WO2017050464A1 - Bainitisiertes stahlbauteil und verfahren zur herstellung - Google Patents

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WO2017050464A1
WO2017050464A1 PCT/EP2016/067674 EP2016067674W WO2017050464A1 WO 2017050464 A1 WO2017050464 A1 WO 2017050464A1 EP 2016067674 W EP2016067674 W EP 2016067674W WO 2017050464 A1 WO2017050464 A1 WO 2017050464A1
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carbon
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Laszlo Hagymasi
Thomas Waldenmaier
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Robert Bosch Gmbh
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Definitions

  • the present invention relates to a component made of a carbon-containing steel, which has a bainitic microstructure at least in one edge region, and to methods for producing such a component.
  • a steel is a metallic material whose mass fraction of iron is greater than that of any other element and which contains up to 2 mass% of carbon. Most steels contain, in addition to carbon, at least one other metallic alloying element which imparts advantageous properties, such as temperature resistance or resistance to certain mechanical stresses.
  • the hardness of a steel can be significantly increased by its
  • Production processes are known, for example, from DE 10 2004 034 077 A1 and from WO 2001/049 888 A1. Said transformation of the microstructure is called "bainitizing" whereby the steel is at least partially converted into an austenitic phase by heating to a first temperature and then by holding at a second temperature which is between the first temperature and the martensite start temperature of the steel. held.
  • a component made of a metallic material which, in addition to iron as base metal, contains at least one further metallic alloying element as well as carbon. At least one edge region of this component has a bainitic microstructure.
  • the metallic material may in particular be a steel.
  • the edge region contains precipitates of a special nitride formed from the further metallic alloying element and nitrogen.
  • This Sonderitrid can also contain carbon, so a
  • This edge region can advantageously be several tenths of a millimeter, for example between 0.1 and 1.2 mm, thick. But it can also be several millimeters thick and in particular be similar thick as hardened areas that are formed during case hardening.
  • Microstructure starts faster and progresses faster.
  • Carbon, but also the other metallic alloying element delays both the start and the progress of bainite formation.
  • the other metallic alloying element is bound in a special nitride and no longer dissolved in the iron matrix, it does not have this effect. This effect is so great that the conversion starts even faster then and
  • the metallic material contains, for example, between 0.3 and 0.9 percent by mass carbon and / or if the metallic material contains, for example, between 0.5 and 5 percent by mass chromium as a further metallic alloying element.
  • Alloy element could theoretically be eliminated by dispensing with this alloying element. But then the material would lose the advantageous properties that gives him this alloying element.
  • the inventors have recognized that at least in a further arranged in the interior of the component core area, adjacent to the edge region, the advantageous caused by the further metallic alloy element
  • the inventors have further recognized that it is advantageous to control very precisely, to which depth inside the component the special nitride is formed. For example, nitrogen can be introduced only to a certain depth in the interior of the component.
  • edge region can be defined and delimited from the remaining volume of the component.
  • edge region which has a different microstructure than the remaining volume of the component.
  • the component becomes mechanical from the outside
  • Core area may also contain a bainitic structure fraction.
  • edge area in a particularly advantageous
  • Embodiment of the invention be acted upon by its interface to the core area with a compressive residual stress. Due to this synergistic effect between the edge region and the core region, the fatigue strength of the component is higher than it would be if the complete volume of the component were bainitic.
  • the core region has a lower content of carbon than the edge region.
  • the core region may, for example, have a carbon content which is 3 to 4 times lower than the edge region.
  • the further metallic alloying element comprises at least one element from the group formed by molybdenum, chromium, vanadium, niobium and aluminum.
  • Molybdenum improves the strength of the material under high-speed loading, such as components used in engines.
  • Chromium increases the strength and hardness of the material.
  • Vanadium increases the toughness of the material, especially in conjunction with chromium.
  • it is precisely molybdenum, chromium, vanadium, niobium and aluminum that can be easily converted into special nitrides, so that the aforementioned advantageous
  • the component has an edge region with a bainitic microstructure
  • this generally has the advantage that the metallic material is lower with further can be alloyed with metallic alloying elements: that portion of the material hardness already provided by the bainitic microstructure does not have to be supplied by the further metallic alloying element a second time.
  • the range of usable carbon contents is advantageously increased.
  • the content of the metallic material of carbon may be from 0.15 to 0.3
  • Mass percent be increased to 0.6 to 0.8 mass percent.
  • hardnesses between 650 and 750 hardness Vickers (HV) can be achieved.
  • HV hardness Vickers
  • the special nitride can be implemented on the finished component, for example
  • Microstructure of the component first by heating to a temperature Ti at least partially converted into an austenitic phase.
  • a temperature T 2 which is between the martensite start temperature T 4 of the metallic material of the component and the temperature Ti, the bainitic
  • the holding at the temperature T 2 is preferably carried out after heating to the temperature Ti, so that the austenitic phase is available as a starting material for the formation of bainitic microstructure in the edge region.
  • a nitrogen-containing gas is initially introduced at the edge region of the component, and at least one special nitride is formed from the nitrogen in conjunction with the further metallic alloying element.
  • the introduced nitrogen penetrates into the edge region of the component by way of diffusion.
  • the depth to which a special nitride forms can be exactly be set.
  • the manipulated variables for the diffusion are in particular the nitrogen supply, the temperature and the duration of time for which the nitrogen is offered.
  • the nitrogen-containing gas is introduced before the component has reached the temperature Ti.
  • the component can be nitrided to the temperature Ti before it is heated up.
  • a conventionally nitrided component can be further refined by bainitizing in retrospect.
  • a plant for bainitizing can be optimized so that it can quench the component particularly quickly and severely, without having to change anything in the separate plant for nitriding and possibly compromise with regard to the properties of the nitriding result.
  • Components that are refined by bainitizing are typically lower alloyed than components refined by nitriding.
  • Microstructure accelerate, while nitriding layers of nitrided components typically have a nitrogen content of several mass percent.
  • the special nitride formed during nitriding accelerates the bainitic transformation of the peripheral region as described above; In this respect, it only makes a small difference whether the special nitride is already present at the temperature Ti before the heating up, or that Ti is formed only after the heating up to this temperature.
  • the nitrogen-containing gas is introduced after the component has reached the temperature Ti. If it is important to treat a batch with a plurality of components in an identical manner, then in particular the temperature Ti can be made uniform over all components of the batch before the nitrogen-containing gas is introduced.
  • the nitrogen-containing gas may comprise pure nitrogen. However, the nitrogen may also be bound, for example, in ammonia or an amine. Such compounds dissociate thermally, and the liberated nitrogen then diffuses into the edge region. This intermediate step of
  • Dissociation introduces additional degrees of freedom for the control of the process.
  • the compounds mentioned can dissociate at lower temperatures than pure molecular nitrogen.
  • a carbon-containing gas is presented at the edge region, and carbon is transferred from this gas into the edge region of the component.
  • the steel can thus be further carburized just in the edge region in which the bainitic structure is to be formed.
