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Dokumentenidentifikation DE19627749C1 03.04.1997
Titel Verfahren zur Behandlung von Formteilen aus einem übereutektoiden mit Chrom niedriglegierten Stahl auf höhere Festigkeit und Duktilität
Anmelder Näckel, Holger, Dipl.-Ing., 09648 Mittweida, DE
Erfinder Näckel, Holger, Dipl.-Ing., 09648 Mittweida, DE
DE-Anmeldedatum 10.07.1996
DE-Aktenzeichen 19627749
Veröffentlichungstag der Patenterteilung 03.04.1997
Veröffentlichungstag im Patentblatt 03.04.1997
IPC-Hauptklasse C21D 1/20
IPC-Nebenklasse C21D 1/32   C21D 1/56   
Zusammenfassung Der Stahl 100 Cr 6 ist nach der Austenitisierung im Temperaturbereich von 570°C bis 500°C zu perlitisieren, wodurch ein feinstlamellares Gefüge entsteht mit 14 nm bis 20 nm dünnen Karbidlamellen, die sich während einer Glühung im Temperaturbereich von 500°C bis Ac1 zu ellipsoidförmigen und kugelförmigen Karbiden verändern und feindispers in der ferritischen Matrix verteilt vorliegen. Die Glühbehandlung kann unterbrochen werden, nachdem wenigstens 70% aller Karbide nahezu ideal kugelförmig sind. Aufgrund dieser Gefügeausbildung und der hohen Karbidmenge ergeben sich Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften, die im oberen Bereich der Eigenschaften von vergüteten höherkohlenstoffhaltigen Vergütungsstählen befindlich sind. Im Gegensatz zum Vergüten besteht jedoch keine Verzugs- und Rißgefahr, so daß dieses Verfahren und dieser Stahl insbesondere bei höherbeanspruchten Formteilen des Maschinen- und Fahrzeugbaus mit komplexen Geometrien und ausgeprägten Querschnittsveränderungen vorteilhaft ist.

Beschreibung[de]

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Behandlung von Formteilen des Maschinen- und Fahrzeugbaus vorzugsweise im Dicken- und Durchmesserbereich bis 16 mm aus einem übereutektoiden mit Chrom niedriglegierten Stahl der Stahlmarke 100 Cr 6 auf höhere Festigkeit und Duktilität, wobei diese Formteile insbesondere komplexe Geometrien und ausgeprägte Querschnittsveränderungen aufweisen können.

Es ist bekannt, daß diese höherfesten und duktilen Formteile des Maschinen- und Fahrzeugbaus wie Wellen, Spindeln, Achsen, Bolzen, Ritzel, Zahnräder und ähnliche Formteile bisher aus Vergütungsstählen mit unterschiedlichen chemischen Zusammensetzungen und maximalen Kohlenstoffgehalten von 0,65% in Gewichtsprozent hergestellt werden, wobei diese Formteile aus den Vergütungsstählen ihre Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften dadurch erhalten, daß sie nach dem Austenitisieren in Wasser oder Öl gehärtet werden, worauf sich das Anlassen im Temperaturbereich zwischen 450°C bis 680°C anschließt (z. B. C. W. Wegst: Nachschlagewerk "Stahlschlüssel" Jahrgang 1992, Seiten 27 bis 31, Verlag Stahlschlüssel Wegst GmbH Marbach). Durch diese Vergütungsbehandlung (Härten und Anlassen) stellt sich in diesen Formteilen ein Gefüge ein, das aus einer ferritischen Matrix besteht, in der feindispers ellipsoidförmige und kugelförmige Karbide verteilt sind. Bei gegebener chemischer Zusammensetzung eines Vergütungsstahles werden die Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften von Formteilen aus diesem Vergütungsstahl durch den Karbidteilchenabstand, durch die Karbidteilchengröße und durch die Karbidteilchenform bestimmt. Diese teilchenbezogenen Parameter können durch die Anlaßtemperatur und durch die Anlaßdauer beeinflußt werden.

Typische Festigkeitseigenschaften der vergüteten Formteile im Dicken- und Durchmesserbereich bis 16 mm sind (C. W. Wegst: Nachschlagewerk "Stahlschlüssel" Jahrgang 1992, Seite 28, Verlag Stahlschlüssel Wegst GmbH Marbach):

Streckgrenze: 350 MPa (C 22) bis 1080 MPa (58 CrV 4),

Zugfestigkeit: 550 MPa (C 22) bis 1570 MPa (58 CrV 4).

Typische Duktilitätseigenschaften der vergüteten Formteile im Dicken- und Durchmesserbereich bis 16 mm sind (C. W. Wegst: Nachschlagewerk "Stahlschlüssel" Jahrgang 1992, Seite 28, Verlag Stahlschlüssel Wegst GmbH Marbach):

Bruchdehnung (Io=5 do): 7% (58 CrV 4) bis 22% (20 Mn 5),

Brucheinschnürung: 20% (C 60) bis 50% (20 Mn 5, Ck 22, 25 CrMo 4).

