DE10014656A1 - Kalt/Warmbearbeitungs- und Wärmebehandlungsverfahren für hochlegierten Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt - Google Patents
Kalt/Warmbearbeitungs- und Wärmebehandlungsverfahren für hochlegierten Stahl der Gruppe mit hohem KohlenstoffgehaltInfo
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Abstract
Rostfreier Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der mehr als 0,5 Massen-% Kohlenstoff und mehr als 8 Massen-% Chrom enthält, oder Werkzeugstahl, der mehr als 0,5 Massen-% Kohlenstoff und mehr als 0,5 Massen-% mindestens eines Carbid erzeugenden Metallelements einschließlich Chrom, Molybdän, Wolfram, Vanadium, Niobium und Titan enthält, wird im Wege der Kalt/Warmbearbeitung, beispielsweise im Wege des Schmiedens, bei einer Temperatur niedriger als 800 DEG C zur Ausbildung einer plastischen Deformation von mehr als 10% in einem Ausmaß behandelt, dass Risse und Hohlräume in dem kristallisierten Primärcarbid gebildet werden, und wird ferner im Wege einer isostatischen Heißpressbehandlung behandelt, sodass die Risse und Hohlräume beseitigt werden.
Description
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Kalt/Warmbearbeitungs- und Wärme
behandlungsverfahren für hochlegierten Stahl der Gruppe mit hohem Kohlen
stoffgehalt, insbesondere eine nach einem Kalt/Warmschmiedevorgang durch
zuführende isostatische Heißpressbehandlung (Hot Isostatic Pressing Treatment
= HIP) bei hoher Temperatur und hohem Druck von hochlegiertem Stahl der
Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt, sodass Risse und Hohlräume des Primär
carbids, die durch das Kalt/Warmschmieden gebildet wird, wirksam beseitigt
werden können, wodurch eine Reduzierung der mechanischen Festigkeit und
eine Beeinträchtigung der Gleit-Verschleißfestigkeit infolge der Risse und
Hohlräume des Primärcarbids wirksam verhindert werden.
Teile und Bauteile, die aus hochlegiertem Stahl der Gruppe mit hohem Kohlen
stoffgehalt hergestellt und die beispielsweise bei Maschinenteilen, Kraftfahr
zeugteilen usw. verwendbar sind, sind in einer Weise hergestellt worden, dass
ein säulenförmiges Basiselement oder ein nach Art eines quadratischen Pfeilers
gestaltetes Basiselement nach einem Heißformen oder maschinellen Bearbeiten
im Wege einer Anlass-, Härtungs- und Temperungsbehandlung verarbeitet wird.
Wenn die Teile und Bauteile, die aus hochlegiertem Stahl der Gruppe mit hohem
Kohlenstoffgehalt hergestellt werden, im Wege der Kaltbearbeitung, beispiels
weise im Wege des Kaltschmiedens verarbeitet werden, wie dies im allgemeinen
bei in Massen hergestellten Teilen und Bauteilen angewandt wird, wird viel
harter und großkörniger Primärcarbid kristallisiert, sodass nicht nur das Bear
beitungsgesenk verschleißen kann, sondern auch die so verarbeiteten Teile und
Bauteile infolge der unvermeidlich gebildeten Risse und Hohlräume des Primär
carbids mit Wahrscheinlichkeit reißen. Daher wird es als schwierig angesehen,
die Kaltbearbeitung, beispielsweise das Kaltschmieden, bei den oben ange
gebenen Teilen und Bauteilen zur Anwendung zu bringen.
Gegenwärtig werden jedoch infolge der Entwicklung von verschleißfestem
Gesenkstahl oder Schmiermitteln oder der Zuführung von Teilen und Bauteilen
mit guter Abmessungsgenauigkeit und weicher Materialcharakteristik einige der
Teile und Bauteile im Wege des Kalt/Warmschmiedens bei einer Temperatur
niedriger als 600°C hergestellt. Weil es jedoch schwierig ist, die Bildung von
Rissen und Hohlräumen des Primärcarbids vollständig zu verhindern, wird der
oben angegebene Kalt/Warmschmiedevorgang nur an Teilen und Bauteilen
durchgeführt, die für ein eingeschränktes Gebiet anwendbar sind, bei dem die
Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaft anerkanntermaßen zulässig ist
und das Vorhandensein von Rissen und Hohlräumen des Carbids nicht so
gefährlich ist.
