Entwicklungsstand der ausscheidungshärtenden ferritisch ...

Weitere Magazine

Empfehlungen

Info

3. Ausscheidungshärtung durch Vanadin oder Niob? In Zusammenarbeit der deutschen Automobilindustrie, Gesenkschmieden und Stahlwerke entsann man sich, daß bei den perlitarmen, hochfesten, schweißgeeigne- ten Stählen mit niedrigen Kohlenstoffgehalten geringe Zusatze von zum Beispiel Vanadin, Niob oder Titan über eine Ausscheidungshärtung die Festigkeitseigenschaf- ten, insbesondere die 0,2%-Dehngrenze, steigerten*). Diese Erkenntnisse versuchte man dann auch bei Stäh- len mit höheren Kohlenstoffgehalten, zunächst bei Stählen des Typs Ck 45/Ck 53, zu nutzen3r415). Der hö- here Kohlenstoffgehalt war hierbei wegen der notwendigen Induktionshartung der Kurbelwellenlager zwingend vorgegeben. Gleichzeitig wurde ein höherer Schwefel- gehalt von rd. 0,060% vorgesehen, um eine gute Span- barkeit der Kurbelwellen in den Transferstraßen der Se- rienbearbeitung sicherzustellen. Die Legierung von Va- nadin oder Niob sollte über die Verbindung von Kohlen- stoff und Stickstoff feine und gleichmäßig verteilte Car- bide, Nitride oder Carbonitride bilden, die über eine Ausscheidungshärtung zur Festigkeitssteigerung, insbesondere zur Erhöhung der 0,2%-Dehngrenzen, füh- ren sollte. Die für eine Ausscheidungshättung notwendige Lösungsbehandlung mußte durch das Erwärmen und Halten auf Schmiedetemperatur, die notwendige Auslagerung während der Abkühlung des Schmiede- teils erfolgen. Zunächst stellte sich die Frage, welches Legierungselement sich bei der gegebenen Zielsetzung am besten für die Aushättung eignete. Man erkannte, daß aufgrund des unterschiedlichen Bildungs- und Auf- lösungsverhaltensvon Vanadin- und Niobausscheidun- gen die Auswirkung auf die 0,2 %-Dehngrenze und Zug- festigkeit je nach Wärme- und Abkühlungsverlauf unter- schiedlich ist3). Bild 2 zeigt den Einfluß derAustenitisie- rungstemperatur von 800 bis 1300°C auf die Zugfestig- keit, die 0,2%-Dehngrenze und die im Stahl gelösten Anteile von Niob oder Vanadin von drei Stählen gleicher Grundzusammensetzung, die einmal ohne Zusatz von Vanadin und Niob und je einmal nur mit 0,08% Nb bzw nur mit 0,ll % V legiert wurden4). Nach einer Haltedauer von je 0,5 h erfolgte die Abkühlung der20 mm Dms-Pro- bestäbean ruhender Luft. Die unterschiedliche Wirkung ö E 700 "c> t Abmessung: 800 900 1000 ,100 ,200 ,300 Austenitisiertemperatur in ‘C (Haltedauer: 0,5 h) Bild 2 Zugfestigkeit, 0,2%-Dehngrenze und gelöste Anteile an Ele- menten zur Aushärtung in Abhangigkeit von der Austenitisierungs- temperatur 4 der Legierungszusätze zeigt sich am deutlichsten in den unterschiedlichen Kurvenverläufen der 0,2%- Dehngrenzen. Während der Stahl ohne Zusatz von Va- nadin und Niob mit steigender Austenitisierungstempe- ratur nur eine geringfügige Erhöhung der 0,2%-Dehn- grenze aufweist, zeigt der niobhaltige Stahl eine deutli- che und stetige Steigerung oberhalb von 1150°C und der vanadinhaltige Stahl schon bei 1OOO’X den höch- sten Wert, der sich auch bei höheren Temperaturen nicht mehr verändert. Die Kurvenverläufe der Mengen- anteile an gelöstem Niob und