DE19853259A1

DE19853259A1 - Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen und aus derartigem Stahl hergestellte Maschinenteile

Info

Publication number: DE19853259A1
Application number: DE19853259A
Authority: DE
Inventors: Hirohito Eto; Hiromasa Takada; Tetsuroh Hashiguchi; Osamu Ohyama
Original assignee: Isuzu Motors Ltd; Nippon Steel Corp
Current assignee: Isuzu Motors Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-11-18
Filing date: 1998-11-18
Publication date: 1999-05-20
Anticipated expiration: 2018-11-19
Also published as: JPH11152546A; GB9825093D0; JP3445478B2; DE19853259B4; US5993571A; GB2331306A; GB2331306B

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft generell Kohlenstoffstahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen, sowie Maschinen teile, die aus diesem Kohlenstoffstahl hergestellt und durch Zerstückelungs-, Zerbrech-, Bruchbildung- oder Frakturver fahren zerteilt sind, und mehr im besonderen betrifft die vorliegende Erfindung solchen Kohlenstoffstahl und solche Maschinenteile, der bzw. die als Material und Teile für eine Brennkraftmaschine, einen Kolbenkompressor oder eine Kolben pumpe verwendet werden.

Verbindungsstangen, insbesondere Kurbelstangen, von Brenn kraftmaschinen sind ein Beispiel von Maschinenteilen, die aus Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen oder Le gierungsstahl hergestellt und durch Schneiden, Fräsen, Schleifen sowie sonstige materialabtragende Bearbeitung oder Zerstückeln, Bruchbildung, Fraktur od. dgl. zerteilt worden sind. Eine Art des Zerteilens einer Kurbel- oder Verbin dungsstange in zwei Materialteile (Kappenteil und Hauptkör perteil) durch Schneiden, Fräsen, Schleifen oder sonstige materialabtragende Bearbeitung ist schematisch in den Fig. 3A bis 3D der beigefügten Zeichnungen veranschaulicht. Zu nächst wird, wie in Fig. 3A dargestellt ist, eine material abtragende Bearbeitung auf eine innere ringförmige Oberflä che 10a einer Bohrung angewandt, die in einem großen bzw. breiten Ende 10 eines Verbindungsstangenrohlings 11 aus gebildet ist. Dann wird, wie in Fig. 3B veranschaulicht ist, der Rohling 11 durch eine Schneideinrichtung, wie einen Sä gezahn bzw. eine Säge in einen Körperteil 12 und einen Kap penteil 13 zerschnitten. Die Kappe 13 wird, wie in Fig. 3C dargestellt ist, von dem Körperteil 12 getrennt, und es wird eine Endbearbeitungsarbeit auf die Schnittoberflächen 12a des Hauptkörperteils 12 und die Schnittoberflächen 13a der Kappe 13 angewandt. Danach werden der Hauptkörperteil 12 und die Kappe 13, wie in Fig. 3D gezeigt ist, an ihren Schnitto berflächen 12a und 13a aneinander angelegt und durch Schrau ben 14 verbunden. Schließlich wird die zusammengebaute Ver bindungs- oder Kurbelstange 15 einem Endbearbeitungsver fahren unterworfen.

Eine konventionelle Art und Weise des Zerteilens einer Ver bindungs- oder Kolbenstange durch Bruchbildung bzw. Fraktur ist in den Fig. 4A bis 4C der beigefügten Zeichnungen ver anschaulicht. Es sei bemerkt, daß in den Fig. 3A bis 3D und 4A bis 4C gleiche oder gleichartige Teile mit den gleichen Bezugszeichen versehen sind.

Gemäß einer konventionellen Art und Weise des Zerteilens ei nes Verbindungs- oder Kurbelstangenrohlings 11 durch einen Bruchbildungs- oder Frakturprozeß sind der Verfahrens schritt des Zerschneidens des großen bzw. breiten Endes 10 des Ver bindungsstangenrohlings 11 mittels einer Schneidvorrichtung (Fig. 3B) und der Verfahrensschritt der Endbearbeitung der Schnittoberflächen 12a und 13a (Fig. 3C) nicht notwendig. Es wird auf Fig. 4A Bezug genommen, wonach zwei gegenüberlie gende Ausschnitte oder Kerben K in der inneren Oberfläche 10a des großen Endes 10 ausgebildet werden, so daß diese Ausschnitte oder Kerben K die Anfangsstellen eines Bruchs oder einer Fraktur sind, wie in der Fig. 4B veranschaulicht ist. Die Endflächen oder Bruch- bzw. Frakturoberflächen 22a und 23a des Hauptkörperteils 22 und der Kappe 23, die bei Brechen bzw. bei der Fraktur erzeugt worden sind, erfahren keinen Endbearbeitungsprozeß. Diese Bruch- oder Frakturober flächen 22a und 23a werden einfach gegeneinander angelegt, und der Hauptkörperteil 22 und die Kappe 23 werden durch Schrauben 14 miteinander verbunden, um eine Verbindungsstan ge 25, beispielsweise eine Kurbelstange, zu bilden, wie sie in Fig. 4C veranschaulicht ist.

Das Bruchbildungs- oder Frakturverfahren trägt zur Kosten verminderung bei der Herstellung von Verbindungsstangen, beispielsweise Kurbelstangen, bei, so daß es jetzt vorherr schend angewandt wird.

Ein bekanntes Stahlmaterial, welches für das Bruchbildungs- oder Frakturverfahren verwendet wird, ist ein Hochkohlen stoffstahl bzw. ein Stahl hohen Kohlenstoffgehalts (C: = 0,65 bis 0,75 Gew.-%), welcher leicht und glatt bzw. gleich mäßig bricht und sich wenig deformiert. Um dem Material eine Duktilität zu verleihen, wird jedoch dieser Stahl hohen Koh lenstoffgehalts nach dem Heißschmieden ohne Wärmebehandlung verwendet, d. h. es wird keine Wärmebehandlung, wie Ab schreckhärten und Tempern, nach dem Heißschmieden auf das Material angewandt. Trotz der kleinen Deformation gibt es jedoch bei einem nichtwärmebehandelten Stahl hohen Kohlen stoffgehalts ein Problem insofern, als das Zusammenpassen (Verbindung und Trennung) zwischen den Bruch- oder Frakturo berflächen des bei der Bruchbildung bzw. Fraktur erzeugten Materials nicht so gut ist und die technische Elastizitäts- und Streckgrenze sowie die Formänderungsfestigkeit und die Fließfestigkeit niedrig ist.

