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Beschreibung
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Die Erfindung betrifft ein Gußeisen rnit Kueeleraphit und insbesondere
ein Verfahren zur Herstellung eines zwischenstufen-vergüteten bzw. wärmebad-gehärteten
Eisenkörpers mit Kugelgraphit (sphäroidisches tEraphitoußeisen) und das dabei erhaltene
Produkt.
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Der Zwischenstufenvergütung bzw. Wärmehärtung von sphäroidischem Graphitgußeisen
wurde großes Interesse qewidmet als Maßnahme zur Erzielung eines billiqen, leichten
materials zur Verwendung anstelle von Stahlsorten für verschiedene Maschinenelemente
in Motorfahrzeugen bzw. Kraftfahrzeugen, Schiffen, zivilen oder landwirtschaftlichen
Maschinen, bei Einrichtungen für die Stahlherstellung, usw. Dies kommt daher, daß
zwischenstufenvergütete sphäroidische Graphitgußeisen, die als bainitische sphäroidische
Graphitgußeisen bezeichnet werden können, eine wesentlich bessere Kombination von
Zugfestigkeit und Dehnung oder Zähigkeit aufweisen, als übliche ferritische oder
perlitische sphäroidische Graphitgußeisen. Beispielsweise wurde ein Erfolg beim
Ersatz von geschmiedeten und carburierten Stahlgetrieben für Automobile bzw. Kraftfahrzeuge
durch zwischenstufen-vergütete Getriebe aus sphäroidischem Graphitgußeisen mit Vorteilen
in vieler Hinsicht berichtet, wie die Verringerung der Gesamtproduktionskosten,
die Verringerung des Gewichtes und die Lärmverringerung aufgrund einer hohen Dämpfungsrate
des neuen Materials.
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In der Praxis hat sich jedoch das Zwischenstufenvergüten von sphäroidischen
Graphitgußeisen als nur für begrenzte Anwendungszwecke für kleine und dünnwandige
Teile erwiesen, da es nicht leicht ist, eine ideale Zwischenstufenvergütung oder
Verwertung von hohem Bainit oder Troostit durch Hitzebehandlung üblicher sphäroidischer
Graphitgußeisen zu erzielen. Der hauptsächliche Grund für die Schwierigkeit der
Zwischenstufenvergütung von sphärischem Graphitgußeisen üblicher Zusammensetzungen
liegt darin, daß die Stabilität
des supergekühlten Austenits unzureichend
ist. Es ist daher zur Erzielung einer geeigneten Zwischenstufenvergütung erforderlich,
daß das Gußeisen von der Austenisierungstemperatur zur Bainit-bzw. Troostitumwandlungstemperatur
bei einer ausreichend hohen Rate der Temperaturverringerung gekühlt wird. Im Falle
dickwandiger Teile jedoch ist es schwierig, eine derartig hohe Kühlungsrate bzw.
Kühlungsgeschwindigkeit in jedem Teil jedes Gußkörpers zu verwirklichen und daher
fällt viel Perlit aus supergekühltem Austenit während des Kühlungsverfahrens aus.
In einigen Fällen wird ein Salzbad verwendet, um eine raschere Kühlung als die Luftkühlung
zu erzielen. Jedoch ist es in der gegenwärtigen Industrie im allgemeinen unerwünscht,
Salzbäder zu verwenden, aufgrund der mühsamen Arbeitsweise, der geringen Produktivität
und der Verwendung von umweltverschmutzenden Materialien. Darüber hinaus neigt die
Kühlung in einem Salzbad zur Bildung stärkerer Spannungen in dem behandelten Gußkörper
als dies im Falle der Luftkühlung auftritt.
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Als typische Maßnahme zur Lösung des vorstehenden Problems ist es
bekannt, ein sphäroidisches Graphitgußeisen zu verwenden, das beträchtliche Mengen
an Mo und/oder Ni enthält, wie zum Beispiel in der JP-Patentveröffentlichung Nr.
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47-19496 (1972) und in den JP-OSn Nr. 50-127823 (1975) und 54-133420
(1979) gezeigt. Der Zusatz von Mo und/oder Ni bewirkt eine Stabilisierung von Austenit
und es wird daher möglich, eine geeignete Zwischenstufenvergütung des sphäroidischen
Graphitgußeisens zu erzielen, ohne daß eine Perlitausfällung auftritt, selbst wenn
die Kühlung von der Austenisierungstemperatur zur Bainit- bzw. Troostitumwandlungstemperatur
bei einer relativ geringen Kühlungsrate bzw. langsamen Kühlungsgeschwindigkeit durch
Luftkühlung durchgeführt wird. Die Anwendung einer relativ geringen Kühlungsrate
bietet den weiteren Vorteil, daß geringere Spannungen in den behandelten Gußkörpern
erzeugt werden.
