WO2022218469A1 - Verfahren zur herstellung eines wellgetriebebauteils, wellgetriebebauteil und wellgetriebe - Google Patents

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Gregor HULLIN
Jochen Damerau
Stefan Birkner
Igor MYS
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    • F16H49/001—Wave gearings, e.g. harmonic drive transmissions

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a harmonic drive component. Furthermore, the invention relates to a strain wave gear component and a strain wave gear.
  • DE 102016219076 A1 shows a strain wave gear with a flexible, externally toothed gear component and with a further internally toothed gear component that meshes with it.
  • the further transmission component has a cylindrical, internally toothed, rigid sleeve section and a disk-shaped, elastically flexible bottom section connected to this.
  • a collar sleeve of such a strain wave gear is made, for example, from heat-treated steel in the strength range of 1100-1300 MPa.
  • a ring gear is made, for example, from ausferritic cast iron with a strength of 900 to 1200 MPa.
  • the manufacture of both the ausferritic cast and the steel component generally consists of thorough heat treatment, hardening (martensitic or bainitic) and subsequent tempering (quenching and tempering) to the desired target strength.
  • the component geometries of the heat-treated component are then formed using conventional production technologies, ie turning, drilling, milling, in particular hobbing, skiving or slotting or broaching the gearing.
  • Components manufactured in this way achieve strengths of up to 400 HV.
  • JP 2595609 B2 discloses a free-cutting steel that can be produced by means of carburizing hardening.
  • the steel contains, by weight, one or more kinds of 0.10 to 0.30% carbon (C), 1.0% or less silicon (Si), 3.0% or less manganese (Mn), or less 8.0% chromium (Cr), 5.0% or less nickel (Ni), 6.0% or less molybdenum (Mo), and 2.0% or less aluminum (AI).
  • Aluminum reduces the amount of oxygen in the steel and at the same time improves its ability to be nitrided.
  • JP 2 595609 B2 sees it as advantageous to use 0.005% AI. The higher the Al content, the greater the impact on the toughness of the material.
  • the steel also contains, by weight, 0.004 to 0.020% boron (B), 0.005 to 0.050% nitrogen (N) and less than or equal to 0.0015% oxygen (O).
  • a ratio between nitrogen and boron is 0.5 to 4.0 N/B.
  • the total amount of elements with high nitride formation degree of elution such as titanium (Ti) and zirconium (Zr) is less than or equal to 0.01%.
  • the rest consists of iron (Fe).
  • boron and nitrogen form boron nitride inclusions.
  • JP 2805845 B2 discloses a steel containing, by weight, 0.10 to 0.30% by weight of carbon (C), one or more types of 3.0% or less manganese (Mn), 8.0% or less Chromium (Cr), 5.0% or less Nickel (Ni), 6.0% or less Molybdenum (Mo) and 2.0% or less Aluminum (Al), and 0.004 to 0.020% Boron (B) and 0.005 to 0.050% nitrogen (N), with a ratio between nitrogen and boron of 0.5 to 0.4 N/B.
  • the steel also consists of less than or equal to 0.0015% oxygen (O), less than or equal to 0.10% silicon (Si) and less than or equal to 0.015% phosphorus (P).
  • the total amount of high nitriding elements such as titanium (Ti) and zirconium (Zr) is 0.01% or less.
  • the rest consists of iron (Fe).
  • the object of the present invention is to further develop a method for preparing a strain wave gear component, a strain wave gear component and a strain wave gear.
  • a method according to the invention for manufacturing a strain wave gear component, in which the strain wave gear component is formed from a precipitation-hardening steel, comprises the steps:
  • solution annealing of the blank, where the solution annealing is carried out either by heating the blank to a solution annealing temperature between 950 and 1050 °C or during a forging operation at a temperature between 1000 and 1200 °C until precipitation hardening components of the composition are in solution;
  • the blank is formed from a precipitation hardening steel and may be in the form of rolled bar stock before being heat treated.
  • the blank can be made by cutting or forging.
  • the blank can be formed into a ring shape by forging or the like.
  • a precipitation hardening steel is a steel whose hardness can be adjusted by precipitation hardening depending on the process parameters and the alloy composition.
  • the blank can be provided for the heat treatment in any desired machining state, for example in a substantially unmachined state, with all or at least a large part of the mechanical machining for producing a geometry of the corrugated gear component component that is at least close to the net shape after the solution annealing and cooling of the blank takes place at room temperature.
  • the blank can also already be formed essentially close to the net shape, with the blank only being subjected to final machining after solution annealing and cooling of the blank, for example to remove distortion and machine the strain wave gear component to its final dimensions.
  • the alloy composition of the blank or the corrugated transmission component made from it has 0.01 to 0.35% by weight carbon (C), 0 to 0.15% by weight silicon (Si), 0 to 0.4% by weight -% manganese (Mn), 4.5 to 5.5 wt% chromium (Cr), 4.5 to 6.5 wt% nickel (Ni), 0.5 to 1 wt% molybdenum ( Mo), 0 to 0.6% by weight vanadium (V), 2 to 2.5% by weight aluminum (AI), 0 to 0.008% by weight sulfur (S), 0 to 0.02% by weight -% Phosphorus (P), 0 to 0.025% by weight Titanium (Ti), 0.005 to 0.015% by weight Nitrogen (N), 0 to 0.007% by weight Oxygen (O), 0 to 0.0035% by weight % potassium (K), 0 to 0.015% by weight magnesium (Mg) and the remainder iron (Fe) and unavoidable trace elements.
  • the trace elements are impurities
  • the material has a high alloy content of elements that increase hardenability, such as chromium and nickel.
  • elements that increase hardenability such as chromium and nickel.
  • solution annealing During solution annealing, precipitations present in the structure of the blank, in particular carbide precipitations and other phases in the mixed crystal, are dissolved, with the structure being prevented from reprecipitating by cooling the blank to room temperature.
  • the blank is cooled to room temperature at such a cooling rate that an essentially martensitic structure is present.
  • solution annealing serves to recrystallize cold-worked microstructure areas and thus reduce strain hardening. For example, after rapid heating, the blank is held in the range from 950 to 1050°C, depending on the component dimensions.
  • the solution annealing takes place in particular until the precipitation-hardening components of the composition are in solution. When this point in time occurs as a function of the alloy composition can be determined in advance using well-known simulation methods.
  • a temperature selected for the solution annealing is preferably chosen so high that no unwanted, coarse particles in the structure ge remain, which are disadvantageous for the mechanical properties of the material.
  • the temperature for the solution annealing is chosen so low that the eutectic temperature of the alloy is not exceeded in order to prevent segregation.
  • the preferred solution treatment time is not less than 30 minutes and not more than 90 minutes. Ideally, the precipitation-hardening components are completely dissolved in the matrix after approx. 45 minutes.
