder Zwischenstufenvergütungstemperatur gebracht werden muß. Außerdem läßt sich bei dieser Verfahrensführung noch erreichen, daß eine erhöhte Bildung von Kristallisationszentren hervorgerufen wird, was sich in einer feineren Struktur des Gußgefüges auswirkt.
    • Beispiel 2:
  • Das mit dem erfindungsgemäß en Verfahren zu behandelnde Bauteil, hier eine Nockenwelle, kann gleichermaßen anstatt im Schalenhartgußverfahren auch durch ein Umschmelzen einer grau erstarrten Randzone mittels energiereicher Strahlung, hier beispielsweise eines WIG-Brenners, erzeugt werden. Die nachfolgende Wärmebehandlung entsprach der Vorgehensweise gemäß dem Ausführungsbeispiel 1.
    • Beispiel 3:
  • Bei diesem Ausführungsbeispiel wurde der Gußeisenlegierung eine Kombination von Legierungselementen zugegeben, nämlich 1,2 % Nickel, 1 % Molybdän und 0,7 % Kupfer. Die Nockenwelle wurde in an sich bekannter Weise im Schalenhartgußverfahren gegossen, ohne daß beim Abkühlen und Erstarren der Schmelze eine besondere Temperaturführung aufgezwungen wurde. Durch den gezielten Einsatz der Legierungsbestandteile wurde eine solche Verschiebung der Phasen-Umwandlungskurven im kontinuierlichen Zeit-/Temperaturdiagramm zu längeren Umwandlungszeiten erreicht, daß in den Randzonen wiederum im wesentlichen Ledeburit mit bainitischer Matrix erhalten wurde.
    • Beispiel 4:
  • In diesem Ausführungsbeispiel wurden Nockenwellen entsprechend dem Beispiel 3 hergestellt mit dem Unterschied, daß statt der Legierungsbestandteile Nickel, Molybdän und Kupfer lediglich ein Anteil von 2,5 bis 3 Gew. % Wolfram der Gußeisenlegierung zugesetzt wurde.
  • Die Grenzlaufzeiten der gemäß den Beispielen 1 bis 4 hergestellten Nockenwellen und Schlepphebel mit den ledeburitischen Randzonen mit bainitischer Matrix liegen je nach Beanspruchsbedingungen bis zu 30 % über den Werten, die für die gleichen Bauteile mit der gleichen Gußstruktur, aber perlitischer Matrix in den ledeburitischen Randzonen erreichbar sind.

Claims (22)

  1. Verfahren zur Herstellung verschleißfester Gußteile aus einer Gußeisenlegierung unter Verwendung von Gußteilen mit ledeburitischen Randzonen oder Oberflächenbereichen und Graphitausscheidungen in weiteren Bauteilbereichen, wobei die Gußteile zur Umwandlung der Matrix der ledeburitischen Randzonen oder Oberflächenbereiche in Bainit einer Wärmebehandlung unterzogen werden, wobei die Gußteile in einem vorgeschalteten Aufheizprozeß zunächst auf eine Temperatur von ca. 300 bis 700° C aufgeheizt, danach bei einer Austenitisierungstemperatur geglüht und auf eine Zwischenstufentemperatur zu einem solchen Zeitpunkt abgeschreckt werden, zu dem einerseits die Matrix im wesentlichen in Austenit umgewandelt ist und andererseits jedoch die Karbide der Legierung noch im wesentlichen unzersetzt vorliegen.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur während des Vorheizprozesses im Bereich von ca. 550 bis 650° C eingestellt wird.
  3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur beim Vorheizprozeß so lange gehalten wird, bis sich eine im wesentlichen konstante Temperatur über den Gußteilquerschnitt eingestellt hat.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Abschrecken durch Einbringen der Gußteile in ein Warmbad erfolgt.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur des Warmbades 220 bis 450° C beträgt.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Gußteile ca. 0,1 bis 4 Std. im Warmbad behandelt werden.
  7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur des Warmbades im wesentlichen konstant gehalten wird.
  8. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur des Warmbades nach dem Einbringen der Bauteile erhöht wird.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur im Warmbad nach dem Einbringen der Bauteile um ca. 30 bis 100° C erhöht wird.
