DE69736933T2 - Verfahren zur Wärmebehandlung eines eisenbasierten gegossenen Gegenstandes und der nach diesem Verfahren hergestellte Gegenstand - Google Patents

Verfahren zur Wärmebehandlung eines eisenbasierten gegossenen Gegenstandes und der nach diesem Verfahren hergestellte Gegenstand Download PDF

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Description

  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Gießprodukt auf Fe-Basis und ein Verfahren zur thermischen Behandlung eines Gießproduktes auf Fe-Basis.
  • Es gibt ein herkömmlich bekanntes Gießprodukt auf Fe-Basis, welches eine freischneidende Eigenschaft besitzt und aus einem Gusseisen mit Lamellengraphit hergestellt ist. Gusseisen mit Lamellengraphit besitzt jedoch die Problematik, dass dessen mechanische Eigenschaft im Vergleich zu Stahl gering ist. Aus diesem Grund wurden Maßnahmen zur Sphäroidisierung des Graphits sowie zur Erhöhung der Härte einer Matrix ergriffen, um eine mechanische Festigkeit bereitzustellen, welche jener von Stahl entspricht. Wird eine derartige Maßnahme ergriffen, so tritt jedoch das Problem auf, dass die Schneidfähigkeit des Gießproduktes auf Fe-Basis in hohem Maße beeinträchtigt wird. Dies liegt darin begründet, dass die in Kristallkörnern präzipitierten Graphitphasen aufgrund der Sphäroidisierungsbehandlung in einer Kristallkorngrenze koagulieren, weshalb der Graphit nicht in den Kristallkörnern vorliegt oder aber, selbst wenn der Graphit vorliegt, dessen Menge außerordentlich gering ist, was im Ergebnis dazu führt, dass die Schneidfähigkeit einer die Kristallkörner umgebenden Matrix gut ist, während die Schneidfähigkeit der Kristallkörner schlecht ist, wobei sich ein großer Unterschied bezüglich der Schneidfähigkeit zwischen der Matrix und den Kristallkörnern ergibt.
  • Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Gießprodukt auf Fe-Basis bereitzustellen, welches eine freischneidende Eigenschaft besitzt, wobei die Schneidfähigkeit durch Dispergieren einer bestimmten Menge an Graphitphasen selbst in einer Gruppe von Kristallkörnern entsprechenden feinen α-Körnern mit massiver Gestalt erhöht wird, nämlich in einem durch Koagulation der feinen α-Körner gebildeten massiven Bereich.
  • Um vorstehende Aufgabe zu lösen, wird gemäß vorliegender Erfindung ein Gießprodukt auf Fe-Basis bereitgestellt, welches durch thermische Behandlung eines Gießproduktes auf Fe-Basis, das durch Anwendung eines Thixo-Gießverfahrens unter Verwendung eines Gießmaterials auf Fe-Basis als Gießmaterial hergestellt wurde, hergestellt wird, wobei das Gießprodukt auf Fe-Basis eine Matrix und eine große Anzahl an Gruppen von massiven, feinen α-Körnern, welche in der Matrix dispergiert sind, umfasst, wobei das Gießprodukt auf Fe-Basis eine thermisch behandelte Textur aufweist, bei der eine große Anzahl an Graphitphasen in der Matrix und in jeder der Gruppen von feinen α-Körnern dispergiert sind, und wobei das Gießprodukt auf Fe-Basis eine freischneidende Eigenschaft besitzt, so dass ein Verhältnis B/A eines Flächenanteils B der Graphitphasen in allen Gruppen von feinen α-Körnern zu einem Flächenanteil A der Graphitphasen in der gesamten thermisch behandelten Textur in einem Bereich von B/A ≥ 0.138 liegt, wobei das Gießprodukt 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% an Kohlenstoff, 1.4 Gew.-% ≤ Si ≤ 3.0 Gew.-% an Silizium, 0.3 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1.3 Gew.-% an Mangan und einen Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, umfasst.