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Jedoch führt der Zusatz beträchtlicher Mengen des sehr kostspieligen
Mo und Ni zu sphäroidischem Graphitgußeisen
zu einem beträchtlichen
Anstieg der Materialkosten und kann daher nicht weitverbreitet durchgeführt werden.
Wenn darüber hinaus eine große Menge an Ni enthalten ist, so erfolgt die isotherme
Umwandlung von Austenit zu Bainit bzw. Troostit so langsam, daß die Gußeisenkörper
während eines sehr langen Zeitraumes bei der Temperatur zur Bildung des Troostits
gehalten werden müssen, um bei Beendigung der Zwischenstufenvergütungsbehandlung
gute mechanische Eigenschaften zu erzielen.
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In der EP-Patentanmeldung 84 114 386.0 der gleichen Anmelderin, entsprechend
der US-Patentanmeldung S.N. 676 929 vom 30. November 1984, wurde vorgeschlagen,
eine sphäroidische Graphitgußeisenzusammensetzung zu verwenden, die 0,3 - 0,8 Gew.-%
Mn und 0,3 - 2,0 Gew.-% Cu enthalten muß und gegebenenfalls bis zu 0,1 Gew.-% Mo
und/oder bis zu 0,3 Gew.- Ni enthalten kann, und die Kühlung des Gußeisen körpers
von der Austenit-Stabilisierungstemperatur zu der Troostitumwandlungstemperatur
bei einer geeigneten Kühlungsrate bzw. Kühlungsgeschwindigkeit so durchzuführen,
daß eine Perlitausfällung vermieden wird, vorzugsweise in einem Wirbelschichtbettofen,
insbesondere wenn der Gußeisen körper ein dickwandiges Teil ist. Diese Methode basiert
auf der Feststellung, daß durch gemeinsame Verwendung geeigneter Mengen von Mn und
Cu es möglich ist, die Stabilität des supergekühlten Austenits zum Zeitpunkt der
Zwischenstufenvergütung-Wärmebehandlung zu verbessern, ohne daß es notwendig ist,
große Mengen an Mo und/oder Ni zu der Gußeisenzusammensetzung zu fügen. Dementsprechend
führt diese Methode zu geringen Materialkosten und ermöglicht die praktische Erzielung
von Vorteilen bei der Zwischenstufenvergütung von sphäroidischen Graphitgußeisenteilen,
selbst in Fällen relativ dickwandiger Teile, ohne daß die Notwendigkeit der Verwendung
eines Salzbades auftritt.
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Darüber hinaus kann die isotherme Umwandlung zu Troostit bei der Zwischenstufenvergütungsbehandlung
in einer relativ kurzen Zeit erfolgen, aufgrund der strikten Begrenzung des Gehalts
an Ni in dem Gußeisen. Jedoch bestehen bei
dieser Methode Einschränkungen
hinsichtlich ihrer Wirksamkeit, aufgrund der Zusammensetzung des sphäroidischen
Graphitgußeisens, so daß die praktische Anwendung dieser Methode auf sehr dickwandige
Teile nicht immer zu voll zufriedenstellenden Ergebnissen führt.
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Es ist ein Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur leichten und wirtschaftlichen
Erzeugung von in geeigneter Weise zwischenstufen-vergüteten bzw. wärmebad-behandelten
sphäroidischen Graphitgußeisenkörpern bereitzustellen, die gute mechanische Eigenschaften
aufweisen, wobei das Verfahren voll anwendbar ist, selbst dann, wenn der Gußeisen
körper ein sehr dickwandiges Teil ist.
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Ein weiteres Ziel der Erfindung ist die Bereitstellung eines in geeigneter
Weise zwischenstufen-vergüteten bzw.
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wärmebad-behandelten sphäroidischen Graphitgußeisenkörpers, der gute
mechanische Eigenschaften aufweist und relativ geringe Materialkosten erfordert.
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Ein Verfahren gemäß der Erfindung zur Erzielung eines zwischenstufen-vergüteten
bzw. wärmebad-behandelten sphäroidischen Graphitgußeisenkörpers besteht in folgenden
Stufen (a) Gießen einer sphäroidischen Graphitzusammensetzung, die aus 3,0 - 4,0
Gew.-% C, 1,5 - 3,0 Gew.-% Si, 0,005 -0,2 Gew.-% eines sphäroidisierenden Mittels,
0,3 - 0,8 Gew.-% Mn, 0,3 - 2,0 Gew.-t Cu, 0,2 - 2,5 Gew.-t Mo, 0 -0,3 Gew.-% Ni
und zum Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, zu einem in
gewünschter Weise geformten Körper, und (b) Zwischenstufenvergüten bzw.