Durch die Vergütungsbehandlung ergeben sich bei Formteilen und insbesondere bei Formteilen mit komplexen Geometrien und ausgeprägten Querschnittsveränderungen die Probleme des Verzuges und der Rißgefahr aufgrund der Überlagerung von Umwandlungsspannungen und Wärmespannungen während der Abschreckbehandlung in Wasser oder Öl (Härtung). Um diese Problematik des Verzuges und der Rißgefahr während der Abschreckbehandlung in Wasser oder Öl zu entschärfen, müssen spezielle Chargierungsmaßnahmen getroffen werden, um einen allseitigen und gleichzeitigen Kontakt zwischen dem flüssigen Abkühlmedium und der Formteiloberfläche herzustellen. Dieser allseitige und gleichzeitige Kontakt zwischen dem flüssigen Abkühlmedium und der Formteiloberfläche ist notwendig, um eine möglichst gleichmäßige und weiterhin rapide Abkühlung des Formteils zu realisieren. Zur Vermeidung einer ungleichmäßigen und unrapiden Abkühlung des Formteiles während der Abschreckbehandlung in Wasser oder Öl, die zum Verzug des Formteils, zur Rißgefahr und weiterhin zur fehlerhaften Härtung (infolge Dampfhautbildung mit verminderter Abschreckwirkung) führt, ist es ebenfalls notwendig, entweder das Formteil im flüssigen Abkühlmedium oder das flüssige Abkühlmedium selbst heftig zu bewegen (H. Vöge in: "Werkstoffkunde Stahl", Band 2: Anwendungen Jahrgang 1985, Seiten 709 bis 710, Hrsg. Verein Deutscher Eisenhüttenleute, Springer-Verlag Berlin Heidelberg New York Tokyo, Verlag Stahleisen m.b.H. Düsseldorf). Zur Vermeidung von Spannungsrissen muß weiterhin die Oberfläche des zu härtenden Formteiles nahezu fehlerfrei sein (z. B. Vermeidung von Schleifrissen und rauher Formteiloberfläche). Um die Problematik des Verzuges und der Rißgefahr infolge der Abschreckbehandlung in Wasser oder Öl zu entschärfen, ist es außerdem notwendig, spezielle konstruktive Maßnahmen an einem Formteil vorzunehmen (z. B. Vermeidung ausgeprägter Querschnittsveränderungen, die Spannungsspitzen während der Abschreckbehandlung verursachen), welche unter dem Begriff der "wärmebehandlungsgerechten Gestaltung" bekannt sind (z. B. Autorenkollektiv: "Technologie der Wärmebehandlung von Stahl", 2. Auflage Jahrgang 1987, Seite 515, Hrsg. H.-J.Eckstein, Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie Leipzig). Diese Maßnahmen zur Vermeidung des Verzuges und der Härterisse und zur Vermeidung einer fehlerhaften Härtung während der Abschreckbehandlung der Formteile in Wasser oder Öl stellen Mehraufwendungen dar und dies insbesondere bei Formteilen mit komplexen Geometrien und ausgeprägten Querschnittsveränderungen. Neben diesen Nachteilen der konventionellen Vergütungsbehandlung, die sich aus der diesbezüglich geforderten Abschreckbehandlung in Wasser oder Öl ergeben, ist weiterhin insbesondere die Abschreckbehandlung in Öl aus ökonomischen Gründen nachteilig aufgrund der Mehraufwendungen bezüglich der Formteilereinigung nach der Abschreckbehandlung in Öl und aufgrund der Entsorgung der Ölrückstände.

Der im Patentanspruch 1 angegebenen Erfindung liegt das Problem zugrunde, e in breites Spektrum von Formteilen aus Stahl und insbesondere von Formteilen mit komplexen Geometrien und ausgeprägten Querschnittsveränderungen im Dicken- und Durchmesserbereich bis vorzugsweise 16 mm umweltverträglich und wirtschaftlich auf höhere Festigkeit und Duktilität wärmezubehandeln, wobei diese Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften im Bereich der Eigenschaften der vergüteten Vergütungsstähle befindlich sind, ohne daß hierbei bezüglich der Formteile Verzug auftritt, Rißgefahr besteht und ohne daß spezielle Anforderungen an die Gestalt der Formteile und an die Güte der Formteiloberfläche (z. B. Vermeidung von ausgeprägten Rauhigkeiten und Schleifrissen) vor der Behandlung zu stellen sind.

Dieses Problem wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß ein Formteil aus einem übereutektoiden mit Chrom niedriglegierten Stahl (die nach DIN 17350 und DIN 17230 genormte Stahlmarke 100 Cr 6) der chemischen Zusammensetzung in Gewichtsprozent von 0.9% bis 1.1% Kohlenstoff, 0.15% bis 0.35% Silizium, 0.25% bis 0.45% Mangan, ≤0.030% Phosphor ≤0.025% Schwefel, 1.35% bis 1.65% Chrom und dem unvermeidlichen Rest an anderen chemischen Elementen einer Wärmebehandlung unterworfen wird, die im folgenden als B F D-Verfahren bezeichnet wird (Behandlung auf Festigkeit und Duktilität) und die entsprechend Fig. 1 aus Teilschritten besteht, die im folgenden näher beschrieben werden.

In einem ersten Wärmebehandlungsschritt ist das Formteil bei einer Temperatur im Bereich von Accm bis maximal Accm +120 K derartig zu austenitisieren, daß sämtliche Karbide in Lösung gehen, der Austenit eine nahezu homogene Verteilung des Kohlenstoffs und des Chroms aufweist, wobei der Prozeß der Austenitkornvergröberung während der Austenitisierung durch geeignete Haltedauern auf der Austenitisierungstemperatur möglichst zu vermeiden ist.