  • Die Gruppe massiver, feiner α-Körner wird durch Umwandlung ursprünglicher γ-Kristallkörner bei einer eutektischen Temperatur Te gebildet, und die Graphitphasen in der Gruppe feiner α-Körner werden aus den ursprünglichen γ-Kristallkörnern präzipitiert. Weiterhin umfasst die Gruppe feiner α-Körner Cementitphasen. Ist die Menge an Graphitphasen in allen derartigen Gruppen massiver, feiner α-Körner wie vorstehend beschrieben spezifiziert, so kann die Schneidfähigkeit der Gruppen feiner α-Körner erhöht und der Unterschied bezüglich der Schneidfähigkeit zwischen den Gruppen feiner α-Körner gemäßigt werden. Beträgt B/A < 0.138, so verschlechtert sich jedoch die Schneidfähigkeit des Gießproduktes auf Fe-Basis.
  • Die Fläche der Matrix wird hier durch V repräsentiert. Werden die Flächen der einzelnen Gruppen feiner α-Körner jeweils durch w1, w2, w3 --- wn repräsentiert, so wird die Gesamtsumme W der Flächen aller Gruppen feiner α-Körner durch W = w1 + w2 + w3 --- + wn repräsentiert. Weiterhin werden die Flächen der einzelnen in der Matrix vorliegenden Graphitphasen jeweils durch x1, x2, x3 --- xn repräsentiert, wobei die Gesamtsumme der Flächen aller in der Matrix vorliegenden Graphitphasen durch X = x1 + x2 + x3 --- + xn repräsentiert wird. Weiterhin wird, wenn die Flächen aller Graphitphasen in den einzelnen Gruppen feiner α-Körner jeweils durch y1, y2, y3 --- yn repräsentiert werden, die Gesamtsumme Y der Flächen der Graphitphasen in allen Gruppen feiner α-Körner durch Y = y1 + y2 + y3 --- + yn repräsentiert.
  • Aus diesem Grund wird der Flächenanteil A der Graphitphasen in der gesamten thermisch behandelten Textur durch A = {(X + Y)/(V + W)} × 100 (%) repräsentiert. Der Flächenanteil B der Graphitphasen in allen Gruppen feiner α-Körner wird durch B = (Y/W) × 100 (%) repräsentiert.
  • Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur thermischen Behandlung der vorstehend beschriebenen Art bereitzustellen, welches auf einfache Weise die Massenproduktion eines Gießproduktes auf Fe-Basis ermöglicht, das dem vorstehend beschriebenen ähnlich ist.
  • Um vorstehende Aufgabe zu lösen, wird gemäß vorliegender Erfindung ein Verfahren zur thermischen Behandlung eines Gießproduktes auf Fe-Basis bereitgestellt, umfassend den Schritt des Unterwerfens eines mittels eines Thixo-Gießverfahrens hergestellten ursprünglichen Gießproduktes auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung unter Bedingungen, unter welchen, wenn Te eine eutektische Temperatur des ursprünglichen Gießproduktes ist, die Temperatur T der thermischen Behandlung in einen Bereich von Te ≤ T ≤ Te + 170°C eingestellt wird, und die Zeit t der thermischen Behandlung in einen Bereich von 20 Minuten ≤ t ≤ 90 Minuten eingestellt wird, wodurch ein thermisch behandeltes Produkt mit einer freischneidenden Eigenschaft bereitgestellt wird, wobei das Gießprodukt 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% an Kohlenstoff, 1.4 Gew.-% ≤ Si ≤ 3.0 Gew.-% an Silizium, 0.3 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1.3 Gew.-% an Mangan und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, umfasst.
  • Da das ursprüngliche Gießprodukt auf Fe-Basis mittels Thixo-Gießverfahren hergestellt wird, weist es eine durch Abschrecken mittels einer Gießform resultierende erstarrte Textur auf. Wird ein derartiges ursprüngliches Produkt einer thermischen Behandlung unter den vorstehend beschriebenen Bedingungen unterworfen, so kann ein Gießprodukt auf Fe-Basis mit einer freischneidenden Eigenschaft der vorstehend beschriebenen Ausgestaltung hergestellt werden.