Im Hinblick auf die obigen Verhältnisse schlagen die japani schen Patentanmeldungen gemäß den Offenlegungsschriften 8-291373, 9-3589 und 9-31594 einen nicht wärmebehandelten Stahl hoher Festigkeit und niedriger Duktilität vor, welcher die gleiche Bruch- bzw. Zugfestigkeit, wie ein üblicher Koh lenstoffstahl oder eine größere Zugfestigkeit als ein übli cher Kohlenstoffstahl besitzt. Dieser ist ein einstückiges Material, welches durch Heißschmieden hergestellt ist, und die Bruchoberflächen sind, wenn das Material durch eine Bruchbildungs- bzw. einen Frakturprozeß bei Raumtemperatur zerteilt wird, flache brüchige Oberflächen. Wenn jedoch eine Verbindungsstange, z. B. eine Kurbelstange, aus dem oben er wähnten nichtwärmebehandelten Stahl hoher Festigkeit und niedriger Duktilität hergestellt und für eine unter harten Bedingungen, wie plötzliche Beschleunigung, betriebene Ma schine, insbesondere Brennkraftmaschine, verwendet wird, tritt möglicherweise ein Verbiegen, Verziehen oder eine son stige Deformation auf, da die Formänderungsfestigkeit und die technische Streckgrenze dieses Stahls nicht immer aus reichend ist. Daher ist es erforderlich, das Streckverhält nis (Formänderungsfestigkeit/Zugfestigkeit) so zu erhöhen, daß die Formänderungsfestigkeit bzw. die technische Streck grenze erhöht wird, nicht jedoch die Zugfestigkeit erhöht wird.

Die japanische Patentanmeldung gemäß der Offenlegungsschrift 9-111412 schlägt einen nichtwärmebehandelten Stahl hoher Fe stigkeit und niedriger Duktilität vor, dessen Streckverhält nis erhöht ist. Diese Verbesserung zeigt ein Streckverhält nis von 0,7 oder mehr, wenn Si, V und P in Mengen zugefügt werden, jeweils größer als gewisse Werte sind. Wenn das Streckverhältnis nicht weniger als 0,7 ist und die Dehnung in dem Zug- bzw. Zerreißversuch- oder -test bei Raumtempera tur 10% oder weniger ist, ergeben sich flache brüchige Bruch- oder Frakturoberflächen beim Teilen mittels eines Bruchbildungs- oder Frakturprozesses. Weiter hat der Stahl, wenn die Mengen an C, Si, Mn, Cr, V und S, die hinzuzufügen sind, angemessen eingestellt sind, eine Zugfestigkeit über 800 MPa.

Jedoch ergeben sich selbst bei einem solchen nichtwärmebe handelten Stahl hoher Festigkeit und niedriger Duktilität gewisse Probleme; er deformiert sich in hohem Maße beim Bruch, und die Zusammenpaßeigenschaften zwischen den Bruch oberflächen sind nicht gut.

Die Beziehung zwischen dem C-Gehalt und der Erhitzungstem peratur während des Schmiedens ist in Fig. 5 der beigefügten Zeichnungen abgebildet.

Ein Stahl hohen Kohlenstoffgehalts, welcher praktischerweise in einem Bruchbildungs- bzw. Frakturverfahren verwendet wird, enthält eine große Menge an C (etwa 0,65 bis 0,75 Gew.-%), so daß, wie man das aus der Kurvendarstellung der Fig. 5 entnimmt und versteht, die Schmiedeerhitzungstempera tur niedrig sein sollte (etwa 1.100 bis 1.200°C: Zone Z in Fig. 5). Dieses führt zu Problemen derart, wie Verkürzung der Lebensdauer der Matrizen (der metallischen Formen), die beim Schmieden verwendet werden, und dazu, daß eine relativ lange Herstellungs- bzw. Bearbeitungszeit aufgrund des Wech selns der Erhitzungstemperatur vor dem Schmieden auftritt.

Die Beziehung zwischen der Anzahl von Zyklen mit Ausfällen und Beanspruchung ist in Fig. 6 veranschaulicht. Die ausge zogene Linie gibt einen Stahl (JIS S70C) ohne Wärmebehand lung nach dem Schmieden (HB282) an, während die gestrichelte Linie einen wärmebehandelten Stahl (JIS S53C) (HB255) an gibt, und die strichpunktierte Linie einen anderen wärmebe handelten Stahl (JIS S53C) (HB285) angibt.

Wie aus dem Diagramm der Fig. 6 ersichtlich ist, hat der Stahl hohen Kohlenstoffgehalts, wenn er geschmiedet ist (ausgezogene Linie), eine Ermüdungsfestigkeit, welche be trächtlich unterhalb derjenigen eines wärmebehandelten Ma terials ist, was gleiche oder ähnliche Härte hat. Demgemäß sollte, wenn der Stahl hohen Kohlenstoffgehalts eine genü gende Ermüdungsfestigkeit ohne Wärmebehandlung haben muß, dessen Härte erhöht sein. Jedoch führt dieses zu einer Ver schlechterung der Bearbeitbarkeit, insbesondere der mate rialabtragenden Bearbeitbarkeit.

Eine Struktur eines konventionellen Stahls hohen Kohlen stoffgehalts ist schematisch in den Fig. 7A und 7B der bei gefügten Zeichnung veranschaulicht. Im einzelnen zeigt Fig. 7A ein Fortschreiten der Bruchbildung oder Fraktur "S" in der Struktur durch Spaltung, und die Fig. 7B zeigt die re sultierende Bruch- bzw. Frakturoberfläche "f". Fig. 8A der beigefügten Zeichnung veranschaulicht schematisch die beiden Bruch- oder Frakturoberflächen "S", wenn sie getrennt sind, und die Fig. 8B veranschaulicht das Zusammenpassen der Bruch- oder Frakturoberflächen. Im allgemeinen hat ein Stahl hohen Kohlenstoffgehalts eine 100%-Perlitstruktur "P" (Fig. 7A), wenn nach dem Schmieden keine Wärmebehandlung angewandt wird. Daher sind die stufenweisen Linien der Spaltung "S" in den Fig. 7A und 8A oder die Frakturoberfläche "f" in Fig. 7B durch Perlitkorngrenzen definiert bzw. begrenzt. Diese grat artige Bruchlinie "S" ist schematisch in Fig. 8A abgebildet. Wenn diese beiden gratartigen Oberflächen verbunden werden, ist der Eingriff sehr fest. Jedoch wird eine Verbindungs stange, beispielsweise eine Kurbelstange, durch einen Fa brikarbeiter, Mechaniker oder Service-Mann von Rand zusam mengebaut, auseinandergebaut oder wieder zusammengebaut (d. h. die Kappe wird mit dem Hauptkörperteil der Verbin dungsstange verbunden, davon getrennt und wieder verbunden). Wenn die Verbindung zwischen der Kappe und dem Hauptkörper teil der Verbindungsstange, z. B. der Kurbelstange, so fest bzw. relativ sehr fest ist, ist es unmöglich, die Verbin dungsstange von Hand zu zerteilen (die Kappe von dem Haupt körperteil zu trennen), und es ist dann ein Spezialwerkzeug erforderlich.