  • the condition of the blank in which the precipitation-hardening components of the composition are in solution can be achieved by forging the blank, advantageously at a temperature of between 1000 and 1200°C. During forging, the precipitations or phases mentioned go into solution, so that the blank is in the solution-annealed condition after forging and cooling to room temperature.
  • the cooling of the blank to room temperature which immediately follows the solution annealing, can in principle be designed as desired.
  • the blank has an essentially martensitic structure after cooling.
  • the hardenability of the material after solution annealing or after forging is so high that the cooling rate has no significant influence on the fact that an essentially martensitic basic structure is present after cooling, whereby almost identical hardness is always achieved even with short, moderate or long becomes.
  • the blank with the steel composition mentioned is an air-hardening steel which can also be cooled in air in order to achieve the desired material properties, in particular the required hardness and/or strength. The steel therefore has no pronounced sensitivity to the cooling curve during cooling.
  • martensitic hardening can be carried out after solution annealing, with the blank being quenched to room temperature in a suitable medium, starting from the solution annealing temperature.
  • room temperature means an ambient temperature between 10 and 40.degree. C., preferably between 15 and 25.degree.
  • the blank can be mechanically processed in such a way that the geometry of the harmonic drive component is essentially close to the final contour.
  • the blank is machined to its final dimensions using suitable mechanical machining steps.
  • Mechanical processing is to be understood, for example, as meaning cutting manufacturing or machining processes such as milling, turning, drilling, sawing and floning.
  • a gearing be it internal or external gearing
  • the blank can therefore be machined to the final dimensions of the harmonic drive component in the soft, i.e. solution-annealed, state using conventional technologies.
  • precipitation hardening also known as hardening, which essentially serves to increase the strength, in particular the yield point, of the harmonic drive component. This results in the separation of finely divided, intermetallic phases that make it difficult for dislocation movements within the crystal lattice to occur as a result of deformations caused by internal stresses or plastic deformation.
  • the precipitation hardening is advantageously carried out at a temperature between 450 and 650°C for at least 30 minutes and at most 10 hours. Short times and high temperatures are particularly useful in order to allow the hardness to increase quickly.
  • the advantage of precipitation hardening in the context of the method proposed here consists essentially in the fact that the harmonic drive component exhibits no or only minimal changes in shape or volume in the course of precipitation hardening.
  • the final component strength of the corrugated gear component is set by precipitation hardening.
  • Another advantage of the process is that there is no rapid cooling compared to conventional precipitation-hardened steels after forging or solution heat treatment, which significantly reduces distortion in the blank.
  • the blank is preferably solution annealed and then cooled until it has a hardness of between 350 and 500 HV5.
  • the hardness is essentially based on the hardening potential due to the carbon content, which is less than 0.2% by weight to almost 0.3% by weight, so that the hardness range between 350 and 500 HV5 is achieved. Hardness is measured after cooling at room temperature.
  • a hardness of 350 HV (Vickers hardness) corresponds to a Rockwell hardness of about 35.5 HRC and a Vickers hardness of 500 HV corresponds to a Rockwell hardness of about 49.1 HRC.
  • the blank is solution annealed until it has a Rockwell hardness of between 35.5 and 49.1 HRC.
  • the hardness values are determined using the Vickers hardness test, which is used to test homogeneous materials and is also suitable for testing the hardness of thin-walled or surface-hardened workpieces and edge zones. This test procedure is regulated in the standard according to DIN EN ISO 6507-1:2018 to -4:2018. A suitable test force for determining the hardness is 5 kiloponds. However, other test forces can also be used.
  • the hardness of the strain wave gear component is only increased by approx. 150 to 250 HV with the additional tempering treatment by means of precipitation hardening.
  • the strain wave gear component has a hardness of between 550 and 750 HV5.
  • a Vickers hardness of 550 HV corresponds to a Rockwell hardness of about 52.3 HRC
  • a Vickers hardness of 750 HV corresponds to a Rockwell hardness of about 62.2 HRC. Consequently, the strain wave gear component is precipitation hardened until it has a hardness between 52.3 HRC and 62.2 HRC.
  • the harmonic drive component preferably has a strength of at least 1600 MPa. This can be adjusted in particular by adjusting the carbon content in the composition. For example, with a carbon content of approx. 0.05% by weight, the maximum strength is approx. 1650 MPa, with a carbon content of approx approx. 1850 MPa and with a carbon content of approx. 0.28% by weight, a strength of more than 1900 MPa can be achieved.
  • a harmonic drive component has a precipitation-hardening steel with the composition 0.01 to 0.35% by weight carbon, at most 0.15% by weight silicon, at most 0.4% by weight manganese, 4.5 to 5.5 By weight chromium, 4.5 to 6.5% by weight nickel, 0.5 to 1% by weight molybdenum, at most 0.6% by weight vanadium, 2 to 2.5% by weight aluminum 0.008% by weight sulfur maximum, 0.02% by weight maximum phosphorus, 0.025% by weight maximum titanium, 0.005 to 0.015% by weight nitrogen, 0.007% maximum oxygen by weight, 0.0035% maximum by weight -% potassium, at most 0.015% by weight magnesium and the remainder iron with unavoidable trace elements.
  • the strain wave gear component preferably has carbides of the M6C and/or MC type. These carbides form during precipitation hardening.
  • An example of type M6C carbides is a chromium carbide of the form Cr6C, an example of type MC is vanadium carbide of the form VC.
  • the harmonic drive component preferably has nickel aluminide precipitates with a maximum size of 100 nm. Such precipitations have the composition NiAl and show good material properties for the harmonic drive component.
  • the strength of the harmonic drive component can be increased by approx. 200 to 250 FIV compared to the solution-annealed condition using the precipitations mentioned.
  • a harmonic drive according to the invention comprises a harmonic drive component according to a second aspect of the invention.
  • the harmonic drive comprises, for example, a flexible collar sleeve with external teeth that can be deformed locally and radially around the circumference by a wave generator with a non-circular outer peripheral surface, and a rigid floating wheel with internal teeth, the external teeth of the collar sleeve being at least partially in contact with the internal teeth to transmit a torque to at least one toothed meshing area of the flea wheel is in tooth mesh.
  • the Wellge transmission component can be the fleet wheel of the harmonic drive.
  • the strain wave gear component can also be the collar sleeve of the strain wave gear.
  • Figure 1 shows a schematic sectional view of a corrugated gear component according to the invention according to a first embodiment, the corrugated gear component being designed as a floating wheel,
  • FIG. 2 shows a schematic sectional representation of the corrugated transmission component according to the invention according to a second embodiment, the corrugated transmission component being designed as a collar sleeve, and
  • FIG. 3 shows a schematic block diagram of a method according to the invention for fixing the harmonic drive component according to FIG. 1 or FIG.