  • Mindestens eine von einer vernetzten Cementitphase und einer astförmigen Cementitphase kann in der erstarrten Textur präzipitiert werden. Dies bewirkt eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften des Gießproduktes auf Fe-Basis, insbesondere der Zähigkeit. Alsdann ist es eine gängige Praxis, die vernetzte Cementitphase und dergleichen vollständig zu zersetzen und zu graphitieren, indem ein derartiges ursprüngliches Gießprodukt auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung unterworfen wird. Wird eine vollständige Graphitierung der vernetzten Cementitphase und dergleichen durchgeführt, so stößt man jedoch auf folgendes Problem: der Young'sche Modul des Gießproduktes auf Fe-Basis verringert sich, und da die Temperatur der thermischen Behandlung hoch ist, ist es unmöglich, dem Bedarf hinsichtlich der Einsparung von Energie nachzukommen.
  • Wird das ursprüngliche Gießprodukt auf Fe-Basis unter den vorstehend beschriebenen Bedingungen einer thermischen Behandlung unterworfen, so kann eine Feinverteilung der vernetzten Cementitphasen und dergleichen erfolgen. Das Gießprodukt auf Fe-Basis, welches eine thermisch behandelte Textur aufweist und aus der Feinverteilung der vernetzten Cementitphasen und dergleichen resultiert, weist einen Young'schen Modul und eine Ermüdungsfestigkeit auf, welcher/welche im Wesentlichen jenem/jener eines Kohlenstoffstahls für eine mechanische Struktur entspricht.
  • Liegt die Temperatur T der thermischen Behandlung niedriger als Te, so kann die thermisch behandelte Textur jedoch nicht hergestellt werden, und es kann keine Feinverteilung der vernetzten Cementitphase und dergleichen erfolgen. Andererseits kann, wenn T > Te + 170°C ist, die Koagulation der Graphitphasen aus den Gruppen feiner α-Körner in die Grenze bewirkt werden, wobei die Graphitierung der vernetzten Cementitphasen und dergleichen voranschreitet. Beträgt die Zeit t der thermischen Behandlung weniger als 20 Minuten, so kann eine Metalltextur, wie sie vorstehend beschrieben ist, nicht hergestellt werden. Andererseits schreiten die Koagulation und die Graphitierung voran, wenn t > 90 Minuten ist.
  • 1 ist eine Schnittansicht einer Druckgussvorrichtung;
  • 2 ist ein Zustandsdiagramm einer Fe-C-2 Gew.-% Si-Legierung;
  • 3A ist eine Mikrophotographie einer Textur eines ursprünglichen Gießproduktes;
  • 3B ist eine Pauszeichnung eines in 3A dargestellten wesentlichen Teils;
  • 4A ist eine Mikrophotographie einer Textur eines Beispiels 1 (eines thermisch behandelten Produktes) eines Gießproduktes auf Fe-Basis;
  • 4B ist eine Pauszeichnung eines in 4A dargestellten wesentlichen Teils;
  • 5 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Verhältnis B/A des Flächenanteils B zum Flächenanteil A und der maximalen Verschleißmarkenbreite VB veranschaulicht;
  • 6 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Temperatur T der thermischen Behandlung und dem Verhältnis B/A des Flächenanteils B zum Flächenanteil A veranschaulicht;
  • 7 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Zeit t der thermischen Behandlung und dem Verhältnis B/A des Flächenanteils B zum Flächenanteil A veranschaulicht; und
  • 8 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Temperatur T der thermischen Behandlung, dem Young'schen Modul und dem Flächenanteil A der Graphitphasen in der gesamten thermisch behandelten Textur veranschaulicht.
  • [BEISPIEL 1]
  • Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzung eines Gießmaterials auf Fe-Basis. Diese Zusammensetzung gehört zu einer hypoeutektischen Legierung auf Fe-C-Si-Basis. P und S in Tabelle 1 stellen unvermeidbare Verunreinigungen dar. Die eutektische Temperatur Te dieser Legierung beträgt 770°C (siehe 2).