Insgesamt ist es daher so, daß der oben beschriebene konven tionelle Stahl hohen Kohlenstoffgehalts selbst dann, wenn die Zusammenpaßeigenschaften der Bruchoberflächen und die Streck- bzw. Formänderungsfestigkeit beide verbessert sind, keine niedrige Deformierbarkeit bzw. keine hohe Streck- bzw. Formänderungsfestigkeit hat, die für industrielle Herstel lung wichtig sind, sowie keine Bruch- oder Frakturoberflä chen aufweist, die für das leichte Zusammenbauen und Ausein anderbauen von Hand wesentlich sind, und auch eine hohe Er müdungsfestigkeit besitzt, die bei wärmebehandeltem Stahl nicht gering ist.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es insbesondere, ei nen Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen zur Ver fügung zu stellen, der eine genügende Festigkeit, ein aus reichendes Streckverhältnis und Ermüdungsgrenzverhältnis (Zugfestigkeitsverhältnis) sowie eine gute Bearbeitbarkeit, insbesondere eine gute Bearbeitbarkeit durch materialabtra gende Bearbeitung, hat.

Außerdem soll mit der vorliegenden Erfindung unter Verwen dung des vorstehend erwähnten Stahls ein Maschinenteil zur Verfügung gestellt werden, das mittels eines Bruchbildungs- bzw. Frakturprozesses hergestellt worden ist, welches sich bei Brechen wenig deformiert, Bruchoberflächen hat, die leicht zusammenzubauen, auseinanderzubauen und wieder zusam menzubauen sind, und eine hohe Ermüdungsfestigkeit besitzt.

Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen zur Verfügung ge stellt, der im wesentlichen die folgende chemische Zusammen setzung hat:
C: 0,45 bis 0,60 Gew.-%,
Si: 0,50 bis 2,00 Gew.-%,
Mn: 0,10 bis 0,30 (0,30 nicht einbezogen) Gew.-%,
P: 0,01 bis 0,10 Gew.-%,
S: 0,01 bis 0,20 Gew.-%,
V: 0,08 bis 0,15 Gew.-%, und
N: 0,0020 bis 0,0050 (0,0050 nicht einbezogen) Gew.-%,
wobei der Rest Eisen und Verunreinigungen sind, die unver meidlich enthalten sind. Die innere Struktur ist eine Fer rit-Perlit-Struktur. Die Erfinder haben bestätigt, daß das Streckverhältnis, das Ermüdungsgrenzverhältnis und die Bear beitbarkeit, insbesondere die Bearbeitbarkeit durch mate rialabtragende Verfahren, dieses Stahls gut sind. Weiter ha ben die Erfinder bestätigt, daß, wenn der Stahl durch ein Bruchverfahren zerteilt, verbunden und getrennt wird, die zum Trennen des Materials erforderliche Kraft klein ist, und die Trennung von Hand erfolgen kann.

Gemäß einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Maschinenteil zur Verfügung gestellt, der bzw. das aus dem oben beschriebenen Stahl hergestellt ist. Der Stahl wird geschmolzen und zu einer speziellen bzw. jeweils erforder lichen Form gegossen. Dann erfährt der Stahl einen Heißwalz prozeß oder einen Heißschmiedeprozeß, um ein Maschinenteil vorzusehen, was sich bei der Bruchbildung bzw. bei der Frak tur wenig deformiert, bevorzugte Bruchoberflächen bei der Bruchbildung freilegt, Bruchoberflächen hat, die leicht zu sammenzubauen, auseinanderzubauen und wieder zusammenzubauen sind, und eine hohe Ermüdungsfestigkeit besitzt.

Die vorstehenden sowie weitere Vorteile und Merkmale der Er findung seien nachfolgend anhand von besonders bevorzugten Ausführungsformen und von Beispielen der Erfindung, teil weise unter Bezugnahme auf die Figuren der Zeichnung, näher beschrieben und erläutert;
es zeigen:

Fig. 1A eine schematische Veranschaulichung des Fortschrei tens einer Spaltung in einer Struktur aus einem Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen gemäß der vorliegenden Erfindung, wenn der Stahl einer Bruchbildung unterworfen wird;

Fig. 1B eine Veranschaulichung einer Bruchoberfläche des in Fig. 1A gezeigten Stahls, wie sie durch einen Bruchbildungs prozeß entstanden ist;

Fig. 2 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem N-Ge halt, der Ermüdungsfestigkeit und der Leichtigkeit im Zu sammenbauen und Auseinanderbauen von zwei Materialbruch teilen veranschaulicht;

Fig. 3A eine Vorderansicht, die einen Verbindungsstangenroh ling, insbesondere einen Kurbelstangenrohling, veranschau licht;

Fig. 3B eine Veranschaulichung des Verbindungsstangenroh lings, der zerschnitten wird;

Fig. 3C die Darstellung einer Kappe und eines Hauptkörper teils des Verbindungsstangenrohlings, wenn er nach dem Zer schneiden zerteilt ist, wobei die Schnittoberflächen endbe arbeitet sind;

Fig. 3D eine Darstellung der zusammengebauten Verbindungs stange, insbesondere Kurbelstange, die durch Schrauben ver einigt ist;

Fig. 4A eine Aufrißansicht eines anderen Verbindungsstangen rohlings, insbesondere eines Kurbelstangenrohlings, der Ker ben in seinem großen Ende hat;

Fig. 4B die Darstellung einer Kappe und eines Hauptkörper teils des Verbindungsstangenrohlings, der durch einen Bruch bildungsvorgang zerteilt worden ist;

Fig. 4C die zusammengebaute Verbindungsstange, wie sie durch Schrauben vereinigt ist;

Fig. 5 die Beziehung zwischen dem C-Gehalt und der Erhit zungstemperatur während des Schmiedens;

Fig. 6 die Beziehung zwischen der Anzahl von Zyklen zu Aus fall und Beanspruchung;

Fig. 7A eine schematische Darstellung des Fortschreitens der Spaltung in einer Struktur eines üblichen Stahls hohen Koh lenstoffgehalts, die durch einen Bruchbildungsprozeß ausge bildet wird;

Fig. 7B eine Veranschaulichung der Bruchoberfläche des in Fig. 7A gezeigten Stahls, wie sie durch den Bruchprozeß ge bildet worden ist;

Fig. 8A zwei voneinander getrennte Bruchoberflächen, wie sie durch den Bruchprozeß der Fig. 7A erhalten worden sind; und

Fig. 8B das Zusammenpassen der beiden Bruchoberflächen.

In der nun folgenden detaillierten Beschreibung der Erfin dung werden bevorzugte Ausführungsformen und Beispiele eines Stahls für die Verwendung in Maschinenstrukturen und eines Maschinenteils, das aus diesem Stahl hergestellt ist, gemäß der vorliegenden Erfindung unter teilweiser Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben.

Zunächst werden drei Grundprinzipien bzw. -ideen, die in dem Stahl der vorliegenden Erfindung verwirklicht worden sind, beschrieben und erläutert.

(1) Verbesserung der Bruchbildungsfähigkeit

Mn ist ein Element zum Verstärken eines Stahls durch Lö sungsverstärkung bzw. -festigung. Mn hat u. a. den Vorteil, daß es die Duktilität nicht sehr stark verschlechtert, je doch die Festigkeit erhöhen kann. Aus diesem Grund wird Mn in etwa 0,6 Gew.-% oder mehr generell zu einem Stahl mittle ren Kohlenstoffgehalts für die Verwendung in Maschinenstruk turen hinzugefügt.