  • the figures show a method according to the invention for fixing a harmonic drive component 1, which is shown as an example according to FIG. 1 as a floating wheel 2 of a harmonic drive (not shown here) and as a collar sleeve 3 of the harmonic drive according to FIG. 2, according to a block diagram.
  • a harmonic drive component 1 which is shown as an example according to FIG. 1 as a floating wheel 2 of a harmonic drive (not shown here) and as a collar sleeve 3 of the harmonic drive according to FIG. 2, according to a block diagram.
  • the block diagram for the description of the preparation method is shown in FIG.
  • the floating wheel 2 and/or the collar sleeve 3 are consequently intended to be used in the harmonic drive.
  • a blank (not shown here) is produced, the blank being formed from a precipitation-hardening steel as rolled bar steel which is brought into a ring shape by forging.
  • the composition of the blank is 0.01 to 0.35% by weight carbon, at most 0.15% by weight silicon, at most 0.4% by weight manganese, 4.5 to 5.5% by weight chromium , 4.5 up to 6.5% by weight nickel, 0.5 to 1% by weight molybdenum, not more than 0.6% by weight vanadium, 2 to 2.5% by weight aluminum, not more than 0.008% by weight sulfur, 0.02% by weight maximum phosphorus, 0.025% by weight maximum titanium, 0.005 to 0.015% by weight nitrogen, 0.007% by weight maximum oxygen, 0.0035% maximum potassium, 0.015% maximum by weight % magnesium and the remainder iron with unavoidable trace elements.
  • the provided blank is solution annealed.
  • the solution heat treatment can be done through two alternative steps.
  • solution annealing can be carried out as a separate heat treatment step, with the blank being heated to a solution annealing temperature of between 950 and 1050 °C and heat-treated until precipitation-hardening components of the composition of the blank are in solution.
  • Such components are, in particular, carbide precipitations and other phases of the mixed crystal.
  • the blank can be subjected to a forging process at a temperature between 1000 and 1200 °C during its production from the rolled bar steel, with the temperature being maintained until the precipitation-hardening components of the composition of the blank are in solution.
  • the blank has a hardness of between 350 and 500 HV5.
  • a third method step 13 the blank is cooled down to room temperature.
  • the cooling takes place in air, but it can also take place in a fluid such as water, oil or gas.
  • a fourth method step 14 the cooling is followed by the mechanical processing of the blank, so that the harmonic drive component 1 is formed from the blank.
  • an internal toothing 4 can be produced on the inner circumference of the ring gear 2 by machining.
  • external teeth 5 can be produced on the outer circumference of the collar sleeve 3 by machining.
  • a geometry of the harmonic drive component 1 that is essentially close to the final contour is produced by means of the mechanical processing of the blank.
  • the strain wave gear component 1 is precipitation hardened in a fifth method step 15 at a temperature of 450 to 650° C. for at least 30 minutes and at most 10 hours.
  • chromium carbides of the Cr6C type and vanadium carbides (VC) are formed in the structure of harmonic drive component 1.
  • nickel aluminide nickel aluminide
  • Precipitations with a size of up to 100 nm Precipitations with a size of up to 100 nm.
  • the precipitations or carbides increase the hardness within the structure by 200 to 250 HV, so that after precipitation hardening the harmonic drive component 1 has a hardness of between 550 and 750 HV5 and a strength of at least 1600 MPa .
  • strain wave gear component 1 comprising a precipitation-hardening steel with the composition 0.01 to 0.35% by weight carbon, at most 0.15% by weight silicon, at most 0.4% by weight Manganese, 4.5 to 5.5% by weight chromium, 4.5 to 6.5% by weight nickel, 0.5 to 1% by weight molybdenum, not more than 0.6% by weight vanadium, 2 up to 2.5% by weight aluminum, not more than 0.008% by weight sulfur, not more than 0.02% by weight phosphorus, not more than 0.025% by weight titanium, 0.005 to 0.015% by weight nitrogen, not more than 0.007% by weight % oxygen, at most 0.0035% by weight potassium, at most 0.015% by weight magnesium and the remainder iron with unavoidable trace elements such as copper, antimony, tin, arsenic or the like.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Wellgetriebebauteils (1), wobei das Wellgetriebebauteil (1) aus einem ausscheidungshärtenden Stahl ausgebildet wird, umfassend die Schritte: - Bereitstellung eines Rohlings aufweisend die Zusammensetzung 0,01 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, höchstens 0,15 Gew.-% Silizium, höchstens 0,4 Gew.-% Mangan, 4,5 bis 5,5 Gew.-% Chrom, 4,5 bis 6,5 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 1 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,6 Gew.-% Vanadium, 2 bis 2,5 Gew.-% Aluminium, höchs tens 0,008 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,02 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,025 Gew.-% Titan, 0,005 bis 0,015 Gew.-% Stickstoff, höchstens 0,007 Gew.-% Sauerstoff, höchstens 0,0035 Gew.-% Kalium, höchstens 0,015 Magnesium Gew.-% sowie als Rest Eisen mit unvermeidbaren Spurenelementen, - Lösungsglühen des Rohlings, wobei das Lösungsglühen entweder durch Erhitzen des Rohlings auf eine Lösungsglühtemperatur zwischen 950 und 1050 °C oder während eines Schmiedevorgangs bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1200 °C erfolgt, bis ausscheidungshärtende Bestandteile der Zusammensetzung in Lösung vorliegen; - Abkühlen des Rohlings bis auf Raumtemperatur; - Mechanische Bearbeitung des Rohlings zur Ausbildung des Wellgetriebebau teils (1); und - Ausscheidungshärten des Wellgetriebebauteils (1) bei einer Temperatur von 450 bis 650 °C für mindestens 30 Minuten und höchstens 10 Stunden. Ferner betrifft die Erfindung ein Wellgetriebebauteil (1 ) sowie ein Wellgetriebe (2).

Description

Verfahren zur Herstellung eines Wellqetriebebauteils.
Wellqetriebebauteil und Wellqetriebe
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Wellgetriebebauteils. Ferner betrifft die Erfindung ein Wellgetriebebauteil sowie ein Wellgetriebe.