Im Anschluß an diese Austenitisierung ist das Formteil auf eine Temperatur im Bereich von 570°C bis 500°C mit einer derartigen Abkühlgeschwindigkeit abzukühlen, daß die Abkühlkurve die Perlitumwandlungsstartlinie im kontinuierlichen Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubild nicht schneidet, wobei als Abkühlmedium z. B. ein gasförmiges Medium verwendet werden kann. Maßgeblich für die Ausgestaltung des Abkühlprozesses des Formteiles auf die angegebene Temperatur im Bereich von 570°C bis 500°C ist diesbezüglich die Abkühlkurve und damit die Abkühlgeschwindigkeit im Kernbereich des dicksten Formteilquerschnittes. Durch die derartige Ausgestaltung des Abkühlprozesses des Formteiles ist es möglich, den austenitischen Gefügezustand im gesamten Formteil bis zum Erreichen einer Temperatur im Bereich von 570°C bis 500°C zu erhalten, wobei vereinzelt voreutektoide Karbidausscheidungen im Austenitgefüge als feine, nichtnetzförmige Austenitkorngrenzenausscheidungen nach dieser Abkühlung vorzufinden sind. Vorteilhaft bezüglich der Erhaltung des Austenitzustandes im gesamten Formteil bis zu einer Temperatur im Bereich von 570°C bis 500°C ist hierbei

  • a) die Wirkung des Legierungselementes Chrom, durch das der Umwandlungsbeginn des Austenits in Perlit verzögert wird und
  • b) die Auflösung der Karbide während der Austenitisierung, wodurch sich in den Austenitkörnern keine Karbide befinden, die als Keime die Austenit-Perlit-Umwandlung beschleunigen,


so daß eine nichtschroffe Abkühlung z. B. im gasförmigen Medium zur Anwendung kommen kann.

Nachdem im Kernbereich des dicksten Formteilquerschnittes durch die Abkühlung eine Temperatur im Bereich zwischen 570°C und 500°C erreicht ist, ist der Abkühlprozeß des noch austenitischen Formteiles zu unterbrechen, worauf als zweiter Wärmebehandlungsschritt das isothermische Halten des Formteiles auf einer Temperatur im Bereich zwischen 500°C bis 570°C in einer Wärmebehandlungseinrichtung (z. B. Umwälzofen) durchzuführen ist. Im ersten Teilabschnitt dieses isothermischen Haltens ist der Temperaturausgleich zwischen dem Formteilrand und dem Formteilkern zu realisieren, so daß vor dem Beginn der isothermischen Austenit-Perlit-Umwandlung (Feinstperlitisieren) eine annähernd gleiche Temperatur im gesamten Formteilvolumen gegeben ist. Vorteilhaft ist diesbezüglich

  • c) die Wirkung des Legierungselementes Chrom, das den Umwandlungsbeginn des Austenits in Perlit verzögert,
  • d) die Auflösung der Karbide während der Austenitisierung, wodurch sich in den Austenitkörnern keine Karbide befinden, die als Keime die Austenit-Perlit-Umwandlung beschleunigen und
  • e) der hinsichtlich der Austenit-Perlit-Umwandlung unterste Umwandlungstemperaturbereich, in dem die Diffusionsmöglichkeiten der an der eutektoiden Reaktion beteiligten chemischen Elemente eingeschränkt sind, wodurch sich der Beginn der Austenit-Perlit-Umwandlung verzögert,


womit im angegebenen Temperaturbereich von 500°C bis 570°C und insbesondere im angegebenen Dicken- und Durchmesserbereich bis 16 mm ausreichend Zeit verfügbar ist, um den Temperaturausgleich zwischen dem Rand und dem Kern des Formteils vor dem Perlitisieren zu ermöglichen.

Im zweiten Teilabschnitt des isothermischen Haltens des Formteiles auf einer Temperatur im Bereich zwischen 500°C und 570°C ist die isothermische Austenit-Perlit-Umwandlung (Feinstperlitisieren) durchzuführen. Die geringe isothermische Umwandlungstemperatur in der Perlitstufe im Bereich von 500°C bis maximal 570°C (Feinstperlitisieren) bewirkt, daß das Formteil aus dem angegebenen Stahl ein extrem feinstlamellares perlitisches Gefüge aufweist mit mittleren Karbidlamellendicken im Bereich von 14 nm bis 20 nm, in dem die während der Abkühlung ausgeschiedenen voreutektoiden Karbide nichtnetzförmig als feinste Korngrenzenausscheidungen vorliegen. Vorteilhaft bezüglich des Perlitisierens ist

  • f) die Begrenzung des Kohlenstoffgehaltes auf maximal 1.1 Gewichts-%, durch welche die netzartige Korngrenzenausscheidung der voreutektoiden Karbide während der Formteilabkühlung vermieden wird,
  • g) die Begrenzung des Chromgehalts auf maximal 1.65 Gewichts-%, die es ermöglicht, die vollständige Austenit-Perlit-Umwandlung im angegebenen Umwandlungstemperaturbereich in technisch vertretbarer Zeit zu realisieren, die dem jeweiligen Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubild (ZTU) zu entnehmen ist und
  • h) die Vermeidung des Prozesses der Austenitkornvergröberung während der Austenitisierung infolge der Begrenzung der Austenitisierungstemperatur auf maximal Accm +120 K in Verbindung mit geeigneten Haltedauern auf der Austenitisierungstemperatur, wodurch es möglich ist, die vollständige Austenit-Perlit-Umwandlung im angegebenen Umwandlungstemperaturbereich in technisch vertretbarer Zeit zu realisieren, welche dem jeweiligen Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubild (ZTU) zu entnehmen ist.