  • the core region inside the component can then stand out in particular from the edge region in that it contains significantly less carbon. This can be achieved in particular that the
  • Microstructure of the core region completely transforms from austenite to a mixture of ferrite, pearlite, and / or martensite before beginning to transform the edge region.
  • delayed a high Carbon content both the beginning and the progress of the transformation a lower carbon content in the core area thus leads to an earlier and faster conversion of the core area compared to the peripheral area. If the core region has already been completely converted before the transformation of the edge region starts, then the compressive residual stresses which are advantageous for the fatigue strength are advantageously maximized in the edge region.
  • the carbonaceous gas advantageously comprises one or more gases from the group formed by acetylene, ethylene, carbon monoxide, natural gas, propane, propene, methane, methanol, cyclohexane and cyclopentane.
  • Carbon donor gases can be used in particular in a further particularly advantageous embodiment of the invention, in which the
  • Edge region of the component for the formation of the special nitride is carbonitriert with simultaneous transfer of carbon in the edge region of the component.
  • acetylene ethylene
  • propane propene
  • methane methane
  • Cyclohexane, cyclopentane and mixtures thereof are particularly good for carburizing in the low-pressure carbonitriding of the edge region of the component, which works starting from a high vacuum as a base pressure with process gas pressures of a few tens of mbar.
  • Carbon monoxide, natural gas, propane, propene, methane, methanol and mixtures thereof are particularly suitable for carburizing in the gas carbonitriding of the edge region of the component, which starts from atmospheric pressure as the base pressure.
  • a gas may be presented which contains both carbon and nitrogen.
  • a nitrogen-containing gas and a gas containing carbon may be introduced one after the other in separate embroidering and carburizing phases.
  • the temperature of the component is lowered before holding at the temperature T 2 below the martensite start temperature T 4 of the metallic material of the component. This creates nuclei for the formation of the bainitic microstructure.
  • a large part of the edge region can be stably converted at the temperature T 2 before the remainder of the edge region is converted at the temperature T 3 .
  • the transition from the temperature Ti to the holding temperature T 2 can be effected in particular by quenching.
  • the temperature In the time-temperature transformation diagram, in which the temperature is plotted against time, there are also temperature ranges above the temperatures which can be used for the bainitic transformation, in which an austenitic microstructure is converted into a ferritic or pearlitic microstructure.
  • the temperature of the edge region should have dropped below the areas where a ferritic or pearlitic microstructure is formed before this undesirable transformation has begun.
  • the thickness of the component is chosen so that adjusts the most homogeneous temperature anywhere in the component in a practical time.
  • Figure 1 is a schematic representation of the alloy composition of
  • Edge region 3 and core region 5 of a component 1 according to the invention Edge region 3 and core region 5 of a component 1 according to the invention.
  • FIG. 2 shows the formation of the boundary layer with bainitic structure without (FIG. 2a) and with (FIG. 2b) special nitride 4 in the edge region 3.
  • Figure 3 Course of temperature T and pressure p of the gas 6 as functions of the time t in a further embodiment of the method.
  • Figure 1 illustrates schematically the alloy composition of a component 1 according to the invention and in particular the change of these
  • the metallic material 2 of the component 1 comprises iron as
  • Base metal 2a which has a greater mass fraction of the metallic material 2 than any other element.
  • the metallic material 2 additionally contains a further metallic alloying element 2b and carbon 2c.
  • a gas 6 which contains both further carbon 2c and nitrogen 2d is introduced into a treatment chamber at elevated temperature. This can be done in particular while the metallic material 2 is in the austenitic phase, that is to say preferably at the temperature Ti.
  • the gas 6 can also be introduced during quenching to the temperature T 2 , but the diffusion rate of both carbon 2 c decreases also of nitrogen 2d in the edge region 3 of the component 1 with decreasing temperature T disproportionately.
  • the diffusion of nitrogen 2d to the edge region 3 of the component 1 is designated by the reference numeral 7.
  • the diffusion of additional carbon 2 c into the edge region 3 of the component 1 is designated by the reference numeral 8.
  • the further metallic alloying element 2b and the nitrogen 2d combine within the edge region 3 of the component 1 to the special nitride 4.
  • Edge region 3 of the component 1 is thus carbonitrided by the gas 6.
  • the Sonderitrid 4 has the effect that the conversion of the edge portion 3 of the component 1 to a bainitic microstructure starts earlier and progresses faster than if the same amount of the additional alloying element 2b free in the edge region 3 of the component 1 would be solved.
  • the core region 5 of the component 1, which has not been carbonitrided by the gas 6, is already in a mixture of ferrite, pearlite, bainite and martensite converted before the bainitic transformation of the edge portion 3 of the component 1 begins.
  • Edge region 3 and the core region 5 of the component 1 thus form in the edge region 3 of the component 1 compressive stresses 32, the
  • Figure 2a is a time-temperature conversion diagram for not
  • Carbonitrided metallic material 2 which is known under the name 18CrNiMo7- 6. This metallic material 2 used in creating the time-temperature conversion graph contained 0.16
  • the temperature T is plotted against a scale of the time t which proceeds logarithmically from left to right. In the plane defined by temperature T and time t, different areas are delimited with dotted lines. It is labeled with circled letters, which phase at the respective
  • Temperature T is formed at the respective time t.
  • the zero point of the time scale is at the time when the quenching begins from the temperature Ti.
  • A denotes austenite
  • M denotes martensite
  • F denotes ferrite
  • P denotes perlite
  • B denotes bainite.
  • the solid curve indicates the time-temperature profile to which the component 1 is subjected.
  • the component 1 is first quenched from the temperature Ti at which the austenitic phase was formed to the holding temperature T 2 in order to avoid the areas in the graph in which ferrite and pearlite would form in the edge region 3 of the component 1 ,
  • the temperature Ti is 870 ° C
  • the martensite start temperature T 4 is 395 ° C. Only after about 10,000
  • the curve leaves the area labeled B, indicating that virtually all of the component 1 has been converted to a bainitic microstructure. Since the edge region 3 of the component 1 was not enriched with nitrogen 2d or carbon 2c, the difference
  • FIG. 2b is a first approximation of the time-temperature conversion diagram for the material studied in FIG. 2a after it has been carbonitrided in the austenitic phase at the temperature Ti to form precipitates of the special nitride 4.
  • the temperature Ti for the transformation into austenitic Phase has dropped slightly to 860 ° C here.
  • the martensite start temperature T 4 has dropped significantly to 290 ° C.
  • the bainitic transformation of the edge region 3 of the component 1 begins somewhat later than in FIG. 2 a, namely after about 80 seconds after 6 seconds. For this, the bainitic transformation of the edge region 3 of the component 1 proceeds much faster than in FIG. 2a.
  • the complete edge area 3 is already after less than 5000
  • the content of carbon 2 c in the metallic material 2 is increased from 0.16 mass percent to 0.5 mass percent in FIG. 2 b. However, this only applies to the edge region 3 of the component 1. Alone by this
  • the core region 5 of the component 1 is distinguished from the edge region 3 of this component 1 so that it is already completely converted at the beginning of the bainitic transformation of the edge portion 3 of the component 1.