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Wärmebadbehandeln ("Austempering") des Gußeisenkörpers dadurch, daß
der Gußeisenkörper zuerst bei einer Temperatur gehalten wird, bei der der Austenit
stabilisiert wird, der Gußeisenkörper von der ersten Temperatur auf eine zweite
Temperatur gekühlt wird, bei der die Umwandlung von Austenit zu Troostit bzw. Bainit
erfolgt, bei einer derartigen Kühlungsrate bzw. Kühlungsgeschwindigkeit, daß die
Kühlung im wesentlichen ohne Ausfällung von Perlit erfolgt,
wobei
der Gußeisenkörper bei der zweiten Temperatur gehalten wird, um eine isotherme Umwandlung
von Austenit zu Troostit bzw. Bainit zu erzielen, worauf der Gußeisenkörper abgeschreckt
bzw. abgekühlt wird.
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Bei dieser Methode ist es bevorzugt, wenn die Gesamtmenge an Mn, Cu,
Mo und Ni in der sphäroidischen Graphitgußeisenzusammensetzung so gesteuert ist,
daß folgende Bedingungen erfüllt werden.
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3(Mn(Gew.-%) + Mo(Gew.-%)) + 2(Cu(Gew.-%) + Ni(Gew.-% >= 7 Gew.-C
Es ist auch bevorzugt, wenn die Kühlungsrate bzw. Kühlungsgeschwindigkeit, die in
der Stufe (b) erwähnt wird, im Bereich von 10 OC/sec bis 0,5 OC/sec liegt.
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Ein wesentliches Merkmal der vorliegenden Erfindung ist die Koexistenz
bzw. das gemeinsame Vorhandensein von 0,3 bis 0,8 Gew.-% ANn, 0,3 - 2,0 Gew.-% Cu
und 0,2 - 2,5 Gew.-t Mo in dem sphäroidischen Graphitgußeisen. Durch Anwendung derartiger
Mengen dieser drei Arten von Legierungselementen wird die Stabilität des supergekühlten
Austenits zum Zeitpunkt der Zwischenstufenvergütung des Gußeisenkörpers stark verbessert,
ohne daß es notwendig ist, eine große Menge an Ni zu der sphäroidischen Graphitgußeisenzusammensetzung
zu fügen.
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Das bei dieser Methode verwendete Material ist weniger kostspielig
als übliche sphäroidische Graphitgußeisen mit hohem Nickelgehalt, und weist außerdem
den Vorteil auf, daß die isotherme Umwandlung zu Troostit bzw. Bainit bei der Zwischenstufenvergütungsbehandlung
in relativ kurzer Zeit durchgeführt werden kann. Der vorstehende spezielle Bereich
der Kühlungsrate bzw. Kühlgeschwindigkeit ist vom Gesichtspunkt der sicheren Verhinderung
der Ausfällung des Perlits und der Minimierung der in dem erzeugten Gußeisen körper
durch die Zwischenstufenvergütungs-Wärmebehandlung erzeugten Spannungen, bevorzugt.
In vielen Fällen kann die
Kühlung von der Austenitstabilisierungstemperatur
auf die Troostit- bzw. Bainitbildungstemperatur durch Luftkühlung erfolgen. In Fällen
dickwandiger Gußeisenkörper ist es bevorzugt, einen Wirbelschichtbettofen zu verwenden,
um die gewünschte Kühlrate bzw. Kühlgeschwindigkeit selbst in den inneren Teilen
der Gußeisenkörper zu erzielen, obwohl es auch möglich ist, ein Salzbad oder ein
Metallbad einzusetzen. Wirbelschichtbettöfen sind frei von den vorstehend erwähnten
Problemen, die bei Salzbädern auftreten, und die zwischenstufen-vergüteten Produkte
weisen bessere mechanische Eigenschaften auf, wenn die Kühlung in einem Ofen dieses
Typs durchgeführt wird.
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Erfindungsgemäß liegt ein geeigneter Bereich für die Austenit-Stabilisierungstemperatur
bei etwa 800 "C bis etwa 1000 "C und vorzugsweise 850 bis 950 OC. Ein geeigneter
Bereich für die Troostit-Bildungstemperatur liegt bei etwa 200 OC bis etwa 400 OC.