Nach der vollständigen Austenit-Perlit-Umwandlung im angegebenen Umwandlungstemperaturbereich ist als dritter Wärmebehandlungsschritt vorzugsweise die isothermische Glühung der extrem feinstlamellaren perlitischen Formteile bei einer Temperatur im Bereich zwischen 500°C bis maximal Ac1 durchzuführen, die es ermöglicht, daß sich die extrem feinstlamellaren perlitischen Karbide mit Karbiddicken im Bereich zwischen 14 nm bis 20 nm zu ellipsoidförmigen und kugelförmigen Karbiden einformen (Globularisation) wie auch die nichtnetzförmigen feinsten voreutektoiden Karbidausscheidungen. Infolge der thermischen Instabilität dieser 14 nm bis 20 nm dicken Karbidlamellen ist die Neigung der Karbidlamellen zur Globularisation während der isothermischen Glühung im angegebenen Temperaturbereich besonders ausgeprägt, was kurze Globularisationsdauern verursacht und dies insbesondere bei Glühtemperaturen im Bereich zwischen 700°C bis maximal Ac1.

Durch diese kurzen Glühdauern und durch die vorteilhafte Wirkung des Chroms (hohe Affinität des Chroms zu Kohlenstoff) ergibt sich keine nennenswerte Karbidteilchenvergröberung, so daß im Ergebnis dieses BFD-Verfahrens mit dem verwendeten Stahl das Formteil gefügemäßig eine ferritische Matrix aufweist mit darin feindispers verteilten ellipsoidförmigen und kugelförmigen Karbidteilchen.

Das nach dem beschriebenen BFD-Verfahren (Fig. 1) behandelte Formteil aus dem angegebenen Stahl weist aufgrund der ellipsoidförmigen und kugelförmigen Karbidteilchengestalt Duktilitätseigenschaften auf, die vergleichbar sind mit den Duktilitätseigenschaften von Formteilen aus vergüteten Vergütungsstählen.

Das nach dem beschriebenen BFD-Verfahren (Fig. 1) behandelte Formteil aus dem angegebenen Stahl weist ellipsoidförmige und kugelförmige Karbidteilchen auf, die in ihren Abmessungen größer sind als die ellipsoidförmigen und kugelförmigen Karbidteilchen, die durch die konventionelle Vergütungsbehandlung erzeugt werden. Ein geringer Karbidteilchenabstand als Voraussetzung für die Realisierung höherfester Werkstoffzustände ist jedoch dadurch gegeben, daß das Formteil aus dem übereutektoiden Stahl 100 Cr 6 gefertigt ist, dessen Karbidmenge wesentlich größer ist als die Karbidmenge in Vergütungsstählen. Durch das BFD-Verfahren mit dem verwendeten Stahl 100 Cr 6 ist es somit möglich, das Formteil dahingehend zu behandeln, daß es Festigkeitseigenschaften aufweist, die dem oberen Festigkeitsbereich von vergüteten höherkohlenstoffhaltigen Vergütungsstählen entsprechen.

Die Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften eines nach dem BFD-Verfahren behandelten Formteiles aus dem Stahl 100 Cr 6 ist bei gegebener chemischer Zusammensetzung des Stahles abhängig vom Karbidteilchenabstand, von der Karbidteilchengröße, der Karbidteilchenform und vom Mengenverhältnis kugelförmige Karbide zu ellipsoidförmige Karbide. Diese teilchenbezogenen Parameter sind beeinflußbar durch die anfängliche Karbidlamellendicke, die Glühtemperatur und die Glühzeit.

Erfindungsgemäß ist es möglich, mit dem BFD-Verfahren und dem verwendeten übereutektoiden mit Chrom niedriglegierten Stahl Formteile auf höhere Festigkeit und Duktilität dadurch zu behandeln, daß die Formteile aus dem benannten Stahl 100 Cr 6 auf Karbidlamellendicken von 14 nm bis 20 nm extrem feinstperlitisiert werden als Vorbehandlung vor der vorzugsweisen isothermischen Glühung der Formteile bei Temperaturen im Bereich von 500°C bis Ac1, wodurch sich in den Formteilen eine ferritische Matrix mit darin feinverteilten ellipsoidförmigen und kugelförmigen Karbidteilchen einstellt, die diese Eigenschaften verursacht.