  10. Verfahren nach einem oder mehreren der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Glühen der Gußteile bei einer Austenitisierungstemperatur von ca. 800 bis 960° C durchgeführt wird.
  11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Austenitisierungstemperatur während ca. 3 bis 10 Minuten gehalten wird.
  12. Verfahren nach einem oder mehreren der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das zu verwendende Gußteil im Schalenhartgußverfahren, gegebenenfalls unter Verwendung von Kühleisen, gegossen ist.
  13. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß Oberflächenbereiche oder gegebenenfalls ganze Randzonen des zu verwendenden Gußteiles mittels energiereicher Strahlung, beispielsweise eines Wolfram-Inertgas-Brenners, eines Lasers oder eines Elektronenstrahls, zu einem ledeburitischen Gefüge umgeschmolzen sind.
  14. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß bei der Umwandlung der Gußmatrix in Austenit ca. 80 % der Carbide oder mehr erhalten bleiben.
  15. Verfahren zur Herstellung von Gußteilen mit ledeburitischen Randzonenbereichen, gekennzeichnet durch die Zugabe von Legierungsbestandteilen zu der Legierung vor dem Gießen in Form der Elemente Vanadin und Wolfram einzeln oder in Kombination, wobei der Anteil des einzelnen Elements jeweils 0,1 bis 5 Gew.% beträgt und wobei die Summe der Anteile der in Kombination enthaltenen Elemente bis zu 10 Gew.% beträgt, welche das Zeit-/Temperaturverhalten in der Weise verändern, daß bei einem an sich im wesentlichen unveränderten Gieß- und Erkaltungsvorgang ledeburitische Oberflächenbereiche oder Randzonen erhalten werden, deren Gußmatrix im wesentlichen Bainit umfaßt.
  16. Verfahren nach Anspruch 15, gekennzeichnet durch die Zugabe von Legierungsbestandteilen zu der Legierung vor dem Gießen in Form der Elemente Bor, Titan, Tellur und Wismut einzeln oder in Kombination, wobei der Anteil des einzelnen der Elemente 0,01 bis 0,2 Gew.% beträgt, welche das Zeit-/Temperaturverhalten in der Weise verändern, daß bei einem an sich im wesentlichen unveränderten Gieß- und Erkaltungsvorgang ledeburitische Oberflächenbereiche oder Randzonen erhalten werden, deren Gußmatrix im wesentlichen Bainit umfaßt.
  17. Verfahren nach Anspruch 15, gekennzeichnet durch die Zugabe von Legierungsbestandteilen zu der Legierung vor dem Gießen in Form der Elemente Kupfer, Nickel und Molybdän einzeln oder in Kombination mit einem jeweiligen Anteil von 0,1 bis 8 Gew.%, wobei bei einer Kombination dieser Elemente die Summe ihrer Anteile bis zu 15 Gew. % beträgt, welche das Zeit-/Temperaturverhalten in der Weise verändern, daß bei einem an sich im wesentlichen unveränderten Gieß- und Erkaltungsvorgang ledeburitische Oberflächenbereiche oder Randzonen erhalten werden, deren Gußmatrix im wesentlichen Bainit umfaßt.
  18. Verschleißfeste Gußteile aus einer Gußeisenlegierung herstellbar nach einem Verfahren gemäß Anspruch 14 mit ledeburitischen Randzonen oder Oberflächenbereichen, gekennzeichnet durch eine überwiegend bainitische Matrix des Ledeburit, welche im wesentlichen graphitfrei ist und in der Fe₃C und/oder Mischkarbide eingebettet sind.
  19. Gußteile nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß die Matrix neben dem Bainit-Anteil Austenit- und/oder Martensit-Anteile umfaßt.
  20. Gußteile nach Anspruch 18 oder 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Gußteilbereiche mit Graphitaussscheidungen letztere vorzugsweise in lamellarer, vermikularer und/oder kugeliger Form enthalten.
  21. Gußteile, herstellbar nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 15 bis 17.
  22. Bauteile für die Ventilsteuerung von Verbrennungsmotoren, insbesondere Nockenwellen und deren Gegenläufer, wie zum Beispiel Hebel oder Stössel, hergestellt nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 14 bis 17.
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