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Durch die vorliegende Erfindung wird es möglich, die Zwischenstufen-Vergütungstechnik
auf ein relativ kostengünstiges sphäroidisches Graphitgußeisen anzuwenden, um hierdurch
nicht nur dünnwandige Maschinenteile sondern auch sehr dickwandige Maschinenteile
zu bilden, die sowohl eine hohe Festigkeit als auch eine hohe Zähigkeit aufweisen,
oder Maschinenteile herzustellen, die einen hohen Bainit-bzw. Troostitgehalt ausnutzen.
Die Erfindung ist auf zahlreiche Strukturteile für Maschinen anwendbar, wie Getriebe,
Verbindungen bzw. Gelenke, Zylinder, Kolbenringe, Gehäuse, Trommeln, Gabeln, Kurbelwellen,
Schwenkarme, usw.
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Im folgenden wird die beigefügte Figur kurz erläutert. Die einzige
Figur ist eine grafische Darstellung, die den Einfluß des Mo-Gehaltes in einem sphäroidischen
Graphitgußeisen zur Verwendung gemäß der Erfindung auf die Stellung der Perlitnase
in dem TTT-Diagramm des Gußeisens zeigt.
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Im folgenden wird die Erfindung genauer erläutert.
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Erfindungsgemäß ist die Zusammensetzung aus einem sphäroidischen Graphitgußeisen
wie vorstehend angegeben. Die Wirkungen der jeweiligen legierenden Elemente und
die Gründe für die Angabe der Grenzen der Mengen der jeweiligen Elemente sind im
folgenden aufgeführt. In der folgenden Beschreibung sind die Menge der Elemente
in dem Gußeisen als Gewichtsprozent angegeben.
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(1) Kohlenstoff Kohlenstoff ist ein legierendes Element, das für Gußeisen
unbedingt notwendig ist. In den erfindungsgemäßen sphäroidischen Graphitgußeisen
ist der Gehalt an C auf ein Maximum von 4,0 % begrenzt, da die Anwesenheit von mehr
als 4,0 % C zusammen mit Si eine Kristallisation von Graphit als Primärkristall
bewirken kann, die für die Festigkeit und Zähigkeit des Gußeisens ungünstig ist.
Wenn der Gehalt an C zu niedrig ist, so weist die Gußeisenzusammensetzung eine verschlechterte
Gießfähigkeit auf. Der minimale Gehalt an C wird daher als 3,0 % angegeben.
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(2) Silizium Silizium ist ein legierendes Element, das eine wichtige
Rolle bei der Erzielung der Graphitbildung in dem Gußeisen spielt. Wenn der Gehalt
an Si zu gering ist, so weist die Gußeisen zusammensetzung eine un zufriedenstellende
Gieß -fähigkeit auf sowie auch einen unzufriedenstellenden Graphitbildungsgrad.
Wenn andererseits der Gehalt an Si zu hoch ist, so weist das Gußeisen eine unzureichende
Dehnung auf und ist ungünstig brüchig. Aufgrund derartiger Tendenzen ist der Si-Gehalt
in einem erfindungsgemäßen sphäroidischen Graphitgußeisen auf den Bereich von 1,5
bis 3,0 % begrenzt.
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(3) Mangan Erfindungsgemäß wird Mangan als legierendes Element verwendet,
das einen wichtigen Beitrag zur Erhöhung der Stabilität von unterkühltem Austenit
in dem sphäroidischen Graphitgußeisen liefert. Der minimale Gehalt an Mn wird auf
0,3 %
eingestellt, da angenommen wird, daß die Wirkung unzureichend
ist, wenn der Mn-Gehalt weniger als 0,3 % beträgt. Der Gehalt an Mn ist auf ein
Maximum von 0,8 % begrenzt, da die Zugabe einer größeren Mn-Menge eine Verringerung
der Festigkeit und Zähigkeit des Gußeisens bewirken kann.
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(4) Kupfer Kupfer bewirkt eine Verbesserung der Eignung des sphäroidischen
Graphitgußeisens für eine Hitzebehandlung. Der minimale Gehalt an Cu wird als 0,3
% angegeben, da der erwartete Effekt unzureichend ist, wenn der Cu-Gehalt weniger
als 0,3 t beträgt. Andererseits wird durch die Anwesenheit relativ großer Mengen
an Cu die Sphäroidbildung des Graphits erschwert und der Zusatz einer unnötig großen
Menge an Cu führt zu einer Verringerung der Zugfestigkeit und Schlagzähigkeit des
sphäroidischen Graphitgußeisens.