Erfindungsgemäß ist es, daß zur Herstellung der Formteile und zur Behandlung der Formteile auf höhere Festigkeit und Duktilität, deren Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften im Bereich der Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften von vergüteten Vergütungsstählen befindlich sind, bei dem BFD-Verfahren ein übereutektoider mit Chrom niedriglegierter Stahl der Stahlmarke 100 Cr 6 Verwendung findet, der konventionell (entsprechend DIN 17350 und DIN 17230) den mit Chrom niedriglegierten Kaltarbeitsstählen und Wälzlagerstählen zuzuordnen ist und der somit für eine Behandlung auf höhere Festigkeit und Duktilität konventionell nicht vorgesehen ist. Erfindungsgemäß ist es außerdem möglich, in den durch das BFD-Verfahren behandelten Formteilen aus einem übereutektoiden mit Chrom niedriglegierter Stahl ein gleichmäßiges Gefüge über dem Formteilquerschnitt einzustellen insbesondere im Dicken- und Durchmesserbereich bis 16 mm aufgrund der beschriebenen Abkühlbehandlung, der sich anschließenden isothermischen Austenit-Perlit-Umwandlung und der abschließenden vorzugsweise isothermischen Glühung.

Die mit der Erfindung erzielten Vorteile bei Verwendung des Stahles 100 Cr 6 bestehen insbesondere darin, daß statt der schroffen Abschreckbehandlung in Öl oder Wasser die beim konventionellem Vergüten als Vorbehandlung vor dem Anlassen gefordert wird, eine unschroffe Abkühlbehandlung wählbar ist mit einer derartigen Abkühlgeschwindigkeit, daß die Abkühlkurve die Perlitumwandlungsstartlinie im kontinuierlichen Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubild nicht schneidet und daß die Formteile dabei lediglich bis auf eine Temperatur im Bereich von 570°C bis minimal 500°C abzukühlen sind. Infolge dieser unschroffen Abkühlbehandlung bis auf eine Temperatur im Bereich von 570°C bis 500°C und der sich anschließenden isothermischen Austenit-Perlit-Umwandlung bei einer Temperatur im Bereich von 570°C bis 500°C entstehen mit dem BFD-Verfahren und dem verwendeten Stahl insbesondere im Durchmesser- und Dickenbereich bis 16 mm keine Probleme hinsichtlich Verzug und Rißgefahr. Damit ist es möglich, mit dem BFD-Verfahren und dem angegebenen Stahl ebenfalls Formteile mit komplexen Geometrien und ausgeprägten Querschnittsveränderungen insbesondere im Durchmesser- und Dickenbereich bis 16 mm verzugsfrei, rißfrei, umweltverträglich und wirtschaftlich auf höhere Festigkeit und Duktilität wärmezubehandeln, ohne daß spezielle Anforderungen an die Gestalt der Formteile und an die Güte der Formteiloberfläche (z. B. Vermeidung von ausgeprägten Rauhigkeiten und Schleifrissen) vor der Wärmebehandlung zu stellen sind.

Die mit der Erfindung erzielten Vorteile bestehen weiterhin darin, daß eine nachträgliche Formteilreinigung und ein nachträgliches Richten der Formteile entfällt.

Eine vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung ist im Patentanspruch 3 angegeben. Sie ermöglicht es, Formteile in einem kontinuierlichen Behandlungsprozeß, der automatisierbar ist, auf hohe Festigkeit und Duktilität zu behandeln.

Zwei Ausführungsbeispiele der Erfindung sind in der Zeichnung dargestellt, die im folgenden näher beschrieben werden.

Beispiel 1

Behandlung eines geradeverzahnten Stirnrades mit einem Modul von 1,25, einem Eingriffswinkel von 20° und einer Zähnezahl 75 auf eine Streckgrenze von 800 MPa bis 850 MPa, eine Zugfestigkeit von 1050 MPa bis 1150 MPa, eine Bruchdehnung A&sub5; von 12% bis 13% und eine Brucheinschnürung von 38% bis 40%.

Es zeigen

Fig. 1 die Technologie zur Behandlung des Stirnrades,

Fig. 2 die nichtmaßstäbliche Seitenansicht des Stirnrades,

Fig. 4 das ZTU-Schaubild des verwendeten Stahles im Bereich der Perlitstufe,

Fig. 5 den zeitabhängigen Verlauf der Streckgrenze und der Zugfestigkeit während der isothermischen Glühbehandlung des Stirnrades bei 700°C,

Fig. 6 den zeitabhängigen Verlauf der Bruchdehnung und der Brucheinschnürung während der isothermischen Glühbehandlung des Stirnrades bei 700°C.

Das gezeigte Stirnrad (Fig. 2) aus einem niedriglegierten übereutektoiden Stahl mit der chemischen Zusammensetzung in Gewichtsprozent 1.04% Kohlenstoff, 0.19% Silizium 0.29% Mangan, 0.018% Phosphor, 0.002% Schwefel, 1.40% Chrom und dem unvermeidlichen Rest an weiteren chemischen Elementen, dessen chemische Zusammensetzung im Toleranzbereich der Stahlmarke 100 Cr 6 befindlich ist, ist bei einer Temperatur von 1000°C zu austenitisieren, wobei das Austenitisieren darin besteht, daß das Stirnrad unter Schutzgasatmosphäre nach der Hochwärmdauer von 5 min und der Durchwärmdauer von 10 min auf der Austenitisierungstemperatur von 1000°C 20 min gehalten wird.