Nachdem sie diese Funktion des Mn verstanden hatten, haben die Erfinder die Beziehung zwischen Mn und der Bruchbil dungsfähigkeit untersucht. Experimente haben gezeigt, daß es eine innige Korrelation zwischen dem Betrag der Deformation bei der Bruchbildung und dem Betrag des hinzugefügten Mn gibt. Im einzelnen wurde gefunden, daß dann, wenn Mn in ei ner Menge von weniger als 0,3 Gew.-% enthalten war, die Duk tilität des Stahls (Kontraktion oder Reduktion in einem Dehn- bzw. Zugtest) beträchtlich abfiel, die Deformation während der Bruchbildung vermindert war, und flache Bruch oberflächen bei der Spaltung resultierten.

Es wurde V oder Nb zu einem nichtwärmebehandelten Stahl als ein Präzipitationshärtungselement hinzugefügt. Es wurde auch gefunden, daß, wenn dieses Element mit N in dem Stahl kom biniert bzw. verbunden war und ein Nitrid wurde, das austhe nitische Kristallkorn dann eine feine Struktur während des Erhitzens in einem Schmiedeprozeß erhielt und es daher un möglich war, eine genügend niedrige Duktilität (hohe Bruch bildungsfähigkeit) zu erhalten.

Demgemäß ist es ziemlich wichtig, die Mengen an Mn und N, die in dem Stahl enthalten sein sollen, zu vermindern, um die Bruchbildungsfähigkeit des Stahls zu verbessern.

(2) Verbesserung der Teilbarkeit nach dem Verbinden (Leich tigkeit des Zusammenbauens und Auseinanderbauens von zwei Teilen, die aus dem Zerbrechen eines einzigen Teils resul tieren)

Ein Maschinenteil (z. B. eine Verbindungsstange, wie bei spielsweise eine Kurbelstange) wird z. B. durch Verbinden von zwei kleineren Teilen (z. B. eines Hauptkörperteils und einer Kappe) an zusammenpassenden Oberflächen und Vereinigen durch Schrauben zusammengebaut. Die zusammenpassenden Oberflächen sind Bruchoberflächen, die durch einen Bruchbildungs- bzw. Frakturprozeß hergestellt sind. Das Maschinenteil wird durch Aufschrauben der Schrauben und Trennen des einen Teils von dem zugehörigen anderen Teil auseinandergebaut. Das Zusam menbauen und das Auseinanderbauen werden generell durch Ar beiter von Hand ausgeführt. Um die Leichtigkeit des Zusam menbauens und Auseinanderbauens zu erhöhen, sollten die zu sammenpassenden Oberflächen der bei einer Spaltung erzeugten beiden Teile keine gratartigen Oberflächen haben.

Der Stahl hohen Kohlenstoffgehalts hat die Tendenz, grat artige Bruchoberflächen bei der Bruchbildung zu bekommen, da die Bruchoberflächen Perlitkörner haben. Jedoch haben die Frakturoberflächen (Spaltungsoberflächen), wenn man die Struktur zu einer Ferrit-Perlit-Struktur ändert, einen wei chen Proeutektoid-Ferrit. Diese Oberflächen haben weniger und kleinere Konkavitäten und Konvexitäten.

Wenn das Kristallkorn des Stahls durch einen Pinning- oder Nadelungseffekt von VN verfeinert wird, um die Ermüdungsfe stigkeit zu erhöhen, nimmt die Anzahl von Konkavitäten und Konvexitäten per Flächeneinheit auf einer Bruchoberfläche zu. Das verschlechtert die Leichtigkeit des Zusammenbaus und Auseinanderbauens der beiden Teile, die durch einen Bruch bildungsprozeß hergestellt worden sind. Demgemäß ist es not wendig, die Menge von N so einzustellen, daß sie nicht mehr als ein vorbestimmter Wert ist, so daß das Kristallkorn grö ßer als eine gewisse Größe wird.

Daher ist es sehr wichtig, den Betrag von N in dem Stahl zu vermindern, um die Teilbarkeit der beiden Teile zu verbes sern.

Um eine niedrige Duktilität zu erhalten, die industriell zu friedenstellend ist (d. h. eine geringe Deformation bei der Bruchbildung) und angemessen rauhe und brüchige Bruchober flächen zu erzielen, wodurch ein gutes Zusammenpassen beim Zusammenbauen und Auseinanderbauen vorgesehen wird, ist es erforderlich, Mn und N in dem Stahl zu vermindern.

(3) Verbesserung der Dehngrenze bzw. Streckfestigkeit und der Ermüdungsfestigkeit

Es ist ratsam, eine bevorzugte Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialabtragende Verfahren, zu realisieren, während gleichzeitig eine hohe Dehngrenze bzw. Streckfestigkeit auf rechterhalten wird, indem das Fließ- bzw. Streckverhältnis (Streckfestigkeit/Zugfestigkeit) eines Ferrit-Perlit-Stahls erhöht wird. Das Ermüdungsgrenzverhältnis wird gleichzeitig auch verbessert. Speziell ist es so, daß die Bearbeitbar keit, insbesondere durch materialabtragende Verfahren, da durch verbessert wird, daß man bewirkt, daß der Stahl eine Ferrit-Perlit-Struktur besitzt und eine niedrige Härte sowie eine hohe Dehngrenze bzw. Streckfestigkeit hat.

Es sei hier darauf hingewiesen, daß der Begriff "Streckfe stigkeit", wie er im Rahmen der vorliegenden Beschreibung und der Patentansprüche verwendet wird, auch die Begriffe "Fließfestigkeit", "Dehngrenze" und "Elastizitätsgrenze" um faßt.

Wenn die Streck- bzw. Fließfestigkeit erhöht wird, wird die Ermüdungsfestigkeit, verglichen mit einem Stahl, welcher die gleiche Zugfestigkeit hat, erhöht. Um das Streck- bzw. Fließverhältnis zu erhöhen, ist es notwendig, den Betrag an Kohlenstoff, verglichen mit einem konventionellen Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen, zu vermindern und po sitiv Vorteil aus der Präzipitationshärtung, die durch V, Nb oder andere Elemente bewirkt wird, zu ziehen.

Unter nunmehriger Bezugnahme auf die Fig. 1A und 1B sei eine Struktur des Stahls für die Verwendung in Maschinenstruktu ren gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben und erläu tert. Die Fig. 1A veranschaulicht schematisch ein Fort schreiten der Spaltung in der Struktur bei der Bruchbildung, und die Fig. 1B veranschaulicht schematisch eine Bruchober fläche, die bei der Bruchbildung erzeugt worden ist. Es sei darauf hingewiesen, daß in den Fig. 1A, 1B, 7A und 7B gleichartige Symbole verwendet sind.