Aus der DE 102016219076 A1 geht ein Wellgetriebe, mit einem flexiblen, außenver zahnten Getriebebauteil und mit einem mit diesem kämmenden weiteren, innenver zahnten Getriebebauteil hervor. Das weitere Getriebebauteil weist einen zylindrischen, innenverzahnten, in sich starren Hülsenabschnitt sowie einen an diesen anschließen den, scheibenförmigen, elastisch nachgiebigen Bodenabschnitt auf. Eine Kragenhülse eines solchen Wellgetriebes wird beispielsweise aus Vergütungsstahl im Festigkeits bereich von 1100 - 1300 MPa hergestellt. Ein Hohlrad wird beispielsweise aus ausfer- ritischem Gusseisen mit einer Festigkeit von 900 bis 1200 MPa ausgebildet. Die Ferti gung sowohl des ausferritischen Guss als auch des Stahlbauteils besteht im Allge meinen aus einer durchgreifenden Wärmebehandlung, Härten (martensitisch oder bainitisch) und anschließendem Anlassen (Vergüten) auf die gewünschte Zielfestig keit. Nachfolgend werden die Bauteilgeometrien des vergüteten Bauteils mittels kon ventioneller Fertigungstechnologien, das heißt Drehen, Bohren, Fräsen, insbesondere Wälzfräsen, Wälzschälen oder auch Stoßen bzw. Räumen der Verzahnung, ausgebil det. Derartig hergestellte Bauteile erreichen Festigkeiten von bis zu 400 HV.
JP 2595609 B2 offenbart einen Automatenstahl, der mittels Aufkohlungshärten her stellbar ist. Der Stahl enthält bezogen auf das Gewicht, eine oder mehrere Arten von 0,10 bis 0,30 % Kohlenstoff (C), kleiner gleich 1,0 % Silizium (Si), kleiner gleich 3,0 % Mangan (Mn), kleiner gleich 8,0 % Chrom (Cr), kleiner gleich 5,0 % Nickel (Ni), kleiner gleich 6,0 % Molybdän (Mo) und kleiner gleich 2,0 % Aluminium (AI). Aluminium redu ziert die Sauerstoffmenge im Stahl und verbessert gleichzeitig die Nitrierfähigkeit. JP 2 595609 B2 sieht es als vorteilhaft an, 0,005 % AI zu nutzen. Je höher der Al-Anteil desto stärker wird die Zähigkeit des Werkstoffs beeinträchtigt. Außerdem enthält der Stahl bezogen auf das Gewicht 0,004 bis 0,020 % Bor (B), 0,005 bis 0,050 % Sickstoff (N) sowie kleiner gleich 0,0015 % Sauerstoff (O). Ein Verhältnis zwischen Stickstoff und Bor lieg bei 0,5 bis 4,0 N/B. Die Gesamtmenge an Elementen mit hohem Nitridbil- dungsgrad wie Titan (Ti) und Zirconium (Zr) liegt bei kleiner gleich 0,01 %. Der Rest besteht aus Eisen (Fe). Im Stahl bilden Bor und Stickstoff Bornitrid-Einschlüsse.
JP 2805845 B2 offenbart einen Stahl, der bezogen auf das Gewicht 0,10 bis 0,30 Gew.-% Kohlenstoff (C), eine oder mehrere Arten von kleiner gleich 3,0 % Mangan (Mn), kleiner gleich 8,0 % Chrom (Cr), kleiner gleich 5,0 % Nickel (Ni), kleiner gleich 6,0 % Molybdän (Mo) und kleiner gleich 2,0 % Aluminium (AI), und 0,004 bis 0,020 % Bor (B) und 0,005 bis 0,050 % Stickstoff (N), bei einem Verhältnis zwischen Stickstoff und Bor von 0,5 bis 0,4 N/B. Der Stahl besteht ferner aus kleiner gleich 0,0015 % Sauerstoff (O), kleiner gleich 0.10 % Silizium (Si) und kleiner gleich 0,015 % Phosphor (P) enthält. Die Gesamtmenge an Elementen mit hohem Nitridbildungsgrad wie Titan (Ti) und Zirconium (Zr) liegt bei kleiner gleich 0,01 %. Der Rest besteht aus Eisen (Fe). Falls erforderlich, werden außerdem optimale Mengen von einem oder beiden der Elemente Niob (Nb) und Vanadium (V) und eine oder mehrere Arten von Calcium (Ca), Blei (Pb), Schwefel (S), Bismut (Bi) und Tellur (Te) zugesetzt.
Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Fierstellung eines Wellgetriebebauteils, ein Wellgetriebebauteil sowie ein Wellgetriebe weiterzu entwickeln.
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Fierstellung eines Wellgetriebebauteils mit den Merkmalen des Anspruchs 1, durch ein Wellgetriebebauteil mit den Merkma len des Anspruchs 4 sowie durch ein Wellgetriebemit den Merkmalen des Anspruchs 10 gelöst. Bevorzugte oder vorteilhafte Ausführungsformen der Erfindung ergeben sich aus den Unteransprüchen der nachfolgenden Beschreibung sowie den beigefüg ten Figuren.
Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Fierstellung eines Wellgetriebebauteils, bei dem das Wellgetriebebauteil aus einem ausscheidungshärtenden Stahl ausgebildet wird, umfasst die Schritte:
- Bereitstellung eines Rohlings aufweisend die Zusammensetzung 0,01 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, höchstens 0,15 Gew.-% Silizium, höchstens 0,4 Gew.-% Mangan, 4,5 bis 5,5 Gew.-% Chrom, 4,5 bis 6,5 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 1 Gew.- % Molybdän, höchstens 0,6 Gew.-% Vanadium, 2 bis 2,5 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,008 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,02 Gew.-% Phosphor, höchs tens 0,025 Gew.-% Titan, 0,005 bis 0,015 Gew.-% Stickstoff, höchstens 0,007 Gew.-% Sauerstoff, höchstens 0,0035 Gew.-% Kalium, höchstens 0,015 Gew.- % Magnesium sowie als Rest Eisen mit unvermeidbaren Spurenelementen,
- Lösungsglühen des Rohlings, wobei das Lösungsglühen entweder durch Erhit zen des Rohlings auf eine Lösungsglühtemperatur zwischen 950 und 1050 °C oder während eines Schmiedevorgangs bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1200 °C erfolgt, bis ausscheidungshärtende Bestandteile der Zusammen setzung in Lösung vorliegen;
- Abkühlen des Rohlings bis auf Raumtemperatur, derart, dass der Rohling ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge aufweist;
- Mechanische Bearbeitung des Rohlings zur Ausbildung des Wellgetriebebau teils; und
- Ausscheidungshärten des Wellgetriebebauteils bei einer Temperatur von 450 bis 650 °C für mindestens 30 Minuten und höchstens 10 Stunden.
Der Rohling ist aus einem ausscheidungshärtenden Stahl ausgebildet und kann als gewalzter Stabstahl vorliegen, bevor erwärmebehandelt wird. Der Rohling kann spa nend oder schmiedend hergestellt sein. Insbesondere kann der Rohling durch Schmieden oder dergleichen in eine Ringform gebracht werden. Ein ausscheidungs härtender Stahl ist ein Stahl, dessen Härte durch Ausscheidungshärten in Abhängig keit der Verfahrensparameter und der Legierungszusammensetzung einstellbar ist.