Nach dem Austenitisieren ist das Stirnrad allseitig in einem z. B. gasförmigen Abkühlmedium auf eine Temperatur von 510°C abzukühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 7 K/s, die entsprechend Fig. 4 ausreichend hoch ist, um den austenitischen Gefügezustand im Stirnrad nach Erreichen einer Temperatur von 510°C zu erhalten. Im Ausführungsbeispiel Stirnrad genügt diesbezüglich eine Abkühlung an ruhender Luft mit einer Lufttemperatur von maximal 15°C, wobei das Stirnrad in horizontaler und vertikaler Richtung zu bewegen ist. Dies bewirkt, daß das Stirnrad allseitig abgekühlt wird, wobei Wärmestaus zwischen den Zähnen und in der Bohrung vermieden werden. Nachdem der Kernbereich des dicksten Stirnradquerschnittes eine Temperatur von 510°C erreicht hat, ist der Abkühlprozeß zu unterbrechen. Die Zeitdauer bis zum Erreichen einer Temperatur von 510°C im Kernbereich des dicksten Stirnradquerschnittes beträgt diesbezüglich 70 s. Es ist bekannt, daß z. B. im Falle einer Gasabkühlung die Abkühlgeschwindigkeit in Abhängigkeit von den Abkühlbedingungen wie Gasart bzw. Gaszusammensetzung, Strömungsgeschwindigkeit des Gases, Gasmenge, Temperatur des Gases, Relativbewegung zwischen dem Gas und dem Stirnrad sowie in Abhängigkeit vom Verhältnis der Oberfläche des Stirnrades zu seinem Volumen vorausberechenbar bzw. experimentell an Probeteilen ermittelbar ist. Nach dem Abkühlprozeß ist das Stirnrad auf einer Temperatur von 510°C unter Schutzgasatmosphäre in einer Wärmebehandlungseinrichtung (z. B. Umwälzofen) isothermisch zu Halten. Die eventuelle Unterschreitung der Temperatur von 510°C im Randbereich des Stirnrades infolge des Abkühlprozesses ist im ersten Teilschritt des isothermischen Haltens zu beseitigen, wofür ca. 120 s entsprechend Fig. 4 zur Verfügung stehen, so daß das noch austenitische Stirnrad vor Erreichung des Umwandlungsbeginns von Austenit in Perlit eine nahezu einheitliche Temperatur von 510°C aufweist. Im Ausführungsbeispiel ist die Überführung des Stirnrades in den Umwälzofen, der die Temperatur von 510°C aufweist, diesbezüglich hinreichend. Im zweiten Teilabschnitt des isothermischen Haltens auf einer Temperatur von 510°C ist die vollständige isothermische Umwandlung des Austenits in Perlit durchzuführen. Der Zeitbedarf bis zur vollständigen isothermischen Umwandlung des Austenits in Perlit in Abhängigkeit vom verwendeten Stahl, von den Austenitisierungsbedingungen, den Abkühlbedingungen und in Abhängigkeit von der Umwandlungstemperatur in der Perlitstufe ist dem jeweiligen ZTU-Schaubild zu entnehmen. Im Ausführungsbeispiel Stirnrad mit dem angegebenen Stahl beträgt der Zeitbedarf bis zur vollständigen Austenit-Perlit-Umwandlung bei einer Temperatur von 510°C entsprechend Fig. 4 ca. 40 min. Dieses extreme Feinstperlitisieren bei einer Temperatur von 510°C bewirkt, daß sich in dem Stirnrad ein feinstlamellares perlitisches Gefüge einstellt mit einer mittleren Karbidlamellendicke von 15 nm, die im angegebenen Bereich von 14 nm bis 20 nm befindlich ist.

Dieses extrem feinstlamellare Stirnrad ist anschließend von der Umwandlungstemperatur von 510°C mit frei wählbarer Erwärmgeschwindigkeit auf die isothermische Glühtemperatur von 700°C zu erwärmen. Im Ausführungsbeispiel Stirnrad beträgt die Erwärmgeschwindigkeit 1 K/s.

Nachdem die Glühtemperatur von 700°C im Stirnrad erreicht ist, ist das Stirnrad isothermisch unter Schutzgasatmosphäre solange bei 700°C zu halten bis die zu erreichenden Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften gegeben sind. Entsprechend Fig. 5 und Fig. 6 ist es diesbezüglich notwendig, das Stirnrad 30 min bei 700°C zu halten. Nach dieser isothermischen Glühbehandlung ist das Stirnrad an ruhender Luft bis auf Raumtemperatur abzukühlen.

Nach dieser beschriebenen Behandlung und entsprechend der Technologie in Fig. 1 weist das Gefüge des Stirnrades eine ferritische Matrix auf, in der feinverteilt ca. 77% aller Karbide nahezu ideal kugelförmig vorliegen und in der feinverteilt ca. 23% aller Karbide mit ellipsoidförmiger Gestalt und einem Längen-Breiten-Verhältnis (aspect ratio) von ≤5 : 1 vorliegen.

Die Gesamtbehandlungsdauer zur Behandlung des Stirnrades auf die angegebenen Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften beträgt einschließlich der Austenitisierung ca. 120 min. Somit ist es durch die Erfindung möglich, das Stirnrad aus dem angegebenen Stahl in kurzer Zeit verzugsfrei, rißfrei, umweltverträglich und wirtschaftlich auf einen höherfesten und duktilen Gefügezustand wärmezubehandeln.