  • FIG. 3 clarifies the process control in a further exemplary embodiment of the method according to the invention.
  • the pressure p of the gas 6 (left scale) and the temperature T (right scale) are plotted in each case
  • Treatment chamber in which a batch of identical components 1 is treated from a metallic material 2, over the time t.
  • the metallic material 2 is 18CrNiMo7-6.
  • the components 1 are first heated under high vacuum as a base pressure to the temperature Ti, here 870 ° C, and the temperature within the batch is uniformed (phase a). Subsequently, the components 1 are carbonitrided at the temperature Ti (phase b)
  • the low-pressure carbonitriding (phase b) comprises three stick-on phases c1, c2 and c3 and three carburizing phases el, e2 and e3. This change the
  • a diffusion phase d1, d2, d3, d4, d5 or d6 takes place, in which the treatment chamber is evacuated and / or with an inert gas, such as nitrogen 2d or argon, is rinsed.
  • an inert gas such as nitrogen 2d or argon
  • Nitrogen 2d behaves in this context as an inert gas, since molecular nitrogen 2d is not reactive even at the highest temperature Ti; from about 1040 ° C, molecular nitrogen decomposes 2d on a steel surface in
  • the components 1 remain at the temperature Ti for a total of about 6 hours. After the last diffusion phase d6, the components 1 are quenched to a first holding temperature T 2 of 230 ° C. (phase f). Set for this
  • Nitrogen 2d behaves here again inert because the holding temperature T 2 is far below the temperature of about 1040 ° C, from the molecular nitrogen 2d in appreciable
  • the temperature T 2 is lower than the martensite start temperatures T 4 drawn in FIGS. 2 a and 2 b for the same metallic material 2. Since the edge region 3 of the components 1 is carburized to approximately 0.8% by mass of carbon in each case Martensite start temperature T 4 compared to Figures 2a and 2b significantly reduced.
  • the components 1 are kept at the temperature T 2 for the duration of a first bainitization phase gl. Subsequently, the components 1 are heated to a second holding temperature T 3 of 280 ° C. For the duration of a second

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Abstract

Bauteil (1) aus einem metallischen Werkstoff (2), welcher neben Eisen als Basismetall (2a) mindestens ein weiteres metallisches Legierungselement (2b) sowie Kohlenstoff (2c) enthält, wobei mindestens ein Randbereich (3) des Bauteils (1) eine bainitische Gefügestruktur aufweist, wobei der Randbereich (3) Ausscheidungen eines aus dem weiteren metallischen Legierungselement (2b) und Stickstoff (2d) gebildeten Sondernitrids (4) enthält. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils (1), wobei die Gefügestruktur des Bauteils (1) durch Aufheizen auf eine Temperatur T1 zumindest teilweise in eine austenitische Phase überführt wird und wobei durch Halten bei einer Temperatur T2, die zwischen der Martensit- Starttemperatur T4 des metallischen Werkstoffs (2) des Bauteils (1) und der Temperatur T1 liegt, die bainitische Gefügestruktur im Randbereich (3) gebildet wird, wobei am Randbereich (3) des Bauteils (1) ein Stickstoff (2d) enthaltendes Gas (6) vorgelegt wird und aus dem Stickstoff (2d) in Verbindung mit dem weiteren metallischen Legierungselement (2b) mindestens ein Sondernitrid (4) gebildet wird.

Description

Beschreibung Titel:
BAINITISIERTES STAHLBAUTEIL UND VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Bauteil aus einem kohlenstoffhaltigen Stahl, das mindestens in einem Randbereich eine bainitische Gefügestruktur aufweist, sowie Verfahren zur Herstellung eines solchen Bauteils.
Stand der Technik
Ein Stahl ist ein metallischer Werkstoff, dessen Massenanteil an Eisen größer als der jeden anderen Elements ist und der bis zu 2 Massenprozent Kohlenstoff enthält. Die meisten Stähle enthalten neben Kohlenstoff mindestens ein weiteres, metallisches Legierungselement, das ihnen vorteilhafte Eigenschaften verleiht, wie beispielsweise Temperaturbeständigkeit oder Festigkeit gegenüber bestimmten mechanischen Beanspruchungen.
Die Härte eines Stahls kann deutlich gesteigert werden, indem dessen
Gefügestruktur ganz oder teilweise in eine bainitische Gefügestruktur
umgewandelt wird. Bauteile aus bainitischen Stählen und zugehörige
Herstellungsverfahren sind beispielsweise aus der DE 10 2004 034 077 AI sowie aus der WO 2001/049 888 AI bekannt. Besagte Umwandlung der Gefügestruktur wird„Bainitisieren" genannt. Dabei wird der Stahl durch Aufheizen auf eine erste Temperatur zumindest teilweise in eine austenitische Phase überführt und anschließend durch Halten bei einer zweiten Temperatur, die zwischen der ersten Temperatur und der Martensit- Starttemperatur des Stahls liegt, gehalten.
Je höher der Kohlenstoffanteil des Stahls ist, desto größer ist die Steigerung der Härte, die durch das Bainitisieren erzielt werden kann. Allerdings dauert es mit steigendem Kohlenstoffgehalt auch wesentlich länger, bis die Umwandlung in eine bainitische Gefügestruktur einsetzt, und diese Umwandlung schreitet auch deutlich langsamer voran. Der hohe Zeitbedarf macht bainitische Stähle und aus ihnen hergestellte Bauteile teurer. Offenbarung der Erfindung
Im Rahmen der Erfindung wurde ein Bauteil aus einem metallischen Werkstoff entwickelt, welcher neben Eisen als Basismetall mindestens ein weiteres metallisches Legierungselement sowie Kohlenstoff enthält. Mindestens ein Randbereich dieses Bauteils weist eine bainitische Gefügestruktur auf. Der metallische Werkstoff kann insbesondere ein Stahl sein.
Erfindungsgemäß enthält der Randbereich Ausscheidungen eines aus dem weiteren metallischen Legierungselement und Stickstoff gebildeten Sondernitrids. Dieses Sondernitrid kann zusätzlich auch Kohlenstoff enthalten, also ein
Carbonitrid sein. Dieser Randbereich kann vorteilhaft mehrere Zehntel Millimeter, beispielsweise zwischen 0,1 und 1,2 mm, dick sein. Er kann aber auch mehrere Millimeter dick sein und insbesondere ähnlich dick sein wie gehärtete Bereiche, die beim Einsatzhärten gebildet werden.
Überraschenderweise hat die Bildung von Ausscheidungen aus dem Sondernitrid die Wirkung, dass die Umwandlung des Randbereichs in die bainitische
Gefügestruktur sowohl schneller startet als auch schneller voranschreitet.