Der Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen gemäß der vorliegenden Erfindung hat die folgende chemische Zusam mensetzung:
C: 0,45 bis 0,60 Gew.-%,
Si: 0,50 bis 2,00 Gew.-%,
Mn: 0,10 bis 0,30 (0,30 nicht einbezogen) Gew.-%,
P: 0,01 bis 0,10 Gew.-%,
S: 0,01 bis 0,20 Gew.-%,
V: 0,08 bis 0,15 Gew.-%, und
N: 0,0020 bis 0,0050 (0,0050 nicht eingezogen) Gew.-%,
wobei der Rest Eisen und Verunreinigungen sind, die unver meidbar enthalten sind. Wie in Fig. 1A veranschaulicht ist, ist die innere Struktur dieses Stahls eine Ferrit(F)-Per lit(P)-Struktur.

Die numerischen Beschränkungen, die in der obigen chemischen Zusammensetzung angegeben sind, haben die folgenden Gründe:
Der C-Gehalt ist auf 0,45 bis 0,60 Gew.-% beschränkt, da die notwendige Festigkeit sichergestellt wird, wenn C in einer Menge von 0,45 Gew.-% oder mehr enthalten ist, und das Streck- bzw. Fließverhältnis sowie das Ermüdungsgrenzver hältnis beide erhöht sind, wenn C in einer Menge von 0,60 Gew.-% oder weniger enthalten ist.

Si erniedrigt die Duktilität, so daß es die Wirkung des Ver besserns der Bruchbildungsfähigkeit hat. Der Si-Gehalt ist auf 0,50 bis 2,00 Gew.-% beschränkt, da die Duktilität nicht sehr viel abfällt, wenn Si weniger als 0,50 Gew.-% ist und die Heißduktilität abfällt, wenn Si mehr als 2,00 Gew.-% ist. Der Abfall der Heißduktilität führt oft zu Defekten, insbesondere Rissen, Spalten, Sprüngen, Flecken und/oder Gußblasen, des Produkts während der Herstellung und dem Heißschmieden des Stahls.

Mn ist ein Lösungsverstärkungs- bzw. -festigungselement zur Verstärkung des Stahls, wobei es die Duktilität nicht sehr stark verschlechtert. Der Mn-Gehalt ist auf 0,10 bis 0,30 (0,30 ausgenommen) Gew.-% in dieser Ausführungsform be schränkt. Wenn Mn geringer als 0,10 Gew.-% ist, wird S ein Festkörperlösungszustand, wenn es erhitzt wird, und daher wird die Heißduktilität vermindert, was oft zu Defekten, insbesondere Rissen, Spalten, Sprüngen, Flecken, Gußblasen od. dgl., oder zu Kratzern, Ritzen und/oder Kerben während der Herstellung und des Heißschmiedens des Stahls führt. Mn ist auf weniger als 0,30 Gew.-% beschränkt, da die Deforma tion bei der Bruchbildung vermindert wird und relativ flache und brüchige bzw. spröde Bruchoberflächen resultieren.

P ist ein Element, um den Stahl brüchig bzw. spröde zu ma chen. Der P-Gehalt ist auf 0,01 bis 0,10 Gew.-% beschränkt, da eine genügende Bruchbildungsfähigkeit nicht erhalten wird, wenn weniger als 0,001 Gew.-% vorhanden sind, und die Heißduktilität in hohem Maße abfällt, wenn mehr als 0,10 Gew.-% enthalten sind.

S ist ein Element zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit, ins besondere der materialabtragenden Bearbeitbarkeit. Der S-Ge halt ist auf 0,01 bis 0,20 Gew.-% beschränkt, da eine zu friedenstellende Bearbeitbarkeit, insbesondere materialab tragenden Bearbeitbarkeit, nicht erhalten wird, wenn weniger als 0,01 Gew.-% enthalten sind, und eine große Menge an MnS-Teilchen erzeugt wird, wenn mehr als 0,20 Gew.-% vorhanden sind. Diese MnS-Teilchen verschlechtern die Ermüdungsfestig keit.

Der V-Gehalt ist auf 0,08 bis 0,15 Gew.-% beschränkt, da die Stahlstreck- bzw. -fließfestigkeit und die Stahlermüdungs festigkeit aufgrund von Präzipitationsfestigung verbessert werden, wenn der Gehalt 0,08 Gew.-% oder mehr ist, und gleichzeitig die Duktilität herabgesetzt und die Bruchbil dungsfähigkeit verbessert werden. Wenn V in einer Menge von mehr als 0,15 Gew.-% enthalten ist, wird die Härte unnötig erhöht und die Bearbeitbarkeit, insbesondere die materialab tragende Bearbeitbarkeit, wird unnötig herabgesetzt.

N präzipitiert bzw. fällt aus in der Form von VN in dem Stahl, so daß dadurch das Kristallkorn verfeinert, die Duk tilität erhöht und die Leichtigkeit des Vereinigens und Trennens der Bruchoberflächen, die durch Spaltung herge stellt worden sind, herabgesetzt wird. Demgemäß wird der N-Gehalt auf weniger als 0,0050 Gew.-% beschränkt. Die Vermin derung des N-Gehalts auf weniger als 0,0020 Gew.-% verstärkt nicht die oben erwähnten Funktionen des N und erhöht die Stahlherstellungskosten. Demgemäß wird bestimmt, daß die un tere Grenze von N in dieser Ausführungsform 0,0020 Gew.-% sein soll.

Wenn die Al-Desoxidation ausgeführt wird, dispergiert sich hartes Aluminiumoxid in dem Stahl, und die Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialabtragende Bearbeitung, wird ver schlechtert. Grundsätzlich wird daher kein Al hinzugefügt. Das Nichtausführen einer Al-Desoxidation führt zu einem an deren Vorteil, die Struktur wird nämlich grob, und die Bruchbildungsfähigkeit wird erhöht. Jedoch kann Al in einer Menge von 0,005 Gew.-% oder mehr hinzugefügt werden, um ei nen Desoxidationseffekt zu erhalten, wenn die Zugfestigkeit relativ niedrig ist oder die Spanne für die Bearbeitung, insbesondere durch materialabtragende Verfahren, klein ist. Das ist deswegen so, weil die Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialabtragende Verfahren, kein Problem wird. Das Hinzufügen von Al in einer Menge von mehr als 0,050 Gew.-% erhöht nicht die Desoxidationswirkung.

Wenn TiN in dem Stahl bei der Ti-Desoxidation präzipitiert wird, wird die Struktur nach dem Heißschmieden verfeinert und die Duktilität erhöht. Grundsätzlich wird daher keine Ti-Desoxidation oder Ti-Hinzufügung ausgeführt. Jedoch wird eine genügend niedrige Duktilität selbst nach einer Ti-Desoxidation erhalten, wenn die Stahlhärte genügend hoch ist. In diesem Falle wird keine zufriedenstellende Desoxida tion erreicht, wenn die Ti-Hinzufügung weniger als 0,005 Gew.-% ist. Wenn mehr als 0,050 Gew.-% vorhanden sind, wird eine grobe Ti-Ablagerung erzeugt, und die Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialabtragende Verfahren, wird er niedrigt.