Vanadin im unteren Teil- bild zeigen ähnliche Charakteristika wie die Kutvenver- Iäufe der 0,2%-Dehngrenzen. Hieraus ist zu schließen, daß diese als chemisch gelöst bestimmten Anteile von Niob und Vanadin in Form von einphasigen Entmischun- gen bzw ,,Clustern“ vorliegen, die licht- und elektronen- optisch nicht sichtbar sind. Sie liegen zur Matrix kohä- rent vor und verursachen bekanntlich eine starke Erhö- hung der 0,2%-Dehngrenze4). Stahl mit 0.52% c “nd 0.11% v b) Cl Fetrit/Periit-MisChsefuge Ausscheid”ngen des “anadiums im Ferrit im Ferrit de* Per,its Abmessung: 50 mm “ierkant (Kern) zustand: geschmiedet bei 1250°c, Luftabkuhiung Präparation: LangsschIiffe, gektzt mit 3%-iger HNO3 Bilder b und c : Extraktlonsabdrticke Bild 3 Licht- und elektronenoptische Gefügeaufnahmen Obwohl Niob stärker als Vanadin die 0,2%-Dehngrenze steigert, haben sich bisher niobhaltige AFP-Stähle nicht durchgesetzt. Die Gründe liegen im Ausscheidungshär- tungs- und Umwandlungsverhalten dieser Stähle. Bei Wärmtemperaturen oberhalb 11 50°C führen bereits geringe Streuungen der Wärmtemperatur zu starken Streuungen der Festigkeitseigenschaften. Außerdem neigen niobhaltige AFP-Stähle bei beschleunigter Ab- kühlung von hohen Temperaturen eher zur teilweisen bainitischen oder martensitischen Umwandlung als die vanadinhaltigen Stähle. Bei der Weiterentwicklung dieser Stähle konzentrierte man sich deshalb im wesentli- chen auf Vanadin6, 7). Bei den vanadinhaltigen AFP- Stählen lassen sich mit dem Elektronenmikroskop im Ferrit/Perlit-Mischgefüge feinere und gröbere Vanadin- carbide sowohl im voreutektoidischen Ferrit als auch im Ferrit des Perlits zwischen den Zementitlamellen nach- weisen (Bild 3)4). Für die Steigerung der Festigkeitsei- genschaften sind nach allgemeiner Auffassung aller- dings nurdie sehrfeinen Teilchen bis zu einerGrößevon rd. 5 nm verantwortlich, da nur sie die Versetzungsbe- wegung wirkungsvoll behindern.
4. 49 MnVS 3, der erste klassische AFP-Stahl Vergütungsstähle AFP-Stähle Die erste große Serienanwendung fanden AFP-Stähle durch den Stahl 49 MnVS 3 mit etwa 0,49%C, 0,80% Mn und O,l% Vfür Kurbelwellen. Bild 4 zeigt den Werkstoff- vergleich von Stählen und Gußeisen mit Kugelgraphit anhand von typischen Werten der Zugfestigkeit, 0,2%- Dehngrenze und Kerbschlagarbeit sowie von typischen lichtoptischen Gefügeaufnahmen. Dieser Vergleich be- legt im mittleren Teilbild nochmals sehr deutlich die Festigkeits- und vor allen Dingen die 0,2%-Dehngren- zensteigerung durch den Vanadinzusatz des Stahles 49 MnVS 3 um rund 150 N/mm2 gegenüber dem unle- gierten Stahl Ck 45 nach kontrollierter Abkühlung aus der Umformwarme (Zustand BY; ursprüngliche Bedeu- tung: Behandlung auf bestimmte Streckgrenze, Yield- Strength). Die Festigkeitseigenschaften des vergüteten Stahles Ck 45 werden nahezu erreicht im Gegensatz zu den Kerbschlagarbeitswerten. Diese sind jedoch immer noch deutlich hoher als die des konkurrierenden Werk- stoffes Gußeisen mit Kugelgraphit. Für viele nicht schlagartig belastete Bauteile wie zum Beispiel Kurbel- wellen, Pleuel und Radnaben sind diese Werte jedoch ausreichend. Vergleicht