Dadurch kann bei der Herstellung des Bauteils sehr viel Zeit eingespart werden. Die Erfinder haben erkannt, worauf dies zurückzuführen ist: Nicht nur der
Kohlenstoff, sondern auch das weitere metallische Legierungselement verzögert sowohl den Start als auch den Fortschritt der Bainitbildung. Ist das weitere metallische Legierungselement hingegen in einem Sondernitrid gebunden und nicht mehr in der Eisenmatrix gelöst, hat es diese Wirkung nicht. Dieser Effekt ist so groß, dass die Umwandlung auch dann noch schneller startet und
voranschreitet, wenn zugleich der Gehalt an Kohlenstoff deutlich erhöht wird. Er ist besonders ausgeprägt, wenn der metallische Werkstoff beispielsweise zwischen 0,3 und 0,9 Massenprozent Kohlenstoff enthält und/oder wenn der metallische Werkstoff beispielsweise zwischen 0,5 und 5 Massenprozent Chrom als weiteres metallisches Legierungselement enthält. Die Verzögerung der Bainitbildung durch das weitere metallische
Legierungselement ließe sich theoretisch auch durch einen Verzicht auf dieses Legierungselement eliminieren. Dann aber würde der Werkstoff die vorteilhaften Eigenschaften, die ihm dieses Legierungselement verleiht, verlieren. Die Erfinder haben erkannt, dass mindestens in einem weiter im Inneren des Bauteils angeordneten Kernbereich, an den der Randbereich angrenzt, die durch das weitere metallische Legierungselement hervorgerufenen vorteilhaften
Eigenschaften erhalten bleiben. Zugleich ist im Randbereich durch die Bindung dieses weiteren metallischen Legierungselements in einem Sondernitrid selektiv die verzögernde Wirkung dieses Legierungselements auf die Bainitbildung ausgeschaltet.
Die Erfinder haben weiterhin erkannt, dass es sich vorteilhaft sehr genau steuern lässt, bis in welche Tiefe im Inneren des Bauteils das Sondernitrid gebildet wird. Beispielsweise kann Stickstoff nur bis in eine bestimmte Tiefe im Inneren des Bauteils eingebracht werden. Die erfindungsgemäße Lehre, das weitere metallische Legierungselement im Randbereich des Bauteils in einem
Sondernitrid zu binden, beschleunigt also nicht nur die Herstellung des Bauteils. Vielmehr wird eine zusätzliche Stellgröße geschaffen, über die der Randbereich definiert und vom restlichen Volumen des Bauteils abgegrenzt werden kann. Bei einem herkömmlichen, schmelzmetallurgisch hergestellten Bauteil hingegen lässt sich kein Randbereich festlegen, der eine andere Gefügestruktur aufweist als das restliche Volumen des Bauteils.
In einer besonders vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung grenzt der
Randbereich an einen weiter im Inneren des Bauteils angeordneten Kernbereich an, der einen ferritischen, perlitischen und/oder martensitischen Gefügeanteil enthält. Typischerweise wird das Bauteil von außen her mechanisch
beansprucht, so dass die Härtung des Randbereichs durch Bainitisieren am wichtigsten ist. Der Zeitaufwand, der für die Umwandlung des kompletten Volumens des Bauteils notwendig wäre, kann eingespart werden. Der
Kernbereich kann auch einen bainitischen Gefügeanteil enthalten. Darüber hinaus kann der Randbereich in einer besonders vorteilhaften
Ausgestaltung der Erfindung über seine Grenzfläche zum Kernbereich mit einer Druckeigenspannung beaufschlagt sein. Durch diesen Synergieeffekt zwischen dem Randbereich und dem Kernbereich ist die Schwingfestigkeit des Bauteils höher als sie wäre, wenn das komplette Volumen des Bauteils bainitisch wäre.
Vorteilhaft weist der Kernbereich einen geringeren Gehalt an Kohlenstoff auf als der Randbereich. Der Kernbereich kann beispielsweise einen 3- bis 4-fach geringeren Kohlenstoffgehalt aufweisen als der Randbereich. Der
vergleichsweise hohe Kohlenstoffgehalt im Randbereich kann dann optimal genutzt werden, um die bainitische Gefügestruktur zu bilden, während im Kernbereich mit einer anderen Gefügestruktur mögliche Nachteile durch einen zu hohen Kohlenstoffgehalt, wie z.B. eine Versprödung, vermieden werden.
Vorteilhaft umfasst das weitere metallische Legierungselement mindestens ein Element aus der Gruppe, die durch Molybdän, Chrom, Vanadium, Niob und Aluminium gebildet ist. Diese Legierungselemente vergüten den Werkstoff in besonderem Maße. Molybdän verbessert die Festigkeit des Werkstoffs bei Schnellarbeitsbelastung, etwa bei Bauteilen, die in Motoren zum Einsatz kommen. Chrom erhöht die Festigkeit und Härte des Werkstoffs. Vanadium erhöht die Zähigkeit des Werkstoffs, insbesondere in Verbindung mit Chrom. Zugleich lassen sich gerade Molybdän, Chrom, Vanadium, Niob und Aluminium gut in Sondernitride umwandeln, so dass die genannten vorteilhaften
Eigenschaften dieser Legierungselemente genutzt werden können, ohne dass dies mit einer Verzögerung der Bainitbildung erkauft werden muss. Gegenüber einem Bauteil nach bisherigem Stand der Technik, das auf Grund der gestellten mechanischen und/oder thermischen Anforderungen einen bestimmten Gehalt an Molybdän, Chrom, Vanadium, Niob und/oder Aluminium enthält, lässt sich ein erfindungsgemäßes Bauteil mit dem gleichen Gehalt an diesen
Legierungselementen wesentlich schneller herstellen, weil die bisher
unvermeidliche Verzögerung der Bainitbildung durch die Bindung dieser Legierungselemente in einem Sondernitrid ausgeschaltet ist.
Hat das Bauteil einen Randbereich mit einer bainitischen Gefügestruktur, so hat dies generell den Vorteil, dass der metallische Werkstoff niedriger mit weiteren metallischen Legierungselementen legiert sein kann: Denjenigen Anteil der Werkstoffhärte, den bereits die bainitische Gefügestruktur liefert, muss das weitere metallische Legierungselement kein zweites Mal liefern. Zugleich ist die Bandbreite an nutzbaren Kohlenstoffgehalten vorteilhaft erhöht. Beispielsweise kann der Gehalt des metallischen Werkstoffs an Kohlenstoff von 0,15 bis 0,3
Massenprozent auf 0,6 bis 0,8 Massenprozent angehoben sein. Dabei können beispielsweise Härten zwischen 650 und 750 Härtevickers (HV) erreicht werden. Bei vergleichbaren mechanischen Leistungsdaten kann das Bauteil also aus einem preiswerteren metallischem Werkstoff gefertigt werden, als wenn es keinen bainitischen Randbereich hätte.
Das Sondernitrid lässt sich am fertigen Bauteil beispielsweise durch
Diffraktometrie in Verbindung mit einer Gefügebeurteilung nachweisen. Alternativ lässt sich, beispielsweise durch Glimmentladungsspektroskopie, Stickstoff im Randbereich nachweisen. Dieser kann überwiegenderweise nur aus dem
Sondernitrid stammen.