Der Rohling kann zur Wärmebehandlung prinzipiell in jedem beliebigen Bearbeitungs zustand bereitgestellt werden, beispielsweise in einem im Wesentlichen unbearbeite ten Zustand, wobei die gesamte oder wenigstens ein Großteil der mechanischen Be arbeitung zur Herstellung einer zumindest endkonturnahen Geometrie des Wellgetrie bebauteils nach dem Lösungsglühen und Abkühlen des Rohlings auf Raumtemperatur erfolgt. Alternativ kann der Rohling auch bereits im Wesentlichen endkonturnah aus gebildet sein, wobei nach dem Lösungsglühen und Abkühlen des Rohlings lediglich eine finale Bearbeitung des Rohlings erfolgt, um zum Beispiel Verzug zu entfernen und das Wellgetriebebauteil auf dessen Endmaß zu bearbeiten. Die Legierungszusammensetzung des Rohlings bzw. des daraus hergestellten Well getriebebauteils weist 0,01 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff (C), 0 bis 0,15 Gew.-% Silizi um (Si), 0 bis 0,4 Gew.-% Mangan (Mn), 4,5 bis 5,5 Gew.-% Chrom (Cr), 4,5 bis 6,5 Gew.-% Nickel (Ni), 0,5 bis 1 Gew.-% Molybdän (Mo), 0 bis 0,6 Gew.-% Vanadium (V), 2 bis 2,5 Gew.-% Aluminium (AI), 0 bis 0,008 Gew.-% Schwefel (S), 0 bis 0,02 Gew.-% Phosphor (P), 0 bis 0,025 Gew.-% Titan (Ti), 0,005 bis 0,015 Gew.-% Stick stoff (N), 0 bis 0,007 Gew.-% Sauerstoff (O), 0 bis 0,0035 Gew.-% Kalium (K), 0 bis 0,015 Gew.-% Magnesium (Mg) sowie als Rest Eisen (Fe) und unvermeidbare Spu renelemente. Die Spurenelemente sind Verunreinigungen, die insbesondere herstel lungsbedingt im Werkstoff vorliegen. Dies können beispielsweise Kupfer (Cu), Anti mon (Sb), Zinn (Sn), Arsen (As) oder dergleichen sein.
Der Werkstoff weist hohe Legierungsgehalte an die Härtbarkeit steigernden Elemen ten, wie z.B. Chrom und Nickel, auf. Insbesondere der im Vergleich zu JP 2595609 B2 und JP 2805845 B2 wesentlich höhere Anteil Aluminium, der erfindungsgemäß zwischen 2 und 2,5 Gew.-% liegt, geht beim Lösungsglühen in Lösung, jedoch rea giert es während der Abkühlung nicht. Dies würde erst bei länger andauernden Be handlungen und erhöhten Temperaturen erfolgen, jedoch nicht bei dem hier vorge schlagenen erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren.
Beim Lösungsglühen werden im Gefüge des Rohlings vorliegende Ausscheidungen, insbesondere Karbidausscheidungen sowie weitere Phasen im Mischkristall in Lösung gebracht, wobei das Gefüge durch Abkühlung des Rohlings auf Raumtemperatur an einer erneuten Ausscheidung gehindert wird. Der Rohling wird mit einer solchen Ab kühlrate auf Raumtemperatur abgekühlt, dass ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge vorliegt. Des Weiteren dient das Lösungsglühen einer Rekristallisation von kaltverformten Gefügebereichen und damit dem Abbau von Kaltverfestigungen. Der Rohling wird beispielsweise nach einer zügigen Aufheizung im Bereich von 950 bis 1050°C in Abhängigkeit der Bauteilabmessungen gehalten. Das Lösungsglühen er folgt insbesondere so lange, bis die ausscheidungshärtenden Bestandteile der Zu sammensetzung in Lösung vorliegen. Wann dieser Zeitpunkt in Abhängigkeit der Le gierungszusammensetzung vorliegt, kann durch allgemein bekannte Simulationsme thoden vorab bestimmt werden. Eine für das Lösungsglühen gewählte Temperatur ist vorzugsweise derart hoch gewählt, dass keine ungewollten, groben Teilchen im Gefü- ge bestehen bleiben, die für die mechanischen Eigenschaften des Werkstoffes nach teilig sind. Andererseits ist die Temperatur für das Lösungsglühen derart niedrig ge wählt, dass die eutektische Temperatur der Legierung nicht überschritten wird, um Seigerungen zu verhindern. Die bevorzugte Zeit für das Lösungsglühen beträgt nicht weniger als 30 Minuten und nicht mehr als 90 Minuten. Idealerweise liegen die aus scheidungshärtenden Bestandteile nach ca. 45 Minuten vollständig in der Matrix ge löst vor.
Alternativ zur vorher beschriebenen Wärmebehandlung kann der Zustand des Roh lings, bei dem ausscheidungshärtende Bestandteile der Zusammensetzung in Lösung vorliegen, erreicht werden, in dem der Rohling mittels Schmieden bearbeitet wird, und zwar vorteilhafterweise bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1200 °C. Während des Schmiedens gehen die genannten Ausscheidungen oder Phasen in Lösung, so- dass der Rohling nach dem Schmieden und Abkühlen auf Raumtemperatur im lö sungsgeglühten Zustand vorliegt.
Das sich an das Lösungsglühen unmittelbar anschließende Abkühlen des Rohlings auf Raumtemperatur kann prinzipiell beliebig gestaltet werden. Jedenfalls weist der Rohling nach dem Abkühlen ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge auf. Die Härtbarkeit des Materials nach dem Lösungsglühen bzw. nach dem Schmieden ist so hoch, dass die Abkühlrate keinen maßgeblichen Einfluss darauf hat, dass nach dem Abkühlen ein im Wesentlichen martensitisches Grundgefüge vorliegt, wobei auch bei kurzem, moderatem oder langem stets eine nahezu identische Härte erreicht wird. Bei dem Rohling mit der genannten Stahlzusammensetzung handelt es sich um einen lufthärtenden Stahl, der auch an Luft abkühlen kann, um die gewünschten Materialei genschaften, insbesondere die geforderte Härte und/oder Festigkeit zu erreichen. Der Stahl hat damit keine ausgeprägte Sensitivität gegenüber der Abkühlkurve beim Ab kühlen. Um den Prozess der Wärmebehandlung zu beschleunigen, kann nach dem Lösungsglühen alternativ ein martensitisches Härten erfolgen, wobei der Rohling aus gehend von der Lösungsglühtemperatur in einem geeigneten Medium auf Raumtem peratur abgeschreckt wird. Dadurch wird das Herstellungsverfahren beschleunigt. Un ter Raumtemperatur ist im Sinne der Erfindung eine Umgebungstemperatur zwischen 10 und 40°C, vorzugsweise zwischen 15 und 25°C zu verstehen. Sobald der Rohling auf Raumtemperatur abgekühlt ist, kann er derart mechanisch be arbeitet werden, dass die Geometrie des Wellgetriebebauteils im Wesentlichen end konturnah vorliegt. Mit anderen Worten wird der Rohling durch geeignete mechani sche Bearbeitungsschritte auf sein Endmaß bearbeitet. Unter einer mechanischen Bearbeitung sind beispielsweise spanabhebende Fertigungs- bzw. Bearbeitungsver fahren wie Fräsen, Drehen, Bohren, Sägen und Flonen zu verstehen. Insbesondere kann bei der mechanischen Bearbeitung eine Verzahnung, sei es eine Innen- oder Außenverzahnung, am Wellgetriebebauteil hergestellt werden. Mithin kann der Roh ling im weichen, also lösungsgeglühten, Zustand mittels konventioneller Technologien auf die finale Dimension des Wellgetriebebauteils bearbeitet werden.