  • Tabelle 1
    Figure 00050001
  • Zur Herstellung eines Gießproduktes auf Fe-Basis mittels Gießverfahren wurde das Gießmaterial auf Fe-Basis durch Induktionsheizen auf 1200°C erwärmt, um ein halbgeschmolzenes Gießmaterial auf Fe-Basis mit darin nebeneinander vorliegenden festen und flüssigen Phasen herzustellen. Der Festphasenanteil R dieses Materials betrug 70%.
  • Anschließend wurde die Temperatur der in 1 dargestellten stationären und beweglichen Matrizen 2 und 3 in der Druckgussvorrichtung 1 kontrolliert und das halbgeschmolzene Gießmaterial auf Fe-Basis 5 in die Kammer 6 platziert. Der Druckkolben 9 wurde betrieben, um das Gießmaterial auf Fe-Basis 5 in den Hohlraum 4 einzufüllen. In diesem Fall betrug der Einfülldruck des halbgeschmolzenen Gießmaterials auf Fe-Basis 5 36 MPa. Durch Zurückhalten des Druckkolbens 9 am terminalen Ende des Kolbenhubs wurde anschließend eine Druckkraft auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte halbgeschmolzene Gießmaterial auf Fe-Basis 5 ausgeübt, und das halbgeschmolzene Gießmaterial auf Fe-Basis 5 wurde unter Ausübung einer solchen Druckkraft verfestigt, um ein Gießprodukt auf Fe-Basis (ein ursprüngliches Gießprodukt) bereitzustellen.
  • 3A ist eine Mikrophotographie einer Textur des ursprünglichen Gießproduktes auf Fe-Basis, und 3B ist eine Pauszeichnung eines wesentlichen Teils der Mikrophotographie. Wie aus den 3A und 3B hervorgeht, ist es gemäß dem Thixo-Gießverfahren möglich, ein ursprüngliches Gießprodukt herzustellen, welches frei von Fehlstellen in der Größenordnung von Mikrometern oder dergleichen ist, und welches eine dichte Metalltextur aufweist. In den 3A und 3B liegt aufgrund des mittels der Gießform bewirkten Abschreckens aus dem halbgeschmolzenen Zustand eine vernetzte Cementitphase II an der Grenze eines jeden Korns des ursprünglichen Kristalls γ vor, z. B. einem in diesem Fall aus einem martensitierten α-Nadelkristall und einer verbleibenden γ-Phase bestehenden massiven Anteil 1, wobei in einem außerhalb des massiven Anteils 1 vorliegenden eutektischen Kristallanteil eine aus astförmigen Cementitphasen III und Anteilen IV, welche jeweils aus einer α-Phase und einer verbleibenden γ-Phase bestehen, bestehende laminare Textur beobachtet wird.
  • Anschließend wurde das ursprüngliche Gießprodukt auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung unter den Bedingungen von Atmosphärendruck, einer Temperatur T der thermischen Behandlung von 770°C (eutektoide Temperatur Te), einer Zeit t der thermischen Behandlung von 60 Minuten, sowie Luftkühlung unterworfen, um Beispiel 1 eines Gießproduktes auf Fe-Basis bereitzustellen. Die Beispiele 2 bis 15 der Gießprodukte auf Fe-Basis wurden ebenfalls dadurch hergestellt, dass das ursprüngliche Gießprodukt auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung unterworfen wurde, wobei die Temperatur T der thermischen Behandlung und/oder die Zeit t der thermischen Behandlung variiert wurden. Tabelle 2 zeigt die Bedingungen der thermischen Behandlung für die Beispiele 1 bis 15.