Im Rahmen der Erfindung wurde ein Verfahren zur Herstellung eines
erfindungsgemäßen Bauteils entwickelt. Bei diesem Verfahren wird die
Gefügestruktur des Bauteils zunächst durch Aufheizen auf eine Temperatur Ti zumindest teilweise in eine austenitische Phase überführt. Durch Halten bei einer Temperatur T2, die zwischen der Martensit- Starttemperatur T4 des metallischen Werkstoffs des Bauteils und der Temperatur Ti liegt, wird die bainitische
Gefügestruktur im Randbereich gebildet. Dabei erfolgt das Halten bei der Temperatur T2 vorzugsweise nach dem Aufheizen auf die Temperatur Ti, damit die austenitische Phase als Ausgangsmaterial für die Ausbildung der bainitischen Gefügestruktur im Randbereich zur Verfügung steht.
Erfindungsgemäß wird am Randbereich des Bauteils ein Stickstoff enthaltendes Gas vorgelegt, und aus dem Stickstoff wird in Verbindung mit dem weiteren metallischen Legierungselement mindestens ein Sondernitrid gebildet.
Analog zum Nitrieren dringt der vorgelegte Stickstoff im Wege der Diffusion in den Randbereich des Bauteils ein. Mit den Stellgrößen, die diese Diffusion kontrollieren, kann die Tiefe, bis in die sich ein Sondernitrid bildet, genau eingestellt werden. Damit kann durch die Prozessführung der Randbereich vom Rest des Bauteils, insbesondere von einem Kernbereich mit anderer
Gefügestruktur, abgegrenzt werden. Als Stellgrößen für die Diffusion sind insbesondere das Stickstoffangebot, die Temperatur sowie die Zeitdauer, für die der Stickstoff angeboten wird, zu nennen.
In einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird das Stickstoff enthaltende Gas vorgelegt, bevor das Bauteil die Temperatur Ti erreicht hat. Insbesondere kann das Bauteil bereits vor dem Aufheizen auf die Temperatur Ti nitriert werden. Es kann beispielsweise ein auf herkömmliche Weise nitriertes Bauteil im Nachhinein durch Bainitisieren weiter veredelt werden. Ein Bauteil durch eine erste Wärmebehandlung zu nitrieren und anschließend durch eine zweite, separate Wärmebehandlung zu bainitisieren hat den Vorteil, dass hierfür getrennte, auf die jeweilige Wärmebehandlung maßgeschneiderte Anlagen verwendet werden können. Beispielsweise kann eine Anlage für das Bainitisieren dahingehend optimiert werden, dass sie das Bauteil besonders schnell und stark abschrecken kann, ohne dass an der hiervon separaten Anlage für das Nitrieren etwas geändert werden und möglicherweise ein Kompromiss in Bezug auf die Eigenschaften des Nitrierergebnisses eingegangen werden muss.
Bauteile, die durch Bainitisieren veredelt werden, sind typischerweise niedriger legiert als Bauteile, die durch Nitrieren veredelt werden. Außerdem kann beispielsweise ein Stickstoffgehalt des Randbereichs zwischen 0,3 und 0,5 Massenprozent bereits ausreichen, um die Bildung der bainitischen
Gefügestruktur zu beschleunigen, während Nitrierschichten nitrierter Bauteile typischerweise einen Stickstoffgehalt von mehreren Massenprozent aufweisen. Trotz dieser Unterschiede beschleunigt das im Rahmen des Nitrierens gebildete Sondernitrid die bainitische Umwandlung des Randbereichs wie vorstehend beschrieben; es macht in dieser Hinsicht nur einen geringen Unterschied, ob das Sondernitrid bereits vor dem Aufheizen auf die Temperatur Ti vorhanden ist oder erst nach dem Aufheizen auf diese Temperatur Ti gebildet wird.
Auch wenn das Bauteil zu Beginn des Verfahrens noch keinen Stickstoff enthält, kann es sinnvoll sein, das Stickstoff enthaltende Gas bereits vorzulegen, bevor das Bauteil die Temperatur Ti erreicht hat. Dies kann eine Zeitersparnis bewirken, insbesondere bei der prototypischen Behandlung einzelner Bauteile, bei der die Vergleichmäßigung der Temperatur Ti innerhalb einer aus mehreren Bauteilen bestehenden Charge eine untergeordnete Rolle spielt. In einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird das Stickstoff enthaltende Gas vorgelegt, nachdem das Bauteil die Temperatur Ti erreicht hat. Sofern es darauf ankommt, eine Charge mit einer Vielzahl von Bauteilen in identischer Weise zu behandeln, kann dann insbesondere die Temperatur Ti über alle Bauteile der Charge vergleichmäßigt werden, bevor das Stickstoff enthaltende Gas vorgelegt wird.
Die Diffusion des Stickstoffs in das Bauteil ist bei der Temperatur Ti am schnellsten. Sie ist prinzipiell auch während des Abschreckens auf die
Temperatur T2 oder bei der Temperatur T2 möglich, läuft dann jedoch deutlich langsamer ab. Auch die Freisetzung des Stickstoffs aus dem Stickstoff enthaltenden Gas ist bei der tieferen Temperatur T2 verlangsamt.
Das Stickstoff enthaltende Gas kann reinen Stickstoff umfassen. Der Stickstoff kann jedoch auch beispielsweise in Ammoniak oder einem Amin gebunden sein. Derartige Verbindungen dissoziieren thermisch, und der freiwerdende Stickstoff diffundiert anschließend in den Randbereich. Dieser Zwischenschritt der
Dissoziation führt weitere Freiheitsgrade für die Steuerung des Prozesses ein. Insbesondere können die genannten Verbindungen bei geringeren Temperaturen dissoziieren als reiner molekularer Stickstoff.
In einer weiteren besonders vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird am Randbereich ein Kohlenstoff enthaltenes Gas vorgelegt, und es wird Kohlenstoff aus diesem Gas in den Randbereich des Bauteils überführt. Der Stahl kann also gerade in dem Randbereich, in dem das bainitische Gefüge gebildet werden soll, weiter aufgekohlt werden. Der Kernbereich im Inneren des Bauteils kann sich dann insbesondere dadurch vom Randbereich abheben, dass er deutlich weniger Kohlenstoff enthält. Damit kann insbesondere erreicht werden, dass die
Gefügestruktur des Kernbereichs sich vollständig von Austenit in eine Mischung aus Ferrit, Perlit und/oder Martensit umwandelt, bevor die Umwandlung des Randbereichs beginnt. Wie eingangs erwähnt, verzögert ein hoher Kohlenstoffgehalt sowohl den Beginn als auch den Fortschritt der Umwandlung; ein geringerer Kohlenstoffgehalt im Kernbereich führt also zu einer früheren und schnelleren Umwandlung des Kernbereichs im Vergleich zum Randbereich. Ist der Kernbereich bereits vollständig umgewandelt, bevor die Umwandlung des Randbereichs startet, so werden die für die Schwingfestigkeit vorteilhaften Druckeigenspannungen im Randbereich vorteilhaft maximiert.