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Daher wird der Gehalt an Cu auf ein Maximum von 2,0 % begrenzt.
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(5) Molybdän Erfindungsgemäß ist Molybdän ein wichtiges Legierungselement,
das sehr wirksam die Stabilität von unterkühltem Austenit zum Zeitpunkt der Zwischenstufenvergütung
des sphäroidischen Graphitgußeisenkörpers erhöht. Um eine derartige Wirkung des
Mo in ausreichendem Maße zu erzielen, werden sphäroidische Graphitgußeisen gemäß
der Erfindung immer mit einem Gehalt von mindestens 0,2 % Mo hergestellt.
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Der Mo-Gehalt ist auf maximal 2,5 % hauptsächlich deshalb begrenzt,
weil Mo ein kostspieliges Material ist.
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(6) Sphäroidbildendes Mittel Für ein erfindungsgemäßes sphäroidisches
Graphitgußeisen kann ein sphäroidbildendes Mittel frei aus bekannten bzw.
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üblichen sphäroidbildenden Elementen gewählt werden, wie Mg, Ca und
Ce, wobei das Mg gegenüber den anderen sphäroidbildenden Elementen bevorzugt ist.
Um eine gute Sphäroidisierung des Graphits zu ergeben, ohne die mechanischen
Eigenschaften
des Gußeisens nachteilig zu beeinflussen, liegt ein geeigneter Bereich des Mg-Gehaltes
oder eines anderen sphäroidbildenden Mittels in einer Gußeisenzusammensetzung gemäß
der Erfindung bei 0,005 % bis 0,2 %.
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(7) Nickel Erfindungsgemäß ist Nickel ein wahlfreies Legierungselement,
das die Stabilität von unterkühltem Austenit in dem Gußeisen erhöhen kann. Der Gehalt
an Ni ist auf maximal 0,3 % begrenzt, da, wenn der Ni-Gehalt über 0,3 % liegt, die
Neigung besteht, daß Ni die Bainit- bzw. Troostitumwandlung statt der Perlitumwandlung
unterdrückt, und es daher eine längere Zeit erfordert, um die Umwandlung in Troostit
erfolgreich durchzuführen, um gute mechanische Eigenschaften des zwischenstufen-vergüteten
Gußeisens zu erzielen; ein weiterer Grund liegt darin, daß Ni ein kostspieliges
Material ist.
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Zieht man den gleichzeitigen Effekt von Mn, Cu und Mo oder von Mn,
Cu, Mo und Ni auf die latente Periode oder die Inkubationszeit t. einer sogenannten
Perlitnase in Betracht, die in einem TTT-Diagramm (Zeit-Temperatur-Transformation-(Umwandlungs)-Diagramm),
das als auch isothermes Umwandlungsdiagramm bezeichnet wird, beim sphäroidischen
Graphitgußeisen auftritt, so ist es bevorzugt, den Gehalt (die Gewichtsprozente)
dieser legierungsbildenden Elemente derart zu steuern, daß die vorstehend im allgemeinen
bzw. zusammenfassenden Teil der Beschreibung angegebene Gleichung sicher eingehalten
wird.
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In der Praxis ist es unvermeidlich und zulässig, daß ein erfindungsgemäßes
sphäroidisches Graphitgußeisen sehr geringe Mengen an Verunreinigungen neben den
vorstehend erwähnten wesentlichen und wahlfreien Legierungslementen und Fe enthält.
Typische Beispiele für solche Verunreinigungen sind Phorphor und Schwefel. Es ist
günstig, wenn der Gehalt an P unter 0,1 % liegt, da ein höherer Gehalt an P schädlich
für die Verarbeitbarkeit des Gußeisens ist.
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Es ist auch günstig, wenn der S-Gehalt unter 0,1 % liegt, da sich
ein höherer Gehalt an S nachteilig auf die Sphäroidbildung des Graphits auswirkt.
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Die folgenden Beispiele dienen zur Erläuterung der Erfindung, ohne
sie zu beschränken.
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Beispiel 1 In diesem Beispiel wurden sphäroidische Graphitgußeisenzusammensetzungen
gemäß der Erfindung hergestellt, durch Zusatz von Mn, Cu und Mo zu einer Grundzusammensetzung,
die ein Beispiel für üblicherweise verwendete sphäroidische Graphitgußeisenzusammensetzungen
war. Die Gußeisen grundzusammensetzung bestand aus 3,6 Gew.-% C, 2,8 Gew.-% Si,
0,04 Gew.-t Mg, 0,02 Gew.-E P, 0,007 Gew.-% S und zum Rest aus Fe. In den legierten
sphäroidischen Graphitgußeisenzusammensetzungen betrug der Mn-Gehalt konstant 0,5
Gew.-% und der Cu-Gehalt betrug konstant 1,5 Gew.-%. Der Gehalt an Mo wurde variiert,
um den Einfluß von Mo auf die thermische Stabilität von unterkühltem Austenit in
einem sphäroidischen Graphitgußeisen, das eine Kombination von Mn und Cu enthält,
zu untersuchen.