Es sei bemerkt, daß wenigstens eines der folgenden Elemente zu dem Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen gemäß der Erfindung in Abhängigkeit von gegebenen Bedingungen hin zugefügt werden kann: 0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se, oder 0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder 0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

Der C-Gehalt des Stahls der vorliegenden Erfindung ist 0,45 bis 0,60 Gew.-%, was kleiner als bei einem üblichen Stahl hohen Kohlenstoffgehalts ist. Daher ist die innere Struktur des Stahl eine Ferrit-Perlit-Struktur. Wie in den Fig. 1A und 1B veranschaulicht, hat die Zickzack-Spaltungslinie "S" oder die Bruchoberfläche "f" einen Proeutektoid-Ferrit. Das verhindert auch, daß die Spaltungslinie "S" wie Grat wird. Infolgedessen gelangen zwei Spaltungsoberflächen nicht sehr fest miteinander in Eingriff, wenn sie verbunden werden. Demgemäß kann ein Arbeiter die beiden Teile von Hand tren nen. Eine spezielle Aufspannvorrichtung oder ein sonstiges Spezialwerkzeug ist daher nicht notwendig.

Die zusammenpassenden Oberflächen von zwei Teilen, d. h. die Spaltungsoberflächen "S" (Fig. 1A) sind leicht miteinander zu verbinden und voneinander zu trennen, wenn die Härte niedrig ist. Wenn der Kristallkorndurchmesser jedoch zu klein werden würde, z. B. aufgrund eines Hinzufügens von Al oder Ti zur Erhöhung der Ermüdungsfestigkeit, dann würde der Eingriffsteil pro spezifischer Fläche (Einheitsfläche) zu nehmen. Dadurch wird ein Verbinden und Trennen von zwei Tei len nicht mehr leicht. Demgemäß sollte das Gleichgewicht zwischen der Ermüdungsfestigkeit und der Leichtigkeit des Verbindens und Trennens in Betracht gezogen bzw. gewählt werden. In der Erfindung wird der N-Gehalt so gesteuert und/oder geregelt, daß er 0,0020 bis 0,0050 Gew.-% (0,0050 selbst ausgenommen) beträgt, so daß dadurch eine bevorzugte Kristallkorngröße erhalten wird.

Durch Steuern und/oder Regeln des Betrags an N, um die Prä zipitation von Nitrid einzudämmen, wird das Austenitkri stallkorn während des Erhitzens für das Schmieden grob. Das setzt die Duktilität herab.

Die Beziehung zwischen N, der Ermüdungsfestigkeit und der Leichtigkeit des Verbindens und Trennens von zwei Teilen, die durch einen Bruchprozeß geteilt worden sind, ist in Fig. 2 veranschaulicht. Die horizontale Achse des Diagramms gibt den Betrag an Stickstoff an, der in dem Stahl enthalten ist. Die linke vertikale Achse gibt die Ermüdungsfestigkeit an, und die rechte vertikale Achse gibt die Leichtigkeit des Verbindens und Lösens der beiden durch einen Bruchprozeß ge trennten Teile an.

Wie aus dem Diagramm der Fig. 2 ersichtlich ist, enthält der Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen gemäß der vorliegenden Erfindung N in einer kontrollierten Menge, d. h. 0,0020 bis 0,0050 Gew.-%. Demgemäß ist das Gleichgewicht zwischen der Ermüdungsfestigkeit und der Leichtigkeit des Verbindens und Lösens gut.

Die Struktur des Stahls ist auf Ferrit-Perlit in der vorlie genden Erfindung beschränkt. Jedoch ist kein spezielles Her stellungsverfahren oder Schmiedeverfahren für den Stahl der Erfindung notwendig. Wenn das Rohmaterialmetall, daß die oben beschriebene chemische Zusammensetzung hat, gemäß einem üblichen Stahlherstellungsverfahren in einem üblichen Stahl werk bzw. Stahlwalzwerk geschmolzen und gegossen wird sowie unter normalen Bedingungen zu einem Stab- bzw. Stangenstahl heißgewalzt wird, wird die Stahlstruktur natürlicherweise eine Ferrit-Perlit-Struktur. Selbst wenn der Stab- oder Stangenstahl weiter zu einer speziellen Form heißgeschmiedet wird, die für ein Automobilteil geeignet ist, und durch Luft oder ein Gebläse gekühlt wird, ist die Stahlstruktur auch Ferrit-Perlit.

Beispiele

Es wurden 39 Arten von Stahl, die unterschiedliche chemische Zusammensetzungen hatten, wobei jeder 150 kg wog, in einem Vakuumschmelzofen geschmolzen und zu einer Platte geschmie det, die einen Querschnitt von 20 mm×60 mm hatte. Die Platte wurde auf 1.473°K erhitzt und luftgekühlt. Experi mentelle Stücke, und zwar die Nrn. 1 bis 26 gemäß der vor liegenden Erfindung und die Nrn. 1 bis 13 gemäß dem Stand der Technik, wurden auf diese Art und Weise hergestellt. Die chemischen Zusammensetzungen der Proben sind in den Tabellen I bis III gezeigt.

Die Proben Nr. 1 bis 8 gemäß der Erfindung hatten eine che mische Zusammensetzung, gemäß der sie C, Si, Mn, P, S, V und N enthielten. Die Probe Nr. 1 des Standes der Technik hatte eine chemische Zusammensetzung, gemäß der sie C, Si, Mn,P, S, Cr, V und N enthielt. Die letztere ist ein konventionel ler nichtwärmebehandelter Stahl hohen Kohlenstoffgehalts. Die Proben Nr. 2 bis 7 nach dem Stand der Technik haben eine chemische Zusammensetzung, gemäß der sie C, Si, Mn, P, S, V und N enthielten, wobei wenigstens eines dieser Elemente in einer Menge enthalten war, die außerhalb des Bereichs der Erfindung liegt.

Die Proben Nr. 9 bis 13 gemäß der Erfindung hatten eine che mische Zusammensetzung, gemäß der sie C, Si, Mn, P, S, V, N, Al und/oder Ti enthielten. Die Proben Nr. 8 bis 10 gemäß dem Stand der Technik enthielten Al und/oder Ti in einer Menge, welche außerhalb des Bereichs der Erfindung lag.

Die Proben Nr. 14 bis 26 gemäß der Erfindung hatten eine chemische Zusammensetzung, gemäß der sie C, Si, Mn, P, S, V, N und wenigstens eines oder zwei der Elemente Cr, Mo, Nb, Al oder Ti enthielten. In den Proben der Nrn. 11 bis 13 des Standes der Technik war wenigstens eines der Elemente Cr, Mo oder Nb in einer Menge enthalten, die außerhalb des Bereichs der Erfindung lag.

Tabelle I

Tabelle II

Die Stahlstruktur von allen Proben der Erfindung und der Proben des Standes der Technik, die in den Tabellen I bis III angegeben sind, war eine Ferrit-Perlit-Struktur.

Als nächstes wurden Stücke für den Zugtest (Parallelteil durchmesser war 8 mm) und den Ono-Rotationsbiegeermüdungs test (das ungekerbte Teststück hatte einen Parallelteil durchmesser von 8 mm) hergestellt, und diese Tests wurden ausgeführt. Außerdem wurde VL₁₀₀₀ (maximale Umfangsgeschwin digkeit, welche 1.000 mm Schneiden ermöglicht) unter Ver wendung eines Bohrers von zementiertem Carbid von 9 mm Durchmesser gemessen.