Das kohlenstoffhaltige Gas umfasst vorteilhaft eines oder mehrere Gase aus der Gruppe, die durch Acetylen, Ethylen, Kohlenmonoxid, Erdgas, Propan, Propen, Methan, Methanol, Cyclohexan und Cyclopenthan gebildet ist. Derartige
Kohlenstoffspendergase können insbesondere in einer weiteren besonders vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung eingesetzt werden, in der der
Randbereich des Bauteils zur Bildung des Sondernitrids bei gleichzeitiger Überführung von Kohlenstoff in den Randbereich des Bauteils carbonitriert wird.
Beispielsweise eignen sich Acetylen, Ethylen, Propan, Propen, Methan,
Cyclohexan, Cyclopenthan und Mischungen davon besonders gut zum Aufkohlen bei der Niederdruck-Carbonitrierung des Randbereichs des Bauteils, die ausgehend von einem Hochvakuum als Basisdruck mit Prozessgasdrücken von einigen zehn mbar arbeitet. Kohlenmonoxid, Erdgas, Propan, Propen, Methan, Methanol und Mischungen davon eignen sich besonders zum Aufkohlen bei der Gas-Carbonitrierung des Randbereichs des Bauteils, die von Atmosphärendruck als Basisdruck ausgeht.
Insbesondere kann auch ein Gas vorgelegt werden, das sowohl Kohlenstoff als auch Stickstoff enthält. Es können aber auch ein Stickstoff enthaltendes Gas und ein Kohlenstoff enthaltendes Gas in separaten Aufstick- und Aufkohlphasen nacheinander vorgelegt werden.
In einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird die Temperatur des Bauteils vor dem Halten bei der Temperatur T2 unter die Martensit- Starttemperatur T4 des metallischen Werkstoffs des Bauteils abgesenkt. Dadurch werden Kristallisationskeime für die Bildung der bainitischen Gefügestruktur geschaffen. In einer weiteren vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung wird die Bildung der bainitischen Gefügestruktur nach dem Halten bei der Temperatur T2 bei einer Temperatur T3> die zwischen T2 und der Temperatur liegt, ab der der metallische Werkstoff des Bauteils zumindest teilweise in eine austenitische Phase überführt wird, fortgesetzt. Dabei kann insbesondere ein Großteil des Randbereichs bei der Temperatur T2 stabil umgewandelt werden, bevor der Rest des Randbereichs bei der Temperatur T3 umgewandelt wird.
Der Übergang von der Temperatur Ti zur Haltetemperatur T2 kann insbesondere durch Abschrecken erfolgen. Im Zeit- Temperatur-Umwandlungsdiagramm, in dem die Temperatur über der Zeit aufgetragen ist, gibt es oberhalb der für die bainitische Umwandlung verwendbaren Temperaturen auch Temperaturbereiche, in denen eine austenitische Gefügestruktur in eine ferritische oder perlitische Gefügestruktur umgewandelt wird. Die Temperatur des Randbereichs sollte unterhalb der Bereiche abgesunken sein, in denen eine ferritische oder perlitische Gefügestruktur gebildet wird, bevor diese unerwünschte Umwandlung begonnen hat.
Zur besseren Kontrollierbarkeit des Verfahrens ist es vorteilhaft, wenn die Dicke des Bauteils so gewählt wird, dass sich überall im Bauteil in praktikabler Zeit eine möglichst homogene Temperatur einstellt.
Weitere, die Erfindung verbessernde Maßnahmen werden nachstehend gemeinsam mit der Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand von Figuren näher dargestellt.
Ausführungsbeispiele
Es zeigt:
Figur 1 schematische Darstellung der Legierungszusammensetzung von
Randbereich 3 und Kernbereich 5 eines erfindungsgemäßen Bauteils 1.
Figur 2 Bildung der Randschicht mit bainitischem Gefüge ohne (Figur 2a) und mit (Figur 2b) Sondernitrid 4 im Randbereich 3. Figur 3 Verlauf von Temperatur T und Druck p des Gases 6 als Funktionen der Zeit t bei einem weiteren Ausführungsbeispiel des Verfahrens.
Figur 1 verdeutlicht schematisch die Legierungszusammensetzung eines erfindungsgemäßen Bauteils 1 und insbesondere die Änderung dieser
Zusammensetzung beim Übergang von Kernbereich 5 in den Randbereich 3 des Bauteils 1. Der metallische Werkstoff 2 des Bauteils 1 umfasst Eisen als
Basismetall 2a, das am metallischen Werkstoff 2 einen größeren Massenanteil hat als jedes andere Element. Der metallische Werkstoff 2 enthält zusätzlich ein weiteres metallisches Legierungselement 2b sowie Kohlenstoff 2c.
Zur Bildung des bainitischen Randbereichs 3 des Bauteils 1 wird in einer Behandlungskammer bei erhöhter Temperatur ein Gas 6 vorgelegt, das sowohl weiteren Kohlenstoff 2c als auch Stickstoff 2d enthält. Dies kann insbesondere geschehen, während sich der metallische Werkstoff 2 in der austenitischen Phase befindet, also bevorzugt bei der Temperatur Ti. Das Gas 6 kann auch noch während des Abschreckens auf die Temperatur T2 vorgelegt werden, jedoch nimmt die Diffusionsrate sowohl von Kohlenstoff 2c als auch von Stickstoff 2d in den Randbereich 3 des Bauteils 1 mit sinkender Temperatur T überproportional ab. Die Diffusion von Stickstoff 2d an den Randbereich 3 des Bauteils 1 ist mit dem Bezugszeichen 7 bezeichnet. Die Diffusion weiteren Kohlenstoffs 2c in den Randbereich 3 des Bauteils 1 ist mit dem Bezugszeichen 8 bezeichnet. Das weitere metallische Legierungselement 2b und der Stickstoff 2d verbinden sich innerhalb des Randbereichs 3 des Bauteils 1 zum Sondernitrid 4. Der
Randbereich 3 des Bauteils 1 wird somit durch das Gas 6 carbonitriert.
Wird das Bauteil 1 bei der Temperatur T2 gehalten, so hat das Sondernitrid 4 die Wirkung, dass die Umwandlung des Randbereichs 3 des Bauteils 1 zu einer bainitischen Gefügestruktur früher beginnt und schneller voranschreitet, als wenn die gleiche Menge des zusätzlichen Legierungselements 2b frei im Randbereich 3 des Bauteils 1 gelöst wäre.
Der Kernbereich 5 des Bauteils 1, der nicht durch das Gas 6 carbonitriert worden ist, ist bereits in eine Mischung aus Ferrit, Perlit, Bainit und Martensit umgewandelt, bevor die bainitische Umwandlung des Randbereichs 3 des Bauteils 1 beginnt. Ausgehend von der Grenzfläche 31 zwischen dem
Randbereich 3 und dem Kernbereich 5 des Bauteils 1 bilden sich somit im Randbereich 3 des Bauteils 1 Druckeigenspannungen 32, die die
Schwingfestigkeit des Randbereichs 3 des Bauteils 1 weiter erhöhen.