man die Kostenanteile bei der Herstellung von Bauteilen aus Vergütungs- und AFP-Stählen, so werden dievorteile derAFP-Stähledurch die möglichen Kostenreduzierungen offensichtlich (Bild 5). Neben dem Wegfall der Kosten für das aufwendige Härten und Anlassen, dem nach dem Härten notwendigen Richten und dem danach zum Teil notwendigen Spannungs- armglühen lassen sich zusätzliche Kosten durch verrin- gerten Härteausschuß, geringeren Kontrollaufwand, geringeren Investitionsaufwand für Wärmebehandlungs- anlagen und geringere Handlingskosten beim Einsatz Bild 4 Vergleich von Gefüge, Zugfestigkeit, 0,2%-Dehngrenze und der Kerbschlagarbeit verschiedener Werkstoffe Bild 5 Kostenanteile bei der Herstellung von Bauteilen aus Vergü- tungs- und AFP-Stählen (schematisch) der AFP-Stähle erreichen. Durch die verbesserten Zer- spanungseigenschaften, auf die später noch näherein- gegangen wird, lassen sich die Fertigungskosten nochmals weiter senken. Bei den Materialkosten sind Vortei- le dann zu erwarten, wenn die Legierungskosten bei substituierbaren Vergütungsstählen höher sind als bei- spielsweise die Kosten für O,l% V insgesamt ergeben sich durch den Einsatz von AFP- Stählen erhebliche Einsparungsmöglichkeiten, die eine Vielzahl von spezifischen Bauteiluntersuchungen und -umstellungen, aber auch die werkstofftechnische Wei- terentwicklung dieser Stahlgruppe vorangetrieben haben. 5. Verbesserung des Festigkeits-Eähigkeitsver- hältnisses von AFP-Stählen 5.1 Legierungstechnische Beeinflussung der Ferrit-Perlit-Ausbildung Ein Nachteil des sehr erfolgreichen für nicht schlag: beanspruchte Bauteile eingesetzten ersten AFP-Stah- les 49 MnVS 3 ist die im Zustand BYvorliegende geringe Zähigkeit, die zwar oberhalb der von Guß liegt, aber die des Vergütungszustandes nicht erreicht (siehe Bild 4). Zur Erweiterung der Anwendungsmöglichkeiten dieser Stahlgruppe und der Fertigungstechnik mußten deshalb AFP-Stähle mit unterschiedlichen Festigkeitsklas- sen und vorallen Dingen mit verbessertem Festigkeits-/ Zähigkeitsverhältnis entwickelt werden. Da bei ferritisch-perlitischen Gefügen die Zähigkeitseigenschaf- ten neben der Korngröße von den Ferrit-Perlit-Anteilen, dem Perlitlamellenabstand und der Perlitlamellendicke abhängen, wurde zunächst durch Variation der wichtig- sten Legierungselemente versucht, das Festigkeits-/ Zähigkeitsverhältnis durch Optimierung der Ferrit-Per- lit-Struktur günstig zu beeinflussen. Im Bild 6 ist das Er- gebnis dieser Entwicklung durch Vergleich von Zugfe- stigkeits- und Kerbschlagarbeitswerten am Beispiel der Stähle 49 MnVS 3 und 38 MnSiVS 5 dargestellt. Die Werte stammen aus der laufenden Produktion von ge- senkgeschmiedeten Kurbelwellen mit vergleichbaren Abmessungen und Probenlagen, die nach Wärmtempe- 5
Seite 1: Entwicklungsstand der ausscheidungs
Seite 5 und 6: Abnl. : 50 mm Dm,. ; eehandlung : 1
Seite 7 und 8: a) glatte Proben b) gekerbte Proben
Seite 9: Oberflachenbehandlungen wie dem Nit

Entwicklungsstand der ausscheidungshärtenden ferritisch ...

Sie wollen auch ein ePaper? Erhöhen Sie die Reichweite Ihrer Titel.

Template löschen?

Als Template speichern?