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Jede der legierten sphäroidischen Graphitgußeisenzusammensetzungen
wurde gegossen und zu Teststücken für einen Zugtest verarbeitet, die einen Durchmesser
von 7 mm in ihrem zylindrischen Mittelteil aufwiesen, sowie auch zu Teststücken
für den Charpy-Schlagtest zu verarbeiten, die 10 x 10 mm im Quadrat und 55 mm lang
waren und einen schlitzartigen Einschnitt von 3 mm Tiefe aufwiesen. Die Teststücke
wurden zwischenvergütet durch ein erstes Erhitzen bei 900 OC während 4 Stunden1
worauf auf 250 °C in einem Wirbelschichtbettofen gekühlt und anschließend 2 Stunden
bei 250 °C gehalten und dann in Wasser abgekühlt bzw. abgeschreckt wurde. In dem
Wirbelschichtbettofen wurde ein Aluminiumoxidpulver verwendet, das durch ein 0,177
mm Sieb (80 mesh) paßte, als Wärmeübertragungsmedium verwendet. Der Ofen war
mit
elektrischen Heizkörpern an der Außenseite der Heizkammer versehen, in die das Aluminiumoxidpulver
eingeschlossen war, und Stickstoffgas wurde in die Heizkammer in einem Ausmaß von
230 1/min eingeführt, so daß die aufgeheizte Aluminiumoxidpulver-Schicht diffus
verteilt wurde, um somit ein gleichmäßig aufgeheiztes Wirbelschichtbett zu erzielen.
An den so behandelten Teststücken wurden die Zugfestigkeit und der Charpy-Schlagwert
nach Standardmethoden gemessen. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle zusammen
mit den speziellen Zusammensetzungen der jeweiligen Proben angegeben.
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Außerdem wurde der Stabilitätsgrad des unterkühlten Austenits in den
Proben der legierten sphäroidischen Graphitgußeisen bewertet unter Verwendung einer
Meßvorrichtung für die Umwandlungsexpansion-Schrumpfung, zur Erzielung eines TTT-Diagramms.
Bei diesem Test wurde jede Probe einer Zwischenvergütungsbehandlung bei 900 OC während
15 Minuten unterzogen und dann gekühlt. Die Tabelle enthält die Werte für die Inkubationszeit
t. einer Perlitnase, die in dem TTT-Diagramm auftrat. In der einzigen Figur der
beigefügten Zeichnung stellt die Kurve "1,5Cu-0,5Mn" das Ergebnis dieses Tests dar.
Es ist ersichtlich, daß je größer der Wert von t. ist, um so stabiler der Austenit
ist und die Wahrscheinlichkeit der Umwandlung in Perlit geringer ist, selbst wenn
die Kühlungsgeschwindigkeit relativ gering ist.
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Dies bedeutet, daß ein großer Wert von ti anzeigt, daß das Gußeisen
ausgezeichnet zur Zwischenvergütungs-Wärmebehandlung geeignet ist, und daß ein geeignetes
Zwischenvergüten des Gußeisens möglich ist.
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Beispiel 2 Cu, Mn, Mo und Ni wurden zu der im Beispiel 1 beschriebenen
Gußeisen-Grundzusammensetzung gefügt, zur Erzielung einer sphäroidischen Graphitgußeisenzusammensetzung
mit einem Gehalt von 2,0 Gew.-% Cu, 0,8 Gew.-% Mn, 1,01 Gew.-% Mo und 0,29 Gew.-%
Ni, d. h. einer Zusammensetzung gemäß der
Erfindung, die fast die
zulässigen maximalen Mengen an Cu, Mn und Ni enthielt.
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Dieses Gußeisen wurde ebenfalls den im Beispiel 1 beschriebenen Tests
unterworfen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle und in der Figur aufgeführt.
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Beispiel 2A Das Beispiel 2 wurde modifiziert durch Erhöhen des Nickelgehalts
auf 2,50 Gew.-%. Das resultierende sphäroidische Graphitgußeisen wurde ebenfalls
den vorstehenden Tests unterworfen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle aufgeführt.