  • Tabelle 2
    Figure 00070001
  • 4A ist eine Mikrophotographie einer Textur des Beispiels 1 (des thermisch behandelten Produkts), und 4B ist eine Pauszeichnung eines wesentlichen Teils der Mikrophotographie in 4A. In den 4A und 4B werden eine Matrix V und eine große Anzahl (vier fest umrissene Gruppen wurden in der veranschaulichten Ausführungsform ausgewählt) an Gruppen VI von massiven, feinen α-Körnern, welche in der Matrix V dispergiert sind, beobachtet. Die Matrix V besteht aus einer α-Phase VII und einer großen Anzahl an Cementitphasen VIII, welche aus einer Feinverteilung der vernetzten Cementitphasen II oder dergleichen resultieren. Eine große Anzahl an feinen Graphitphasen IX und X sind in der Matrix V bzw. in jeder der Gruppen VI von feinen α-Körnern dispergiert. Eine große Anzahl an Cementitphasen XI ist ebenfalls in jeder der Gruppen VI von feinen α-Körnern dispergiert.
  • Wie vorstehend beschrieben, wird der Flächenanteil A an Graphit in der gesamten thermisch behandelten Textur durch A = {(X + Y)/(V + W)} × 100 (%) repräsentiert, und der Flächenanteil B an Graphit in allen Gruppen feiner α-Körner wird durch B = (Y/W) × 100 (%) repräsentiert. In den vorstehenden Gleichungen ist V die Fläche der Matrix, W die Summe der Flächen aller Gruppen feiner α-Körner, X die Summe der Flächen aller Graphitphasen in der Matrix, und Y die Summe der Flächen der Graphitphasen in allen Gruppen feiner α-Körner.
  • Es wurde das Verhältnis B/A der Flächenanteile A und B für die Beispiele 1 bis 15 bestimmt, und es wurde unter Verwendung eines Bits ein Schneidetest für die Beispiele 1 bis 15 durchgeführt, um die maximale Verschleißmarkenbreite VB zu bestimmen. Die Bedingungen für den Schneidetest lauten wie folgt: eine durch Beschichten einer Carbidspitze mit TiN hergestellte Klinge, eine Geschwindigkeit von 200 m/min, eine Zufuhr von 0.15 bis 0.3 mm/rev, ein Ausschnitt von 1 mm, ein Schneideöl, sowie ein wasserlösliches Schneideöl.
  • Tabelle 3 zeigt das Verhältnis B/A der Flächenanteile A und B sowie die maximale Verschleißmarkenbreite VB für die Beispiele 1 bis 15.
  • Tabelle 3
    Figure 00090001
  • 5 ist eine graphische Darstellung, welche auf Tabelle 3 basiert und die Beziehung zwischen dem Verhältnis B/A der Flächenanteile A und B und der maximalen Verschleißmarkenbreite VB veranschaulicht. Wie aus 5 hervorgeht, lässt sich erkennen, dass die maximale Verschleißmarkenbreite VB des Bits durch Einstellen des Verhältnisses B/A der Flächenanteile A und B in einen Bereich von B/A ≥ 0.138, wie in den Beispielen 1 bis 9, erheblich reduziert werden kann, weshalb ein jedes der Beispiele 1 bis 9 eine freischneidende Eigenschaft besitzt. Liegt das Verhältnis B/A in einem Bereich von B/A ≥ 0.2, so ist die maximale Verschleißmarkenbreite VB im Wesentlichen konstant, weshalb die Obergrenze des Verhältnisses B/A auf B/A ≈ 0.2 festgelegt ist.
  • 6 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Temperatur T der thermischen Behandlung und dem Verhältnis B/A der Flächenanteile A und B für die aus thermischer Behandlung bei einer auf 60 Minuten eingestellten Zeit t der thermischen Behandlung resultierenden Beispiele 1 bis 5, 10 und 15 gemäß den Tabellen 2 und 3 veranschaulicht. Wie aus 6 hervorgeht, lässt sich das Verhältnis B/A der Flächenanteile A und B in einem Bereich von B/A ≥ 0.138 beobachten, wenn, wie in den Beispielen 1 bis 5, die Temperatur T der thermischen Behandlung bei einer Zeit t der thermischen Behandlung von 60 Minuten in einen Bereich von 770°C (Te) ≤ T ≤ 940°C (Te + 170°C) eingestellt wird.