Bei der initialen Abkühlung des Rohlings wird ein im Wesentlichen martensitisches Grundgefüge erzeugt, dass anschließend der Ausscheidungshärtung unterzogen wird. Nach der mechanischen Bearbeitung erfolgt also das Ausscheidungshärten, auch Aushärten genannt, das im Wesentlichen zur Erhöhung der Festigkeit, insbesondere der Dehngrenze, des Wellgetriebebauteils dient. Dabei erfolgt ein Ausscheiden von fein verteilten, intermetallischen Phasen, die Versetzungsbewegungen innerhalb des Kristallgitters infolge von Verformungen durch Eigenspannungen oder plastische Ver formung erschweren. Das Ausscheidungshärten erfolgt vorteilhafterweise bei einer Temperatur zwischen 450 und 650°C für mindestens 30 Minuten und höchstens 10 Stunden. Kurze Zeiten und hohe Temperaturen sind insbesondere sinnvoll, um die Härtezunahme schnell erfolgen zu lassen. Niedrigere Härte und längere Auslage rungszeiten können genutzt werden, falls die volle Härteannahme nicht angestrebt wird und nur ein Anteil der möglichen Härteannahme erzielt werden soll. Bei der Aus scheidungshärtung kommt es zur Bildung von nanoskaligen Nickelaluminiden, die die Steigerung der Härtbarkeit verursacht, und nicht, wie bei herkömmlichen ausschei dungsgehärtete Stählen der Fall ist, durch ausgeschiedene Karbide.
Der Vorteil des Ausscheidungshärtens im Rahmen des hiervorgeschlagenen Verfah rens besteht im Wesentlichen darin, dass das Wellgetriebebauteil im Zuge der Aus scheidungshärtung keine oder nur minimale Gestalt- oder Volumenänderungen auf weist. Durch das Ausscheidungshärten wird die finale Bauteilfestigkeit des Wellgetrie bebauteils eingestellt. Ein weiterer Vorteil des Verfahrens besteht darin, dass im Ver gleich zu konventionellen ausscheidungsgehärteten Stählen keine zügige Abkühlung nach dem Schmieden oder Lösungsglühen erfolgen muss, wodurch die Verzüge im Rohling signifikant reduziert werden.
Vorzugsweise wird der Rohling so lange lösungsgeglüht und anschließend abgekühlt, bis er eine Härte zwischen 350 und 500 HV5 aufweist. Anders gesagt weist der Roh ling nach dem Lösungsglühen und Abkühlen eine Härte zwischen 350 und 500 HV5 auf. Die Härte beruht hier im ersten Schritt im Wesentlichen auf dem Härtungspotenti al aufgrund des Kohlenstoffgehaltes, der bei kleiner 0,2 Gew.-% bis knapp 0,3 Gew.- % liegt, sodass die Härtespanne zwischen 350 und 500 HV5 erreicht wird. Die Härte wird nach dem Abkühlen bei Raumtemperatur gemessen. Eine Härte von 350 HV (Vickershärte) entspricht einer Rockwellhärte von etwa 35,5 HRC und eine Vickers härte von 500 HV entspricht einer Rockwellhärte von etwa 49,1 HRC. Mithin wird der Rohling so lange lösungsgeglüht, bis er eine Rockwellhärte zwischen 35,5 und 49,1 HRC aufweist. Die Härtewerte werden mit der Härteprüfung nach Vickers ermittelt, die zur Prüfung homogener Werkstoffe dient und auch zur Härteprüfung dünnwandiger oder oberflächengehärteter Werkstücke und Randzonen geeignet ist. Diese Prüfver fahren ist in der Norm nach DIN EN ISO 6507-1:2018 bis -4:2018 geregelt. Als Prüf kraft eignet sich zur Bestimmung der Härte 5 Kilopond. Jedoch können auch andere Prüfkräfte eingesetzt werden.
Erst durch die zusätzliche Anlassbehandlung mittels Ausscheidungshärten wird die Härte des Wellgetriebebauteils um ca. 150 bis 250 HV erhöht. In diesem Sinn weist das Wellgetriebebauteil nach dem Ausscheidungshärten eine Härte zwischen 550 und 750 HV5 auf. Eine Vickershärte von 550 HV entspricht einer Rockwellhärte von etwa 52,3 HRC und eine Vickershärte von 750 HV entspricht einer Rockwellhärte von etwa 62,2 HRC. Mithin wird das Wellgetriebebauteil so lange ausscheidungsgehärtet, bis es eine Härte zwischen 52,3 HRC und 62,2 HRC aufweist.
Nach dem Ausscheidungshärten weist das Wellgetriebebauteil vorzugsweise eine Festigkeit von mindestens 1600 MPa auf. Dies kann insbesondere durch Anpassung des Kohlenstoffgehalts in der Zusammensetzung eingestellt werden. Beispielsweise bei einem Kohlenstoffgehalt von ca. 0,05 Gew.-% ist eine maximale Festigkeit von ca. 1650 MPa, bei einem Kohlenstoffgehalt von ca. 0,18 Gew.-% ist eine Festigkeit von ca. 1850 MPa und bei einem Kohlenstoffgehalt von ca. 0,28 Gew.-% ist eine Festig keit von mehr als 1900 MPa Festigkeit erzielbar.
Ein erfindungsgemäßes Wellgetriebebauteil weist einen ausscheidungshärtenden Stahl mit der Zusammensetzung 0,01 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, höchstens 0,15 Gew.-% Silizium, höchstens 0,4 Gew.-% Mangan, 4,5 bis 5,5 Gew.-% Chrom, 4,5 bis 6,5 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 1 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,6 Gew.-% Vanadium, 2 bis 2,5 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,008 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,02 Gew.- % Phosphor, höchstens 0,025 Gew.-% Titan, 0,005 bis 0,015 Gew.-% Stickstoff, höchstens 0,007 Gew.-% Sauerstoff, höchstens 0,0035 Gew.-% Kalium, höchstens 0,015 Gew.-% Magnesium sowie als Rest Eisen mit unvermeidbaren Spurenelemen ten auf.