Schritt haltend mit der Notwendigkeit eines Hochdruck-Zuführungssystems für
Kraftstoff bei Fahrzeugen und einer mit hoher Geschwindigkeit bzw. Drehzahl
arbeitenden Maschinenanlage besteht weiterhin gegenwärtig die Tendenz, dass
in hohem Maße starre bzw. steife Teile und Bauteile verlangt werden und, sofern
möglich, diese Teile und Bauteile in Hinblick auf eine Kostenreduzierung im
Wege des Kalt/Warmschmiedens hergestellt werden.
Die vorliegende Erfindung ist in Hinblick darauf gemacht worden, die in Hinblick
auf das oben angegebene Bedürfnis möglichen Probleme zu lösen, und es ist
eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Kalt/Warmbearbeitungs- und
Wärmebehandlungsverfahren für hochlegierten Stahl der Gruppe mit hohem
Kohlenstoffgehalt zu schaffen, das die Eigenschaft aufweist, dass dann, wenn
ein Bauteil aus rostfreiem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt oder aus hoch
legiertem Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt im Wege der
Kalt/Warmbearbeitung, beispielsweise des Schmiedens, mit dem Ziel einer
höheren Produktivität und geringerer Kosten hergestellt wird, Risse und Hohl
räume des Primärcarbids, die durch das Kalt/Warmschmieden gebildet werden,
wirksam beseitigt werden können. Als eine Folge in Hinblick auf das so verar
beitete Bauteil kann ein Nachteil wie beispielsweise ein Stab vollständig aus
hartem Carbid an den Gleitbereichen desselben gelöst werden, während die
Luftdichtigkeit gewährleistet werden kann und die mechanische Charakteristik
verbessert sein kann.
Um die oben angegebene Aufgabe zu lösen umfasst das Verfahren die Schritte
der Durchführung der Kalt/Warmbearbeitung bei einer Temperatur niedriger als
800°C, um eine plastische Deformation von mehr als 10% in Hinblick auf ein
Bauteil zu bewirken, das viel kristallisierten Primärcarbid aufweist und aus
mindestens einer Art eines hochlegierten Stahls der Gruppe mit hohem Kohlen
stoffgehalt einschließlich rostfreiem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und
Werkzeugstahl hergestellt ist, sodass Risse und Hohlräume in dem kristallisier
ten Primärcarbid gebildet werden können, und der Durchführung einer isosta
tischen Heißpressbehandlung des Bauteils, sodass die Risse und Hohlräume in
dem Primärcarbid beseitigt werden können.
Rostfreier Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt enthält mehr als 0,5 Massen-%
Kohlenstoff und mehr als 8 Massen% Chrom, und Werkzeugstahl enthält mehr
als 0,5 Massen-% Kohlenstoff und mehr als 0,5 Massen-% mindestens eines
Carbid erzeugenden Metallelements einschließlich Chrom, Molybdän, Wolfram,
Vanadium, Niobium und Titan.
Es ist mehr zu bevorzugen, die Kalt/Warmbearbeitung in Hinblick auf das
Bauteil, das aus dem oben angegebenen Stahl hergestellt ist, in einer Weise
durchzuführen, dass das so kristallisierte Primärcarbid zu hinsichtlich seiner
Korngröße feinerem Carbid zerbrochen wird, während Risse und Hohlräume in
dem Bauteil ausgebildet werden, und dann die isostatische Heißpressbehand
lung des Bauteils durchzuführen, sodass die in dem Bauteil gebildeten Risse und
Hohlräume mit Basismaterial des Bauteils aufgefüllt werden können. Als eine
Folge wird die Schlagfestigkeit des Bauteils nach der isostatischen Heißpress
behandlung stärker als vor der Heiß/Warmbehandlung wegen der Veränderung
des Primärcarbids zu hinsichtlich seiner Korngröße feinerem Carbid in dem
Bauteil.