Es wurden auch große Verbindungsstangen in der folgenden Art und Weise hergestellt. Zunächst wurde ein Material zu einer Stange bzw. einem Stab von 45 mm Durchmesser geschmiedet. Dieser Stangen- bzw. Stabstahl wurde auf 1.523°K durch Hoch frequenzinduktionsheizung erhitzt. Dann wurde er zu einer großen Verbindungsstange geschmiedet und mittels eines Ge bläses gekühlt. Nachfolgend hierauf wurde eine materialab tragende Bearbeitung auf ein großes Ende der Verbindungs stange angewandt, und Schraubenlöcher wurden in das große Ende gebohrt. Es wurden zwei Kerben an entgegengesetzten Po sitionen auf der inneren Oberfläche des großen Endes der Verbindungsstange hergestellt. Hierauf wurde die Verbin dungsstange mittels einer Hydraulikmaschine einer Bruchbil dung unterworfen. Die erhaltenen zwei Materialstücke wurden an ihren Bruchflächen gegeneinander angelegt und mit zwei 7T-Standardschrauben durch ein Plastikbereichsfestziehver fahren schraubverklemmt. Dann wurden die-Schrauben von der Verbindungsstange entfernt, und die Kappe der Verbindungs stange wurde von dem Hauptkörperteil der Verbindungsstange getrennt.

Das Moment, das zum Trennen der Kappe von dem Hauptkörper teil benötigt wurde, wurde gemessen. Wenn das Moment 50 kgfcm (etwa 4,9×10⁴ Nm) überstieg, konnte ein Service-Mann die Kappe mit den Händen kaum von dem Hauptkörperteil der Verbindungsstange trennen.

Die Tabellen IV bis VI zeigen die Ergebnisse von verschiede nen Tests, die an 26 Proben der Erfindung und 13 Proben des Standes der Technik ausgeführt wurden. Es sei bemerkt, daß die Deformation der Verbindungsstange bei der Bruchbildung (Reduktion der Fläche in der gebrochenen Oberfläche) propor tional der Reduktion der Fläche beim Zugtest ist, so daß "VERMINDERUNG DER FLÄCHE" in den Tabellen IV bis VI eine Ei genschaft oder einen Index der Deformation bei der Bruchbil dung repräsentiert.

Es sei hier darauf hingewiesen, daß die Bezeichnung "Zug test" im Rahmen der vorliegenden Beschreibung insbesondere die Bedeutung von "Zugtest, Reckprobe, Zerreißprobe" hat.

Tabelle IV

Tabelle V

Tabelle VI

Wie aus den Tabellen IV bis VI zu verstehen ist, sind die Stahlproben Nr. 1 bis 26 der vorliegenden Erfindung überra gend gegenüber der Stahlprobe Nr. 1 des Standes der Technik (nichtwärmebehandelter Stahl hohen Kohlenstoffgehalts) im Streck- bzw. Fließverhältnis, im Ermüdungsgrenzverhältnis und in der Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialab tragende Verfahren, und sie erfordern eine geringere Trenn kraft.

Die Proben Nr. 2 und 3 des Stahls gemäß dem Stand der Tech nik enthalten mehr Mn und/oder N, so daß die Kontraktion der Fläche und das Trennmoment groß sind. Die Probe Nr. 4 des Stahls des Standes der Technik enthält weniger C und S sowie mehr Mn und V, so daß die Kontraktion der Fläche und das Trennmoment groß sind (insbesondere wird ein großes Trenn moment benötigt). Die Probe Nr. 5 des Stahls gemäß dem Stand der Technik enthält mehr C und weniger V, so daß das Streck- bzw. Fließverhältnis und das Ermüdungsgrenzverhältnis klein sind. Die Probe Nr. 6 des Standes der Technik enthält weni ger Si sowie mehr Mn und N, so daß die Kontraktion der Flä che und das Trennmoment groß sind (insbesondere ist ein gro ßes Trennmoment nötig). Die Probe Nr. 7 des Standes der Technik enthält mehr Si, Mn und P sowie weniger V, so daß das Ermüdungsgrenzverhältnis klein, die Bearbeitbarkeit (VL₁₀₀₀), insbesondere durch materialabtragende Verfahren, schlecht und das Trennmoment groß ist.

Die Proben Nr. 8 bis 10 des Standes der Technik haben eine große Menge an Al und/oder Ti, so daß die Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialabtragende Verfahren, nicht gut ist.

Die Proben Nr. 11 bis 13 nach dem Stande der Technik haben mehr Cr, Mo und Nb, so daß die Zugfestigkeit groß und die Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialabtragende Ver fahren, schlecht ist.

Um die Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialabtra gende Verfahren, des Stahls der vorliegenden Erfindung wei ter zu erhöhen, wurde ein anderer Satz von Proben herge stellt (die Proben Nr. 27 bis 30). Diese Proben enthielten auch wenigstens eines der folgenden Elemente: 0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se, 0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder 0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca, und zwar zusätz lich zu der chemischen Zusammensetzung der Proben Nr. 1 bis 26 gemäß der Erfindung.

Die chemischen Zusammensetzungen der Stahlproben Nr. 27 bis 30 gemäß der Erfindung sind in Tabelle VII gezeigt.

Die gleichen Tests wie bei den Proben Nr. 1 bis 26 gemäß der Erfindung wurden auch bei den Proben Nr. 27 bis 30 ausge führt. Die Ergebnisse dieser Tests sind in Tabelle VIII an gegeben.

Tabelle VIII

Die Proben Nr. 27 bis 30 gemäß der Erfindung enthalten etwa 0,05 Gew.-% S und andere die Bearbeitbarkeit, insbesondere durch materialabtragende Verfahren, verbessernde Elemente, wie in Tabelle VII gezeigt ist, so daß jeder Stahl eine re lativ hohe Zugfestigkeit besaß, aber trotzdem gute Bearbeit barkeit, insbesondere durch materialabtragende Verfahren, zeigte, wie aus Tabelle VIII ersichtlich ist.

Es ist brauchbar bzw. geeignet, aus dem Stahl der Erfindung eine Verbindungsstange, wie beispielsweise eine Kurbelstan ge, herzustellen, die leichtgewichtig und kostengünstig ist. Infolgedessen trägt die Verbindungsstange der Erfindung zu einer Gewichtsverminderung, einer Erhöhung der Ausgangs leistung und einer Verbesserung der Qualität einer Brenn kraftmaschine bei. Das verbindbare Maschinenteil, welches durch ein Frakturverfahren aus Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung herstellbar ist, ist nicht auf eine Verbindungs stange bzw. Kurbelstange beschränkt. Z.B. können eine teil bare Lagerhalterung, wie sie in einem Zylinderkopf verwendet wird, ein Zylinderblock einer Brennkraftmaschine oder ein Differenzialkäfig Maschinenteile sein, die durch Bruchbil dung bzw. Frakturierung des Stahls der Erfindung herstellbar sind. Es können auch Teile, die eine Welle oder ein rotie rendes Element halten und/oder lagern, Maschinenteile sein, welche durch Frakturierung bzw. Bruchbehandlung des Stahls der Erfindung hergestellt sein.