Vorzugsweise weist das Wellgetriebebauteil Karbide vom Typ M6C und/oder MC auf. Diese Karbide bilden sich im Zuge der Ausscheidungshärtung. Ein Beispiel für Karbi de vom Typ M6C ist ein Chromkarbid der Form Cr6C, ein Beispiel für Karbide vom Typ MC ist Vanadiumkarbid der Form VC.
Bevorzugt weist das Wellgetriebebauteil Nickelaluminid-Ausscheidungen mit einer Größe von höchstens 100 nm auf. Derartige Ausscheidungen weisen die Zusammen setzung NiAl auf und zeigen gute Materialeigenschaften für das Wellgetriebebauteil. Anhand der genannten Ausscheidungen kann die Festigkeit des Wellgetriebebauteils im Vergleich zum lösungsgeglühten Zustand um ca. 200 bis 250 FIV gesteigert wer den.
Ein erfindungsgemäßes Wellgetriebe umfasst ein Wellgetriebebauteil gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung. Das Wellgetriebe umfasst beispielsweise eine von ei nem Wellgenerator mit einer unrunden Außenumfangsfläche umlaufend lokal radial verformbare, flexible Kragenhülse mit einer Außenverzahnung und ein starres Flohlrad mit einer Innenverzahnung, wobei die Außenverzahnung der Kragenhülse zur Über tragung eines Drehmoments an mindestens einem Zahneingriffsbereich zumindest teilweise mit der Innenverzahnung des Flohlrades im Zahneingriff steht. Das Wellge triebebauteil kann das Flohlrad des Wellgetriebes sein. Alternativ oder ergänzend kann das Wellgetriebebauteil auch die Kragenhülse des Wellgetriebes sein. Die vorhergehenden Ausführungen zum Verfahren gelten gleichermaßen für das er findungsgemäße Wellgetriebebauteil sowie für das erfindungsgemäße Wellgetriebe, und umgekehrt.
Weitere die Erfindung verbessernde Maßnahmen werden nachstehend gemeinsam mit der Beschreibung bevorzugter Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der Fi guren näher dargestellt. In den Figuren sind gleiche oder ähnliche Elemente mit dem gleichen Bezugszeichen versehen. Hierbei zeigt
Figur 1 eine schematische Schnittdarstellung eines erfindungsgemäßen Wellge triebebauteils nach einer ersten Ausführungsform, wobei das Wellgetrie bebauteil als Flohlrad ausgebildet ist,
Figur 2 eine schematische Schnittdarstellung des erfindungsgemäßen Wellge triebebauteils nach einer zweiten Ausführungsform, wobei das Wellge triebebauteil als Kragenhülse ausgebildet ist, und
Figur 3 ein schematisches Blockschaltbild eines erfindungsgemäßen Verfahrens zur Fierstellung des Wellgetriebebauteils nach Figur 1 oder Figur 2.
Anhand der Figuren wird ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Fierstellung eines Wellgetriebebauteils 1 , das gemäß Figur 1 als Flohlrad 2 eines - hier nicht gezeigten - Wellgetriebes und gemäß Figur 2 als Kragenhülse 3 des Wellgetriebes exemplarisch dargestellt ist, gemäß eines Blockschaltbilds visualisiert. Anders gesagt ist das Flohl rad 2 gemäß Figur 1 sowie die Kragenhülse 3 gemäß Figur 2 als Wellgetriebebauteil 1 zu verstehen. Das Blockschaltbild zur Beschreibung des Fierstellungsverfahrens ist in Figur 3 gezeigt. Das Flohlrad 2 und/oder die Kragenhülse 3 sind folglich dazu einge richtet, im Wellgetriebe eingesetzt zu werden.
In einem ersten Verfahrensschritt 11 wird ein - hier nicht gezeigter - Rohling herge stellt, wobei der Rohling aus einem ausscheidungshärtenden Stahl als gewalzter Stabstahl ausgebildet ist, der durch Schmieden in eine Ringform gebracht wird. Der Rohling weist die Zusammensetzung 0,01 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, höchstens 0,15 Gew.-% Silizium, höchstens 0,4 Gew.-% Mangan, 4,5 bis 5,5 Gew.-% Chrom, 4,5 bis 6,5 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 1 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,6 Gew.-% Vanadium, 2 bis 2,5 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,008 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,02 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,025 Gew.-% Titan, 0,005 bis 0,015 Gew.-% Stickstoff, höchstens 0,007 Gew.-% Sauerstoff, höchstens 0,0035 Gew.-% Kalium, höchstens 0,015 Gew.-% Magnesium sowie als Rest Eisen mit unvermeidbaren Spurenelemen ten auf.
In einem zweiten Verfahrensschritt 12 erfolgt ein Lösungsglühen des bereitgestellten Rohlings. Das Lösungsglühen kann durch zwei alternative Schritt erfolgen. Zum einen kann das Lösungsglühen als separater Wärmebehandlungsschritt erfolgen, wobei der Rohling auf eine Lösungsglühtemperatur zwischen 950 und 1050 °C erhitzt und so lange wärmebehandelt wird, bis ausscheidungshärtende Bestandteile der Zusammen setzung des Rohlings in Lösung vorliegen. Solche Bestandteile sind insbesondere Karbidausscheidungen und weitere Phasen des Mischkristalls. Zum anderen kann der Rohling während dessen Herstellung aus dem gewalzten Stabstahl einem Schmiede vorgang bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1200 °C unterzogen werden, wobei die Temperatur derart lange gehalten wird, bis die ausscheidungshärtenden Bestand teile der Zusammensetzung des Rohlings in Lösung vorliegen. Nach dem Lösungs glühen bzw. dem Schmieden bei Lösungsglühtemperatur weist der Rohling eine Härte zwischen 350 und 500 HV5 auf.
In einem dritten Verfahrensschritt 13 erfolgt ein Abkühlen des Rohlings bis auf Raum temperatur. Das Abkühlen erfolgt vorliegend an der Luft, kann aber auch in einem Flu id wie Wasser, Öl oder Gas erfolgen.