Als Bedingungen der isostatischen Heißpressbehandlung wird das Bauteil
vorzugsweise bei einer Temperatur höher als als 900°C bei einem Druck höher
als 88,2 MPa und während einer Eintauchzeit länger als 0,5 Stunden in einem
Inertgas verarbeitet.
Ferner wird es bevorzugt, eine Härtungsbehandlung des Bauteils nach der
isostatischen Heißpressbehandlung zum Beseitigen der Risse des Primärcarbids
im Wege einer geeigneten Einstellung der Kühlgeschwindigkeit des Bauteils
durchzuführen.
Weitere Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung sowie Arbeitsverfah
ren und die Aufgabe der zugehörigen Teile ergeben sich aus einem Studium der
nachfolgenden Detailbeschreibung, der beigefügten Ansprüche und der Zeich
nungen, die alle Teil dieser Anmeldung bilden. In den Zeichnungen zeigen:
Fig. 1 eine Ansicht mit der Darstellung der Abmessung und Gestalt eines
Kaltschmiedebauteils gemäß einer Ausführungsform der vorliegen
den Erfindung;
Fig. 2 ein Diagramm mit der Darstellung der Beziehung zwischen der
Bearbeitungszeit und dem Prozentsatz der Abmessungsverän
derung bei der Durchführung der HIP-Behandlung in Hinblick auf
das Bauteil, das Risse und Hohlräume des Primärcarbids aufweist;
Fig. 3 ein Diagramm mit der Darstellung von Vergleichen der mechani
schen Eigenschaften (Härte und Schlagfestigkeit) von Bauteilen,
die aus einem ausschließlich heißgewalzten Material, aus einem im
Wege des Kaltschmiedens verarbeiteten Material und aus einem im
Wege einer HIP-Behandlung verarbeiteten Material hergestellt sind;
Fig. 4A eine Microfotografie mit der Darstellung der inneren Microzusam
mensetzung eines Bauteils vor dem Kaltschmieden;
Fig. 4B eine schematische Ansicht mit teilweiser Darstellung der Microfoto
grafie von 4A;
Fig. 5A eine Microfotografie mit der Darstellung der inneren Microzusam
mensetzung eines im Wege des Kaltschmiedens extrudierten bzw.
gestreckten Bauteils;
Fig. 5B eine Microfotografie mit der Darstellung der inneren Microzusam
mensetzung eines im Wege des Kaltschmiedens gestauchten
Bauteils;
Fig. 5C eine schematische Ansicht mit teilweiser Darstellung der Microfoto
grafie von 5A;
Fig. 5D eine schematische Ansicht mit teilweiser Darstellung der Microfoto
grafie von 5B;
Fig. 6A eine Microfotografie mit der Darstellung der inneren Microzusam
mensetzung eines im Wege des Kaltschmiedens extrudierten bzw.
gestreckten und im Wege einer Weichglühbehandlung und eines
allgemeinen Anlassens verarbeiteten Bauteils;
Fig. 6B eine schematische Ansicht mit teilweiser Darstellung der Microfoto
grafie von 6A;
Fig. 7A eine Microfotografie mit der Darstellung der inneren Microzusam
mensetzung eines im Wege des Kaltschmiedens extrudierten bzw.
gestreckten und im Wege einer HIP-Behandlung verarbeiteten
Bauteils;
Fig. 7B eine schematische Ansicht mit teilweiser Darstellung der Microfoto
grafie von 7A;
Fig. 8A eine teilweise vergrößerte Microfotografie von Fig. 7A; und
Fig. 8B eine schematische Ansicht mit teilweiser Darstellung der Microfoto
grafie von 8A.
Stahlmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung ist irgendeine Art von Stahl, bei
dem viel harter Primärcarbid großer Korngröße kristallisiert wird und, wenn der
Stahl im Wege des allgemein verwendeten Kaltschmiedens verarbeitet wird, die
Bildung von Rissen und Hohlräumen des Primärcarbids unvermeidbar ist. D. h.,
der Stahl ist eine Art von hochlegiertem Stahl der Gruppe mit hohem Kohlen
stoffgehalt wie rostfreier Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und Werkzeugstahl.