Beispiel 2

Behandlung einer geradeverzahnten Zahnstange mit einem Modul von 1, einem Eingriffswinkel von 20° und einer Länge von 1000 mm auf eine Streckgrenze von 850 MPa bis 900 MPa, eine Zugfestigkeit von 1150 MPa bis 1200 MPa, eine Bruchdehnung A&sub5; von 11% bis 13% und eine Brucheinschnürung von 36% bis 38%.

Es zeigen

Fig. 1 die Technologie zur Behandlung der Zahnstange,

Fig. 3 die nichtmaßstäbliche schematische Skizze der Zahnstange,

Fig. 4 das ZTU-Schaubild des verwendeten Stahles im Bereich der Perlitstufe,

Fig. 5 den zeitabhängigen Verlauf der Streckgrenze und der Zugfestigkeit während der isothermischen Glühbehandlung der Zahnstange bei 700°C,

Fig. 6 den zeitabhängigen Verlauf der Bruchdehnung und der Brucheinschnürung während der isothermischen Glühbehandlung der Zahnstange bei 700°C.

Die gezeigte Zahnstange (Fig. 2) aus einem niedriglegierten übereutektoiden Stahl mit der chemischen Zusammensetzung in Gewichtsprozent 1.04% Kohlenstoff, 0.19% Silizium, 0.29% Mangan, 0.018% Phosphor, 0.002% Schwefel, 1.40% Chrom und dem unvermeidlichen Rest an weiteren chemischen Elementen, dessen chemische Zusammensetzung im Toleranzbereich der Stahlmarke 100 Cr 6 befindlich ist, ist bei einer Temperatur von 1000°C zu austenitisieren, wobei das Austenitisieren darin besteht, daß die Zahnstange unter Schutzgasatmosphäre nach der Hochwärmdauer von 5 min und der Durchwärmdauer von 10 min auf der Austenitisierungstemperatur von 1000°C 20 min gehalten wird.

Nach dem Austenitisieren ist die Zahnstange allseitig in einem z. B. gasförmigen Abkühlmedium auf eine Temperatur von 510°C abzukühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 7 K/s, die entsprechend Fig. 4 ausreichend hoch ist, um den austenitischen Gefügezustand in der Zahnstange nach Erreichen einer Temperatur von 510°C zu erhalten. Im Ausführungsbeispiel Zahnstange genügt diesbezüglich eine Abkühlung an ruhender Luft mit einer Lufttemperatur von maximal 15°C, wobei die Zahnstange in horizontaler und vertikaler Richtung zu bewegen ist. Dies bewirkt, daß die Zahnstange allseitig abgekühlt wird, wobei Wärmestaus zwischen den Zähnen vermieden werden. Nachdem der Kernbereich der Zahnstange eine Temperatur von 510°C erreicht hat, ist der Abkühlprozeß zu unterbrechen. Die Zeitdauer bis zum Erreichen der Temperatur von 510°C im Kernbereich der Zahnstange beträgt diesbezüglich 70 s. Es ist bekannt, daß z. B. im Falle einer Gasabkühlung die Abkühlgeschwindigkeit in Abhängigkeit von den Abkühlbedingungen wie Gasart bzw. Gaszusammensetzung, Strömungsgeschwindigkeit des Gases, Gasmenge, Temperatur des Gases, Relativbewegung zwischen dem Gas und dem Stirnrad sowie in Abhängigkeit vom Verhältnis der Oberfläche der Zahnstange zu seinem Volumen vorausberechenbar bzw. experimentell an Probeteilen ermittelbar ist.

Nach dem Abkühlprozeß ist die Zahnstange auf einer Temperatur von 510°C unter Schutzgasatmosphäre in einer Wärmebehandlungseinrichtung (z. B. Umwälzofen) isothermisch zu Halten. Die eventuelle Unterschreitung der Temperatur von 510°C im Randbereich der Zahnstange infolge des Abkühlprozesses ist im ersten Teilschritt des isothermischen Haltens zu beseitigen, wofür ca. 120 s entsprechend Fig. 4 zur Verfügung stehen, so daß die noch austenitische Zahnstange vor Erreichung des Umwandlungsbeginns von Austenit in Perlit eine nahezu einheitliche Temperatur von 510°C aufweist. Im Ausführungsbeispiel ist die Überführung der Zahnstange in den Umwälzofen, der die Temperatur von 510°C aufweist, diesbezüglich hinreichend. Im zweiten Teilabschnitt des isothermischen Haltens auf einer Temperatur von 510°C ist die vollständige isothermische Umwandlung des Austenits in Perlit durchzuführen. Der Zeitbedarf bis zur vollständigen isothermischen Umwandlung des Austenits in Perlit in Abhängigkeit vom verwendeten Stahl, von den Austenitisierungsbedingungen, den Abkühlbedingungen und in Abhängigkeit von der Umwandlungstemperatur in der Perlitstufe ist dem jeweiligen ZTU-Schaubild zu entnehmen. Im Ausführungsbeispiel Zahnstange mit dem angegebenen Stahl beträgt der Zeitbedarf bis zur vollständigen Austenit- Perlit-Umwandlung bei einer Temperatur von 510°C entsprechend Fig. 4 ca. 40 min. Dieses extreme Feinstperlitisieren bei einer Temperatur von 510°C bewirkt, daß sich in der Zahnstange ein feinstlamellares perlitisches Gefüge einstellt mit einer mittleren Karbidlamellendicke von 15 nm, die im angegebenen Bereich von 14 nm bis 20 nm befindlich ist.