  • 7 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Zeit t der thermischen Behandlung und dem Verhältnis B/A der Flächenanteile A und B für die aus thermischer Behandlung bei einer auf 780°C eingestellten Temperatur T der thermischen Behandlung resultierenden Beispiele 2, 6, 9, 11 und 12, sowie für die aus thermischer Behandlung bei einer auf 800°C eingestellten Temperatur T der thermischen Behandlung resultierenden Beispiele 3, 7, 8, 13 und 14 gemäß den Tabellen 2 und 3 veranschaulicht. Wie aus 7 hervorgeht, lässt sich das Verhältnis B/A der Flächenanteile A und B in einem Bereich von B/A ≥ 0.138 beobachten, wenn die Zeit t der thermischen Behandlung in einen Bereich von 20 Minuten ≤ t ≤ 90 Minuten eingestellt wird und, wie in den Beispielen 2, 6 und 9, die Temperatur T der thermischen Behandlung 780°C beträgt, oder, wie in den Beispielen 3, 7 und 8, die Temperatur T der thermischen Behandlung 800°C beträgt.
  • Anschließend wurden der Young'sche Modul, die Ermüdungsfestigkeit und die Härte für die Beispiele 1, 3, 4, 5 und 15 gemessen. Tabelle 16 zeigt Ergebnisse der Messung. Der Flächenanteil A an Graphit in der gesamten thermisch behandelten Textur des Beispiels 1 und dergleichen, sowie der Young'sche Modul eines Schmiedestahlprodukts als Vergleichsbeispiel sind ebenfalls in Tabelle 4 dargestellt.
  • Tabelle 4
    Figure 00110001
  • Wie aus Tabelle 4 hervorgeht, lässt sich erkennen, dass ein jedes der Beispiele 1, 3, 4 und 5 einen Young'schen Modul aufweist, welcher in der Nähe des Young'schen Moduls des Schmiedestahlprodukts liegt, eine Ermüdungsfestigkeit aufweist, welche größer ist als jene des Schmiedeprodukts, und eine Härte aufweist, welche gleich oder größer ist als jene des Schmiedeprodukts.
  • 8 ist eine graphische Darstellung, welche auf den Tabellen 2 und 4 basiert und die Beziehung zwischen der Temperatur T der thermischen Behandlung und dem Young'schen Modul sowie dem Flächenanteil A an Graphit in der gesamten thermisch behandelten Textur für die Beispiele 1, 3, 4, 5 und 15 veranschaulicht. Aus 8 lässt sich erkennen, dass sich mit einem Anstieg der Temperatur T der thermischen Behandlung der Flächenanteil A an Graphit erhöht und der Young'sche Modul abnimmt.
  • In einer hypoeutektischen Legierung auf Fe-C-Si-Mn-Basis haben C und Si mit der eutektischen Kristallmenge zu tun, wobei der Gehalt an C in einen Bereich von 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% eingestellt wird und der Gehalt an Si in einen Bereich von 1.4 Gew.-% ≤ Si ≤ 3.0 Gew.-% eingestellt wird, um eine Kontrolle der eutektischen Kristallmenge auf 50% oder weniger zu bewirken. Beträgt der Gehalt an C jedoch weniger als 1.8 Gew.-%, so muss, selbst wenn der Gehalt an Si erhöht wird, zur Erhöhung der eutektischen Kristallmenge die Gießtemperatur erhöht werden, was zu einer Verringerung des Vorteils des Thixogießens führt. Andererseits erhöht sich die Menge an Graphit, wenn C > 2.5 Gew.-% ist. Aus diesem Grund verringert sich der Effekt der thermischen Behandlung des Gießproduktes auf Fe-Basis, weshalb es unmöglich ist, die mechanischen Eigenschaften des Gießproduktes auf Fe-Basis zu verbessern. Beträgt der Gehalt an Si weniger als 1.4 Gew.-%, so bewirkt dies, wie im Falle von C < 1.8 Gew.-%, einen Anstieg der Gießtemperatur. Andererseits wird, wenn Si > 3.0 Gew.-% ist, Siliziumferrit gebildet, weshalb es unmöglich ist, die mechanischen Eigenschaften des Gießproduktes auf Fe-Basis zu verbessern.