An das Abkühlen schließt sich in einem vierten Verfahrensschritt 14 das mechanische Bearbeiten des Rohlings an, sodass aus dem Rohling das Wellgetriebebauteil 1 aus gebildet wird. Am Beispiel des Hohlrades 2 nach Figur 1 kann beispielsweise eine In nenverzahnung 4 am Innenumfang des Hohlrades 2 durch spanabhebende Fertigung hergestellt werden. Am Beispiel der Kragenhülse 3 nach Figur 2 kann beispielsweise eine Außenverzahnung 5 am Außenumfang der Kragenhülse 3 durch spanabhebende Fertigung hergestellt werden. Jedenfalls wird mittels der mechanischen Bearbeitung des Rohlings eine im Wesentlichen endkonturnahe Geometrie des Wellgetriebebau teils 1 hergestellt. Das Wellgetriebebauteil 1 wird nach dessen mechanischer Bearbeitung in einem fünf ten Verfahrensschritt 15 bei einer Temperatur von 450 bis 650 °C sowie für mindes tens 30 Minuten und höchstens 10 Stunden ausscheidungsgehärtet. Durch das Aus härten bilden sich Chromkarbide vom Typ Cr6C sowie Vanadiumkarbide (VC) im Ge- füge des Wellgetriebebauteils 1 aus. Zudem bilden sich Nickelaluminid-
Ausscheidungen mit einer Größe von bis zu 100 nm. Durch die Ausscheidungen bzw. Karbide wird die Härte innerhalb des Gefüges um 200 bis 250HV gesteigert, sodass das Wellgetriebebauteil 1 nach dem Ausscheidungshärten eine Härte zwischen 550 und 750 HV5 sowie eine Festigkeit von mindestens 1600 MPa aufweist. Mithin liegt nach dem Ausscheidungshärten ein Wellgetriebebauteil 1 vor, aufweisend einen aus scheidungshärtenden Stahl mit der Zusammensetzung 0,01 bis 0,35 Gew.-% Kohlen stoff, höchstens 0,15 Gew.-% Silizium, höchstens 0,4 Gew.-% Mangan, 4,5 bis 5,5 Gew.-% Chrom, 4,5 bis 6,5 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 1 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,6 Gew.-% Vanadium, 2 bis 2,5 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,008 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,02 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,025 Gew.-% Titan, 0,005 bis 0,015 Gew.-% Stickstoff, höchstens 0,007 Gew.-% Sauerstoff, höchstens 0,0035 Gew.-% Kalium, höchstens 0,015 Gew.-% Magnesium sowie als Rest Eisen mit un vermeidbaren Spurenelementen wie beispielsweise Kupfer, Antimon, Zinn, Arsen oder dergleichen.
Bezuqszeichenliste
1 Wellgetriebebauteil
2 Hohlrad 3 Kragenhülse
4 Innenverzahnung
5 Außenverzahnung
11 Erster Verfahrensschritt
12 Zweiter Verfahrensschritt 13 Dritter Verfahrensschritt
14 Vierter Verfahrensschritt
15 Fünfter Verfahrensschritt

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines Wellgetriebebauteils (1 ), wobei das Wellgetrie bebauteil (1) aus einem ausscheidungshärtenden Stahl ausgebildet wird, umfassend die Schritte:
- Bereitstellung eines Rohlings aufweisend die Zusammensetzung 0,01 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, höchstens 0,15 Gew.-% Silizium, höchstens 0,4 Gew.-% Mangan, 4,5 bis 5,5 Gew.-% Chrom, 4,5 bis 6,5 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 1 Gew.- % Molybdän, höchstens 0,6 Gew.-% Vanadium, 2 bis 2,5 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,008 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,02 Gew.-% Phosphor, höchs tens 0,025 Gew.-% Titan, 0,005 bis 0,015 Gew.-% Stickstoff, höchstens 0,007 Gew.-% Sauerstoff, höchstens 0,0035 Gew.-% Kalium, höchstens 0,015 Gew.- % Magnesium sowie als Rest Eisen mit unvermeidbaren Spurenelementen,
- Lösungsglühen des Rohlings, wobei das Lösungsglühen entweder durch Erhit zen des Rohlings auf eine Lösungsglühtemperatur zwischen 950 und 1050 °C oder während eines Schmiedevorgangs bei einer Temperatur zwischen 1000 und 1200 °C erfolgt, bis ausscheidungshärtende Bestandteile der Zusammen setzung in Lösung vorliegen;
- Abkühlen des Rohlings bis auf Raumtemperatur, derart, dass der Rohling ein im Wesentlichen martensitisches Gefüge aufweist;
- Mechanische Bearbeitung des Rohlings zur Ausbildung des Wellgetriebebau teils (1); und
- Ausscheidungshärten des Wellgetriebebauteils (1 ) bei einer Temperatur von 450 bis 650 °C für mindestens 30 Minuten und höchstens 10 Stunden.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Rohling nach dem Lösungsglühen und Abkühlen eine Härte zwischen 350 und 500 HV5 aufweist.
3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Wellgetriebebauteil (1) nach dem Ausschei dungshärten eine Härte zwischen 550 und 750 HV5 aufweist.
4. Wellgetriebebauteil (1), aufweisend einen ausscheidungshärtenden Stahl mit der Zusammensetzung 0,01 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, höchstens 0,15 Gew.-% Silizium, höchstens 0,4 Gew.-% Mangan, 4,5 bis 5,5 Gew.-% Chrom, 4,5 bis 6,5 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 1 Gew.-% Molybdän, höchstens 0,6 Gew.-% Vanadium, 2 bis 2,5 Gew.-% Aluminium, höchstens 0,008 Gew.-% Schwefel, höchstens 0,02 Gew.-% Phosphor, höchstens 0,025 Gew.-% Titan, 0,005 bis 0,015 Gew.-% Stickstoff, höchs tens 0,007 Gew.-% Sauerstoff, höchstens 0,0035 Gew.-% Kalium, höchstens 0,015 Magnesium Gew.-% sowie als Rest Eisen mit unvermeidbaren Spurenelementen.
5. Wellgetriebebauteil (1 ) nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Wellgetriebebauteil (1) Karbide vom Typ M6C und/oder MC aufweist.
6. Wellgetriebebauteil (1 ) nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Wellgetriebebauteil (1) Nickelaluminid- Ausscheidungen mit einer Größe von höchstens 100 nm aufweist.
7. Wellgetriebebauteil (1 ) nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Wellgetriebebauteil (1) eine Härte zwischen 550 und 750 HV5 aufweist.
8. Wellgetriebebauteil (1 ) nach einem der Ansprüche 4 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Wellgetriebebauteil (1) eine Festigkeit von min destens 1600 MPa aufweist.
9. Wellgetriebebauteil (1 ) nach einem der Ansprüche 4 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Wellgetriebebauteil (1) ein Hohlrad (2) und/oder eine Kragenhülse (3) eines Wellgetriebes ist.
10. Wellgetriebe, umfassend ein Wellgetriebebauteil (1) nach einem der Ansprüche 4 bis 9.
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