Figur 2a ist ein Zeit- Temperatur-Umwandlungsschaubild für den nicht
carbonitrierten metallischen Werkstoff 2, der unter der Bezeichnung 18CrNiMo7- 6 bekannt ist. Dieser metallische Werkstoff 2, der beim Erstellen des Zeit- Temperatur-Umwandlungsschaubilds verwendet wurde, enthielt 0,16
Massenprozent Kohlenstoff, 0,32 Massenprozent Silizium, 0,48 Massenprozent Mangan, 0,015 Massenprozent Phosphor, 0,01 Massenprozent Schwefel, 1,65 Massenprozent Chrom, 0,29 Massenprozent Molybdän und 1,5 Massenprozent Nickel. Von Verunreinigungen abgesehen, entfällt der restliche Massenanteil auf Eisen als Basismetall 2a. In Figur 2a ist die Temperatur T über einer von links nach rechts logarithmisch fortschreitenden Skala der Zeit t aufgetragen. In der durch Temperatur T und Zeit t aufgespannten Ebene sind verschiedene Bereiche mit gestrichpunkteten Linien voneinander abgegrenzt. Es ist jeweils mit eingekreisten Buchstaben bezeichnet, welche Phase bei der jeweiligen
Temperatur T zu der jeweiligen Zeit t gebildet wird. Der Nullpunkt der Zeitskala liegt bei dem Zeitpunkt, zu dem das Abschrecken von der Temperatur Ti beginnt. A bezeichnet Austenit, M bezeichnet Martensit, F bezeichnet Ferrit, P bezeichnet Perlit, und B bezeichnet Bainit. Die durchgezogene Kurve gibt das Zeit- Temperatur-Profil an, dem das Bauteil 1 unterzogen wird. Das Bauteil 1 wird zunächst von der Temperatur Ti, bei der die austenitische Phase gebildet wurde, auf die Haltetemperatur T2 abgeschreckt, um den Bereichen im Schaubild aus dem Wege zu gehen, in denen sich Ferrit und Perlit im Randbereich 3 des Bauteils 1 bilden würden. Die Temperatur Ti beträgt 870 °C, die Martensit- Starttemperatur T4 beträgt 395 °C. Erst nach etwa 10000
Sekunden verlässt die Kurve das mit B bezeichnete Gebiet, was anzeigt, dass praktisch das gesamte Bauteil 1 in eine bainitische Gefügestruktur umgewandelt worden ist. Da der Randbereich 3 des Bauteils 1 nicht mit Stickstoff 2d oder Kohlenstoff 2c angereichert wurde, unterscheidet sich die
Legierungszusammensetzung des Kernbereichs 5 des Bauteils 1 nicht von der des Randbereichs 3 dieses Bauteils 1, so dass der Kernbereich 5 nicht vor dem Randbereich 3 des Bauteils 1 umwandeln kann.
Figur 2b beschreit in erster Näherung das Zeit- Temperatur- Umwandlungsschaubild für den in Figur 2a studierten Werkstoff, nachdem dieser in der austenitischen Phase bei der Temperatur Ti carbonitriert wurde unter Bildung von Ausscheidungen aus dem Sondernitrid 4. Die Temperatur Ti für die Überführung in die austenitische Phase ist hier geringfügig auf 860 °C gesunken. Die Martensit- Starttemperatur T4 ist deutlich auf 290 °C gesunken. Bei einer niedrigeren Haltetemperatur T2 als in Figur 2a, die jedoch zugleich noch höher ist als die Martensit- Starttemperatur T4, beginnt die bainitische Umwandlung des Randbereichs 3 des Bauteils 1 zwar noch etwas später als in Figur 2a, nämlich nach etwa 80 Sekunden statt nach 6 Sekunden. Dafür läuft die bainitische Umwandlung des Randbereichs 3 des Bauteils 1 deutlich schneller ab als in Figur 2a. Der komplette Randbereich 3 ist bereits nach weniger als 5000
Sekunden, statt erst nach über 10000 Sekunden, bainitisch umgewandelt. Somit ergibt sich dadurch, dass gemäß der Erfindung vor dem Bainitisieren die
Ausscheidungen aus dem Sondernitrid 4 gebildet wurden, per saldo eine deutliche Zeitersparnis.
Gegenüber Figur 2a ist in Figur 2b der Gehalt an Kohlenstoff 2c im metallischen Werkstoff 2 von 0,16 Massenprozent auf 0,5 Massenprozent gesteigert. Dies betrifft jedoch nur den Randbereich 3 des Bauteils 1. Allein durch diesen
Unterschied im Gehalt an Kohlenstoff 2c wird der Kernbereich 5 des Bauteils 1 dahingehend vom Randbereich 3 dieses Bauteils 1 unterschieden, dass er zu Beginn der bainitischen Umwandlung des Randbereichs 3 des Bauteils 1 bereits vollständig umgewandelt ist.
Figur 3 verdeutlicht die Prozessführung in einem weiteren Ausführungsbeispiel des erfindungsgemäßen Verfahrens. Aufgetragen sind jeweils der Druck p des Gases 6 (linke Skala) sowie die Temperatur T (rechte Skala) in einer
Behandlungskammer, in der eine Charge identischer Bauteile 1 aus einem metallischen Werkstoff 2 behandelt wird, über der Zeit t. Bei dem metallischen Werkstoff 2 handelt es sich um 18CrNiMo7-6. Zu Beginn des Verfahrens werden die Bauteile 1 zunächst unter Hochvakuum als Basisdruck auf die Temperatur Ti, hier 870 °C, aufgeheizt, und die Temperatur innerhalb der Charge wird vergleichmäßigt (Phase a). Anschließend werden die Bauteile 1 bei der Temperatur Ti carbonitriert (Phase b)
Das Niederdruck-Carbonitrieren (Phase b) umfasst drei Aufstickphasen cl, c2 und c3 und drei Aufkohlphasen el, e2 und e3. Dabei wechseln sich die
Aufstickphasen cl, c2 und c3 jeweils mit Aufkohlphasen el, e2 bzw. e3 ab. In jeder Aufstickphase cl, c2 und c3 wird Ammoniak als Stickstoffspendergas mit einem Prozessgasdruck von 20 mbar vorgelegt. In jeder Aufkohlphase el, e2 und e3 wird Acetylen als Kohlenstoffspendergas mit einem Prozessgasdruck von 10 mbar vorgelegt. Unmittelbar nach jeder Aufstickphase cl, c2 und c3 sowie unmittelbar nach jeder Aufkohlphase el, e2 und e3 findet eine Diffusionsphase dl, d2, d3, d4, d5 bzw. d6 statt, in der die Behandlungskammer evakuiert und/oder mit einem Inertgas, wie Stickstoff 2d oder Argon, gespült wird.