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Vergleichsversuch 1 Das Beispiel 2 wurde modifiziert, wobei keine
Zugabe von Mo erfolgte. Im Falle dieses sphäroidischen Graphitgußeisens, trat eine
Perlitnase in dem TTT-Diagramm an der in der Figur gezeigten Stelle auf.
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Beispiel 3 Cu, Mn und Mo wurden zu der Gußeisengrundzusammensetzung
des Beispiels 1 gefügt, unter Erzielung eines sphäroidischen Graphitgußeisens, enthaltend
0,3 Gew.-% Cu, 0,3 Gew.-% Mn und 1,0 Gew.-% Mo, d. h. einer Zusammensetzung gemäß
der Erfindung, die die minimalen Mengen an Cu und Mn enthielt.
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Im Falle dieses sphäroidischen Graphitgußeisens zeigte sich eine Perlitnase
in dem TTT-Diagramm, wie in der Figur angegeben.
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Vergleichsversuch 2 Das Beispiel 3 wurde modifiziert, wobei kein Mo
zugesetzt wurde. In diesem Falle trat eine Perlitnase in dem TTT-Diagramm an der
in der Figur gezeigten Stelle auf.
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In der Figur zeigt die Kurve "1,5Cu-0,5Mn", daß die Wirkung von Mo
auftritt, wenn sein Gehalt in dem sphäroidischen Graphitgußeisen etwa 0,2 Gew.-%
erreicht, und daß die Stabilität des Austenits in dem Gußeisen beträchtlich verbessert
wird, wenn der Gehalt an Mo erhöht wird. Durch einen Vergleich zwischen dem Wert
von ti im Beispiel 2 und dem im Vergleichsversuch 1 ist ersichtlich, daß die Zugabe
von Mo in gleicher Weise wirksam ist, auch wenn das Gußeisen relativ große Mengen
an Cu, Mn und Ni enthält. Aus einem Vergleich zwischen dem Wert von ti im Beispiel
3 und dem im Vergleichsversuch 2 ist ersichtlich, daß die Zugabe von Mo in gleicher
Weise wirksam ist, auch wenn der Gehalt an Cu und Mn relativ gering ist.
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Vergleichsversuche 3-8 Zu weiteren Vergleichen wurden sechs verschiedene
sphäroidische Graphitgußeisenzusammensetzungen außerhalb der Erfindung hergestellt,
wie in der Tabelle gezeigt, wobei die im Beispiel 1 erwähnte Gußeisengrundzusammensetzung
angewendet wurde. Ferner wurden die Tests des Beispiels 1 auch für die Vergleichsversuche
3-8 durchgeführt. Die Ergebnisse sind in der Tabelle aufgeführt.
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Tabelle Gußeisen legierende Elemente (Gew.-%) Lage der Perlit- Zugfestig-
Charpy-Schlag----------------------------- nase im TTT-Dia- keit wert Mn Cu Mo Ni
gramm, ti (sec) (kgf/mm²) (kgf/m/cm²) Bsp. 1A 0,5 1,5 0,20 -- #140 128 0,8-1,0 Bsp.
1B 0,5 1,5 0,40 -- #180 129 0,7-1,0 Bsp. 1C 0,5 1,5 0,78 -- #240 126 0,7-0,9 Bsp.
1D 0,5 1,5 1,49 -- #350 125 0,7-0,9 Bsp. 1E 0,5 1,5 2,48 -- #530 123 0,7-1,0 Bsp.
2 0,8 2,0 1,01 0,29 #530 121 0,7-0,9 Bsp. 2A 0,8 2,0 2,50 0,29 #730 123 0,7-0,9
Vgl. 3 0,3 0,3 -- -- # 30 154 1,2-1,5 Vgl. 4 0,3 0,3 -- -- #130 132 1,2-1,1 Vgl.