Der oben beschriebene Stahl und die vorstehend beschriebenen Maschinenteile sind in der japanischen Patentanmeldung Nr. 9-317347 offenbart, die am 18. November 1997 eingereicht worden ist, und die gesamte Offenbarung derselben wird durch diese Bezugnahme zum Inhalt der vorliegenden Anmeldung ge macht. Für die vorliegende Anmeldung wird die Priorität der vorstehend angegebenen japanischen Anmeldung beansprucht.

Claims

1. Stahl für die Verwendung in Maschinenstrukturen, welcher die folgende chemische Zusammensetzung hat:
C: 0,45 bis 0,60 Gew.-%,
Si: 0,50 bis 2,00 Gew.-%,
Mn: 0,10 bis 0,30 (0,30 nicht einbezogen) Gew.-%,
P: 0,01 bis 0,10 Gew.-%,
S: 0,01 bis 0,20 Gew.-%,
V: 0,08 bis 0,15 Gew.-%, und
N: 0,0020 bis 0,0050 (0,0050 nicht einbezogen) Gew.-%,
wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, die unvermeid bar enthalten sind, und worin eine oder die innere Struktur des Stahls eine Ferrit-Perlit-Struktur ist.

2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeich net, daß die chemische Zusammensetzung weiter folgendes enthält:
Al: 0,005 bis 0,050 Gew.-% und/oder
Ti: 0,005 bis 0,050 Gew.-%.

3. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeich net, daß die chemische Zusammensetzung weiter einen oder zwei oder alle der folgenden Bestandteile enthält:
Nb: 0,05 bis 0,30 Gew.-%,
Cr: 0,10 bis 0,50 Gew.-% und
Mo: 0,05 bis 0,50 Gew.-%.

4. Stahl nach Anspruch 2, dadurch gekennzeich net, daß die chemische Zusammensetzung weiter einen oder zwei oder alle der folgenden Bestandteile enthält:
Nb: 0,05 bis 0,30 Gew.-%,
Cr: 0,10 bis 0,50 Gew.-% und
Mo: 0,05 bis 0,50 Gew.-%.

5. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeich net, daß die chemische Zusammensetzung weiter wenig stens einen der folgenden Bestandteile enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

6. Stahl nach Anspruch 2, dadurch gekennzeich net, daß die chemische Zusammensetzung weiter wenig stens einen der folgenden Bestandteile enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

7. Stahl nach Anspruch 3, dadurch gekennzeich net, daß die chemische Zusammensetzung weiter wenig stens einen der folgenden Bestandteile enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

8. Stahl nach Anspruch 4, dadurch gekennzeich net, daß die chemische Zusammensetzung weiter wenig stens einen der folgenden Bestandteile enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

9. Hergestellter Gegenstand, hergestellt durch die folgenden Schritte:

A) Herstellen eines Stahls, der die folgende chemische Zu sammensetzung hat:
C: 0,45 bis 0,60 Gew.-%,
Si: 0,50 bis 2,00; Gew.-%,
Mn: 0,10 bis 0,30 (0,30 nicht einbezogen) Gew.-%,
P: 0,01 bis 0,10 Gew.-%,
S: 0,01 bis 0,20 Gew.-%,
V: 0,08 bis 0,15 Gew.-%, und
N: 0,0020 bis 0,0050 (0,0050 nicht einbezogen) Gew.-%,
wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, die unvermeid bar enthalten sind, und worin eine oder die innere Struktur des Stahls eine Ferrit-Perlit-Struktur ist;
B) Heißwalzen oder Heißschmieden des Stahls zu einer spe ziellen Form; und
C) Teilen des Stahl der speziellen Form durch einen Fraktur- oder Bruchprozeß.

10. Hergestellter Gegenstand nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die chemische Zusammen setzung weiter folgendes enthält:
Al: 0,005 bis 0,050 Gew.-% und/oder
Ti: 0,005 bis 0,050 Gew.-%.

11. Hergestellter Gegenstand nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die chemische Zusammen setzung weiter einen oder zwei oder alle der folgenden Be standteile enthält:
Nb: 0,05 bis 0,30 Gew.-%,
Cr: 0,10 bis 0,50 Gew.-%, und
Mo: 0,05 bis 0,50 Gew.-%.

12. Hergestellter Gegenstand nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die chemische Zusammen setzung weiter einen oder zwei oder alle der folgenden Be standteile enthält:
Nb: 0,05 bis 0,30 Gew.-%,
Cr: 0,10 bis 0,50 Gew.-%, und
Mo: 0,05 bis 0,50 Gew.-%.

13. Hergestellter Gegenstand nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die chemische Zusammen setzung weiter folgendes enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

14. Hergestellter Gegenstand nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die chemische Zusammen setzung weiter folgendes enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

15. Hergestellter Gegenstand nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß die chemische Zusammen setzung weiter folgendes enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

16. Hergestellter Gegenstand nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die chemische Zusammen setzung weiter folgendes enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.

17. Verfahren zum Herstellen eines Gegenstands, umfassend die folgenden Schritte:

A) Herstellen eines Stahls, der die folgende chemische Zu sammensetzung hat:
C: 0,45 bis 0,60 Gew.-%,
Si: 0,50 bis 2,00 Gew.-%,
Mn: 0,10 bis 0,30 (0,30 nicht einbezogen) Gew.-%,
P: 0,01 bis 0,10 Gew.-%,
S: 0,01 bis 0,20 Gew.-%,
V: 0,08 bis 0,15 Gew.-%, und
N: 0,0020 bis 0,0050 (0,0050 nicht einbezogen) Gew.-%,
wobei der Rest Fe und Verunreinigungen sind, die unvermeid bar enthalten sind, und worin eine oder die innere Struktur des Stahls eine Ferrit-Perlit-Struktur ist;
B) Heißwalzen oder Heißschmieden des Stahls zu einer spe ziellen Form; und
C) Teilen des Stahl der speziellen Form durch einen Fraktur- oder Bruchprozeß.

18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekenn zeichnet, daß die chemische Zusammensetzung weiter folgendes enthält:
Al: 0,005 bis 0,050 Gew.-% und/oder
Ti: 0,005 bis 0,050 Gew.-%.

19. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekenn zeichnet, daß die chemische Zusammensetzung weiter einen oder zwei oder alle der folgenden Bestandteile ent hält:
Nb: 0,05 bis 0,30 Gew.-%,
Cr: 0,10 bis 0,50 Gew.-%, und
Mo: 0,05 bis 0,50 Gew.-%.

20. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekenn zeichnet, daß die chemische Zusammensetzung weiter folgendes enthält:
0,4 Gew.-% oder weniger an Pb, Bi oder Se,
0,050 Gew.-% oder weniger an Te, oder
0,0030 Gew.-% oder weniger an Ca.