Stickstoff 2d verhält sich in diesem Zusammenhang als Inertgas, da molekularer Stickstoff 2d selbst bei der höchsten Temperatur Ti nicht reaktiv ist; erst ab ca. 1040 °C zerfällt molekularer Stickstoff 2d auf einer Stahloberfläche in
signifikantem Umfang.
In den Diffusionsphasen dl-d6 dringt jeweils der in der unmittelbar
vorangegangen Aufstickphase cl, c2, c3 in den Randbereich 3 des Bauteils 1 eingebrachte Stickstoff, bzw. der in der unmittelbar vorangegangenen
Aufkohlphase el, e2, e3 in den Randbereich 3 des Bauteils 1 eingebrachte
Kohlenstoff, tiefer in diesen Randbereich 3 ein.
Die Bauteile 1 verbleiben für insgesamt etwa 6 Stunden auf der Temperatur Ti. Nach der letzten Diffusionsphase d6 werden die Bauteile 1 bis auf eine erste Haltetemperatur T2 von 230 °C abgeschreckt (Phase f). Hierfür stellen ein
Salzbad einerseits und die Hochdruckgasabschreckung mit beispielsweise Stickstoff 2d oder Helium gleichwertige Alternativen dar. Stickstoff 2d verhält sich hier wiederum inert, weil die Haltetemperatur T2 weit unterhalb der Temperatur von ca. 1040 °C liegt, ab der molekularer Stickstoff 2d in nennenswertem
Umfang zerfällt. Die Temperatur T2 ist in diesem Ausführungsbeispiel niedriger als die in den Figuren 2a und 2b für den gleichen metallischen Werkstoff 2 eingezeichneten Martensit- Starttemperaturen T4: Da der Randbereich 3 der Bauteile 1 jeweils auf etwa 0,8 Massenprozent Kohlenstoff aufgekohlt wird, ist die Martensit- Starttemperatur T4 gegenüber den Figuren 2a und 2b deutlich erniedrigt.
Die Bauteile 1 werden für die Dauer einer ersten Bainitisierungsphase gl bei der Temperatur T2 gehalten. Anschließend werden die Bauteile 1 auf eine zweite Haltetemperatur T3 von 280 °C aufgeheizt. Für die Dauer einer zweiten
Bainitisierungsphase g2 werden die Bauteile 1 bei dieser Temperatur T3 gehalten. Beide Bainitisierungsphasen gl und g2 dauern zusammen etwa 3 Stunden.
Nach der zweiten Bainitisierungsphase g2 werden die Bauteile 1 auf
Raumtemperatur abgekühlt und der Behandlungskammer 1 entnommen.

Claims

Ansprüche
1. Bauteil (1) aus einem metallischen Werkstoff (2), welcher neben Eisen als Basismetall (2a) mindestens ein weiteres metallisches Legierungselement (2b) sowie Kohlenstoff (2c) enthält, wobei mindestens ein Randbereich (3) des Bauteils (1) eine bainitische Gefügestruktur aufweist,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Randbereich (3) Ausscheidungen eines aus dem weiteren metallischen Legierungselement (2b) und Stickstoff (2d) gebildeten Sondernitrids (4) enthält.
2. Bauteil (1) nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der
Randbereich (3) an einen weiter im Inneren des Bauteils (1) angeordneten Kernbereich (5) angrenzt, der einen ferritischen, perlitischen und/oder martensitischen Gefügeanteil enthält.
3. Bauteil (1) nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der
Randbereich (3) über seine Grenzfläche (31) zum Kernbereich (5) mit einer Druckeigenspannung (32) beaufschlagt ist.
4. Bauteil (1) nach einem der Ansprüche 2 bis 3, dadurch
gekennzeichnet, dass der Kernbereich (5) einen geringeren Gehalt an
Kohlenstoff (2c) aufweist als der Randbereich (3).
5. Bauteil (1) nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch
gekennzeichnet, dass das weitere metallische Legierungselement (2b) mindestens ein Element aus der Gruppe umfasst, die durch Molybdän, Chrom,
Vanadium, Niob und Aluminium gebildet ist.
6. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils (1) nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Gefügestruktur des Bauteils (1) durch Aufheizen auf eine Temperatur Ti zumindest teilweise in eine austenitische Phase überführt wird und wobei durch Halten bei einer Temperatur T2, die zwischen der Martensit- Starttemperatur T4 des metallischen Werkstoffs (2) des Bauteils (1) und der Temperatur Ti liegt, die bainitische Gefügestruktur im Randbereich (3) gebildet wird,
dadurch gekennzeichnet, dass
am Randbereich (3) des Bauteils (1) ein Stickstoff (2d) enthaltendes Gas (6) vorgelegt wird und aus dem Stickstoff (2d) in Verbindung mit dem weiteren metallischen Legierungselement (2b) mindestens ein Sondernitrid (4) gebildet wird.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass das
Stickstoff (2d) enthaltende Gas (6) vorgelegt wird, bevor das Bauteil (1) die Temperatur Ti erreicht hat.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass das
Bauteil (1) vor dem Aufheizen auf die Temperatur Ti nitriert wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch
gekennzeichnet, dass das Stickstoff (2d) enthaltende Gas (6) vorgelegt wird, nachdem das Bauteil (1) die Temperatur Ti erreicht hat.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 9, dadurch
gekennzeichnet, dass das Gas (6) eines oder mehrere Gase aus der Gruppe umfasst, die durch Stickstoff (2d), Ammoniak und Amine gebildet ist.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch
gekennzeichnet, dass am Randbereich (3) ein Kohlenstoff (2c) enthaltendes Gas (6) vorgelegt und Kohlenstoff (2c) aus diesem Gas (6) in den Randbereich (3) des Bauteils (1) überführt wird.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Gas
(6) eines oder mehrere Gase aus der Gruppe umfasst, die durch Acetylen, Ethylen, Kohlenmonoxid, Erdgas, Propan, Propen, Methan, Methanol,
Cyclohexan und Cyclopentan gebildet ist.
13. Verfahren nach Anspruch 6 und 11, dadurch gekennzeichnet, dass der Randbereich (3) des Bauteils (1) zur Bildung des Sondernitrids (4) bei gleichzeitiger Überführung von Kohlenstoff (2c) in den Randbereich (3) des Bauteils (1) carbonitriert wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 13, dadurch
gekennzeichnet, dass die Temperatur des Bauteils (1) vor dem Halten bei der Temperatur T2 unter die Martensit- Starttemperatur des metallischen Werkstoffs (2) des Bauteils (1) abgesenkt wird.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 14, dadurch
gekennzeichnet, dass die Bildung der bainitischen Gefügestruktur nach dem Halten bei der Temperatur T2 bei einer Temperatur T3, die zwischen T2 und der Temperatur liegt, ab der der metallische Werkstoff (2) des Bauteils (1) zumindest teilweise in eine austenitische Phase überführt wird, fortgesetzt wird.
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