5 0,3 0,3 -- -- #490 113 0,8-1,7 Vgl. 6 0,3 0,3 -- -- #550 102 0,5-1,7 Vgl. 7 0,3
0,3 -- -- #480 110 0,7-1,9 Vgl. 8 0,3 -- 0,50 2,10 #470 102 0,4-0,6 Anmerkung: Jede
Gußeisenzusammensetzung enthielt 3,6 Gew.-% C, 2, 8 Gew.-% Si, 0,04 Gew.-% Mg, 0,02
Gew.-% P und 0,007 Gew.-% S neben den vorstehend angegebenen legierenden Elementen
In
der Tabelle zeigen die ti-Werte der Beispiele 1A bis 1E die gleiche Tendenz wie
in der Kurve der Figur. Aus einem Vergleich zwischen den Daten des Beispiels 2 und
den Daten des Beispiels 1C und 1D ist ersichtlich, daß die Zugabe einer adäquaten
Menge von Ni zu den Gußeisenzusammensetzungen, die eine geringe Mo-Menge enthalten,
eine weitere Verbesserung des Austenits bewirkt und damit eine weitere Verbesserung
der Zugänglichkeit für die Zwischenstufenvergütung. Die Daten des Beispiels 2A demonstrieren,
daß die Eignung des Ni-enthaltenden sphäroidischen Graphitgußeisens für die Zwischenstufenvergütung
weiter verbessert werden kann, wenn der Mo-Gehalt bis zu dem zulässigen maximalen
Gehalt erhöht wird.
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Im Gegensatz hierzu waren die sphäroidischen Graphitgußeisen der Vergleichsversuche
3 und 4 schlecht für die Zwischcnstufenvergütung geeignet, da Mo nicht oder nur
unzureichend zugesetzt war. Im Falle des Vergleichsversuches 5, wo der Gehalt an
Mn zu groß war, und des Vergleichsversuches 6, wo der Gehalt an Cu zu groß war,
waren die mechanischen Eigenschaften der zwischenstufenvergüteten Proben verschlechtert.
Gleiches wurde auch im Falle der Vergleichsversuche 7 und 8 festgestellt, wo eine
übermäßig große Menge an Ni eingesetzt wurde. Derartige sphäroidische Graphitgußeisen
mit hohem Nickelgehalt weisen eine verringerte Zugfestigkeit und Schlagzähigkeit
auf, voraussichtlich aufgrund der Verzögerung bei der Umwandlung in Bainit bzw.
Troostit. In einem zusätzlichen Versuch wurde die für die Troostitumwandlung bei
250 "C erforderliche Zeit gemessen als etwa 2000 Sekunden für die Probe des Vergleichsversuches
7 (Ni 0,48 %) und als weniger als 1000 Sekunden für die Proben der Beispiele 2 und
2A (Ni 0,29 %). Dieses Versuchsergebnis zeigt, daß bei der erfindungsgemäßen Zwischenstufenvergütungs-Wärmebehandlung
die Umwandlung zu Troostit in relativ kurzer Zeit vollständig ist, trotz einer Ausdehnung
der Auftrittszeit der Perlitnase, was eine erhöhte Stabilität des Austenits anzeigt.
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Beispiele 3-5 Im Beispiel 3 wurde eine sphäroidische Graphitgußeisenzusammensetzung,
bestehend aus 3,6 Gew.-E C, 2,6 Gew.-% Si, 0,04 Gew.-% Mg, 0,8 Gew.-% Mn, 2,0 Gew.-%
Cu, 0,2 Gew.-% Mo und zum Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, zu einem
zylindrischen Stab von 60 mm Durchmesser und 180 mm Länge gegossen. Der Gußeisenstab
wurde durch eine erste Wärmebehandlung bei einer Vergütungstemperatur von 850 °C
während 4 Stunden einer Zwischenstufenvergütung unterworfen, anschließend auf 350
°C in dem Wirbelschichtbettofen des Beispiels 1 gekühlt, worauf die Temperatur 2
Stunden bei 350 °C gehalten wurde, um die Umwandlung zu Proostit zu vervollständigen,
worauf mit Wasser gekühlt bzw. abgeschreckt wurde.
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Im Beispiel 4 wurde die sphäroidische Graphitgußeisenzusammensetzung
des Beispiels 3 modifiziert durch Erhöhen des Mo-Gehaltes auf 0,3 Gew.-%. Im Beispiel
5 wurde die Zusammensetzung des Beispiels 4 weiter modifiziert durch Zusatz von
0,1 Gew.-E Ni. Die modifizierten Gußeisenzusammensetzungen wurden jeweils zu zylindrischen
Stäben der im Beispiel 3 angegebenen Abmessungen gegossen, und diese Proben wurden
in gleicher Weise wie im Beispiel 3 zwischenstufenvergütet.
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Nach der Zwischen stufenvergütung sbehandlung wurden die gegossenen
Eisenstäbe der Beispiele 3, 4 und 5 in Abschnitte aufgeteilt und die Metall struktur
jeder Probe wurde unter dem Mikroskop untersucht. In keiner Probe konnte eine Perlitstruktur
selbst im zentralen Kerngebiet festgestellt werden und dementsprechend bestätigte
es sich, daß jede Probe sehr gut zwischenvergütet war.