  • Mn fungiert als Desoxidationsmittel und wird zur Herstellung von Cementitphasen benötigt. Der Gehalt an Mn wird in einen Bereich von 0.3 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1.3 Gew.-% eingestellt. Beträgt der Gehalt an Mn jedoch weniger als 0.3 Gew.-%, so ist die Desoxidationswirkung geringer. Aus diesem Grund können aufgrund von Einschlüssen eines durch Oxidation des geschmolzenen Metalls gebildeten Oxids oder aufgrund von Luftblasen Defekte entstehen. Andererseits erhöht sich die Menge an kristallisiertem Cementit [(FeMn)3C], wenn Mn > 1.3 Gew.-% ist. Aus diesem Grund bereitet es Schwierigkeiten, durch thermische Behandlung eine Feinverteilung der erhöhten Menge an Cementit zu bewirken, wobei sich die Schneidfähigkeit des Gießproduktes aus Fe-Basis verringert.

Claims (2)

  1. Gießprodukt auf Fe-Basis, welches durch thermische Behandlung eines Gießproduktes auf Fe-Basis, das durch Anwendung eines Thixo-Gießverfahrens unter Verwendung eines Gießmaterials auf Fe-Basis als Gießmaterial hergestellt wurde, hergestellt wird, wobei das Gießprodukt auf Fe-Basis eine Matrix und eine große Anzahl an Gruppen von massiven, feinen α-Körnern, welche in der Matrix dispergiert sind, umfasst, wobei das Gießprodukt auf Fe-Basis eine thermisch behandelte Textur aufweist, bei der eine große Anzahl an Graphitphasen in der Matrix und in jeder der Gruppen von feinen α-Körnern dispergiert sind, und wobei das Gießprodukt auf Fe-Basis eine freischneidende Eigenschaft besitzt, so dass ein Verhältnis B/A eines Flächenanteils B der Graphitphasen in allen Gruppen von feinen α-Körnern zu einem Flächenanteil A der Graphitphasen in der gesamten thermisch behandelten Textur in einem Bereich von B/A ≥ 0.138 liegt, wobei das Gießprodukt 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% an Kohlenstoff, 1.4 Gew.-% ≤ Si ≤ 3.0 Gew.-% an Silizium, 0.3 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1.3 Gew.-% an Mangan und einen Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, umfasst.
  2. Verfahren zur thermischen Behandlung eines Gießproduktes auf Fe-Basis, umfassend den Schritt des Unterwerfens eines mittels eines Thixo-Gießverfahrens hergestellten ursprünglichen Gießproduktes auf Fe-Basis einer thermischen Behandlung unter Bedingungen, unter welchen, wenn Te eine eutektische Temperatur des ursprünglichen Gießproduktes ist, die Temperatur T der thermischen Behandlung in einen Bereich von Te ≤ T ≤ Te + 170°C eingestellt wird, und die Zeit t der thermischen Behandlung in einen Bereich von 20 Minuten ≤ t ≤ 90 Minuten eingestellt wird, wodurch ein thermisch behandeltes Produkt mit einer freischneidenden Eigenschaft bereitgestellt wird, wobei das Gießprodukt 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% an Kohlenstoff, 1.4 Gew.-% ≤ Si ≤ 3.0 Gew.-% an Silizium, 0.3 Gew.-% ≤ Mn ≤ 1.3 Gew.-% an Mangan und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, umfasst.
DE69736933T 1996-09-02 1997-09-02 Verfahren zur Wärmebehandlung eines eisenbasierten gegossenen Gegenstandes und der nach diesem Verfahren hergestellte Gegenstand Expired - Lifetime DE69736933T2 (de)

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JP25095396 1996-09-02
JP25095396 1996-09-02
JP32595796A JP3290603B2 (ja) 1996-11-21 1996-11-21 チクソキャスティング法の適用下で得られたＦｅ−Ｃ−Ｓｉ系合金鋳物
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