Diese extrem feinstlamellare Zahnstange ist anschließend von der Umwandlungstemperatur von 510°C mit frei wählbarer Erwärmgeschwindigkeit auf die isothermische Glühtemperatur von 700°C zu erwärmen. Im Ausführungsbeispiel Zahnstange beträgt die Erwärmgeschwindigkeit 1 K/s.

Nachdem die Glühtemperatur von 700°C im der Zahnstange erreicht ist, ist die Zahnstange isothermisch unter Schutzgasatmosphäre solange bei 700°C zu halten bis die zu erreichenden Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften gegeben sind. Entsprechend Fig. 5 und Fig. 6 ist es diesbezüglich notwendig, die Zahnstange 17 min bei 700°C zu halten.

Nach dieser isothermischen Glühbehandlung ist die Zahnstange an ruhender Luft bis auf Raumtemperatur abzukühlen.

Nach dieser beschriebenen Behandlung und entsprechend der Technologie in Fig. 1 weist das Gefüge der Zahnstange eine ferritische Matrix auf, in der feinverteilt ca. 71% aller Karbide nahezu ideal kugelförmig vorliegen und in der feinverteilt ca. 29% aller Karbide mit ellipsoidförmiger Gestalt und einem Längen-Breiten-Verhältnis (aspect ratio) von ≤5 : 1 vorliegen.

Die Gesamtbehandlungsdauer zur Behandlung der Zahnstange auf die angegebenen Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften einschließlich der Austenitisierung beträgt ca. 110 min. Somit ist es durch die Erfindung möglich, die Zahnstange aus dem angegebenen Stahl in kurzer Zeit verzugsfrei, rißfrei, umweltverträglich und wirtschaftlich auf einen höherfesten und duktilen Gefügezustand wärmezubehandeln.


Anspruch[de]
  1. 1. Verfahren zur Behandlung von Formteilen aus einem übereutektoiden mit Chrom niedriglegierten Stahl, auf höhere Festigkeit und Duktilität, dadurch gekennzeichnet, daß die vorzugsweise im Dicken- und Durchmesserbereich bis 16 mm befindlichen Formteile aus Stahl mit der chemischen Zusammensetzung in Gewichtsprozent von 0.9% bis 1.1% Kohlenstoff, 0.15% bis 0.35% Silizium, 0.25% bis 0.45% Mangan, ≤0.030% Phosphor ≤0.025% Schwefel, 1.35% bis 1.65% Chrom und dem unvermeidlichen Rest an weiteren chemischen Elementen einer Wärmebehandlung unterworfen werden, wobei die Wärmebehandlung auszuführen ist in den Schritten Austenitisierung bei Temperaturen im Bereich von Accm bis Accm +120 K, Abkühlung auf eine Temperatur im Bereich von 570°C bis 500°C mit einer derartigen Abkühlgeschwindigkeit, daß die Abkühlkurve die Perlitumwandlungsstartlinie im kontinuierlichen Zeit-Temperatur-Umwandlungs-Schaubild nicht schneidet, Temperaturausgleich zwischen dem Formteilrand und dem Formteilkern bei Temperaturen im Bereich von 570°C bis 500°C, isothermische Umwandlung des Austenits in Perlit im Temperaturbereich von 570°C bis 500°C, Glühen im Temperaturbereich von 500°C bis Ac1 und Abkühlen auf Raumtemperatur.
  2. 2. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl der Stahl 100 Cr 6 ist.
  3. 3. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Behandlung der Formteile eine kontinuierliche Behandlung ist.
  4. 4. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Behandlung der Formteile eine nichtkontinuierliche Behandlung ist.
  5. 5. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Austenitisierungstemperatur der Formteile eine Temperatur im Bereich von 930°C bis 1050°C ist.
  6. 6. Verfahren nach Patentanspruch 1 dadurch gekennzeichnet, daß die Abkühlgeschwindigkeit der im austenitischen Gefügezustand befindlichen Formteile 7 K/s ist oder höher.
  7. 7. Verfahren nach Patentanspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlmedium gasförmig ist.
  8. 8. Verfahren nach Patentanspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlmedium flüssig ist.
  9. 9. Verfahren nach Patentanspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlmedium ein Wirbelbett ist.
  10. 10. Verfahren nach Patentanspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlmedium fest ist.
  11. 11. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die isothermische Austenit-Perlit-Umwandlung der Formteile ein Feinstperlitisieren ist.
  12. 12. Formteil aus Stahl nach Patentanspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß dessen Gefüge ein extrem feinstlamellares Gefüge ist mit Karbidlamellendicken im Bereich von 14 nm bis 20 nm.
  13. 13. Verfahren nach Patentanspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Glühung der feinstperlitisierten Formteile eine Glühung ist auf ein Gefüge, dessen Karbide zu wenigstens 70% nahezu ideal kugelförmig sind.
  14. 14. Formteil aus Stahl nach Patentanspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß dessen Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften im Bereich der Festigkeits- und Duktilitätseigenschaften von vergüteten Vergütungsstählen befindlich sind.






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