Der rostfreie Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt enthält mehr als 0,5 Massen-%
Kohlenstoff und mehr als 8 Massen-% Chrom, und der Werkzeugstahl enthält
mehr als 0,5 Massen-% Kohlenstoff und mehr als 0,5 Massen-% mindestens
eines Carbid erzeugenden Metallelements einschließlich Chrom, Molybdän,
Wolfram, Vanadium, Niobium und Titan.
Typische Beispiele für rostfreien Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt sind SUS
440A, SUS 440B und SUS 440C, und typische Beispiele für Werkzeugstahl sind
SKD 11, SKD 12, SKH 2, SKH 51 und SKH 59.
Wie oben angegebenen worden ist, wird, wenn ein Bauteil, das aus einem
hochlegierten Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt, beispielsweise
aus SKD 11, hergestellt ist, im Wege des Kaltschmiedens verarbeitet wird, um
eine plastische Deformation von mehr als 10% zu erhalten, es für unvermeidbar
angesehen, dass Risse des Primärcarbids größer als 20 µm und Hohlräume auf
beiden Seiten des Primärcarbids ausgebildet werden. Jedoch wird als eine Folge
von Versuchstests, die weiter unten noch beschrieben werden, angenommen,
dass eine isostatische Heißpressbehandlung (nachfolgend bezeichnet als HIP-
Behandlung) unter den unten angegebenen Bedingungen für die Beseitigung der
Risse und Hohlräume, die durch das Kalt/Warmschmieden ausgebildet werden,
sehr wirksam ist.
Die Bedingungen der HIP-Behandlung werden unten zusammengefasst.
Atmosphärisches Gas (unter Druck stehendes Zwischengas): ein Inertgas.
Weil hochlegierter Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt eine bemer
kenswert geringe Oxidationsbeständigkeit bei hoher Temperatur besitzt, sodass
das Bauteil, das aus dem Stahl hergestellt ist, mit Wahrscheinlichkeit decarboni
siert und sich wahrscheinlich Schalen bzw. Schuppen an seiner Oberfläche
bilden, wird es bevorzugt, die Wärmebehandlung in dem Inertgas, beispielsweise
in Argongas, durchzuführen.
Temperatur: höher als 900°C.
Temperatur: höher als 900°C.
Die Fließbeanspruchung von hochlegiertem Stahl der Gruppe mit hohem
Kohlenstoffgehalt wird bei Temperaturen höher als 900°C, d. h. oberhalb des
Umwandlungspunktes von α zu γ, sehr niedrig, sodass seine Deformierbarkeit
hoch sein kann. Wenn die Aufheiztemperatur niedriger 900°C ist, wird die
Fließbeanspruchung des Stahls hoch, und wird der relative Druck niedrig,
sodass es unwahrscheinlich ist, dass sich der Stahl deformiert. Daher ist die
Temperatur der HIP-Behandlung vorzugsweise höher als 900°C.
Angewandter Druck: höher als 88,2 MPa (900 kgf/cm2).
Angewandter Druck: höher als 88,2 MPa (900 kgf/cm2).
Es ist hinlänglich bekannt, dass der Wert der Zusammenpressungs-Fließbe
anspruchung von hochlegiertem Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt,
beispielsweise von SKD 11, entsprechend der Veränderung der Deformations
geschwindigkeit veränderbar ist, wie in Tabelle 1 dargestellt ist. Daher kann,
wenn das bearbeitete Bauteil, das aus SKD 11 hergestellt ist, der die Risse und
Hohlräume des Primärcarbids aufweist, im Wege der HIP-Behandlung verarbei
tet wird, bei der die Deformationsgeschwindigkeit beachtenswert niedrig ist
(beispielsweise 6 × 10-3 mm/sec) bei einem Druck höher als 88,2 MPa (900
kgf/cm2) und einer Temperatur von 900°C (höher als 34,7 MPa bei einer
Temperatur von 1.100°C) theoretisch bewiesen werden, dass die Risse und
Hohlräume zusammengedrückt werden, um auf diese Weise vollständig zu
verschwinden.
Aus dem oben angegebenen Grund wird es bevorzugt, dass die HIP-Behand
lung bei einem Druck größer als 88,2 Mpa (900 kgf/cm2) durchgeführt wird.
Obwohl es keine obere Grenze für den angewandten Druck gibt, ist ein Druck
von 117,6 Mpa (1.200 kgf/cm2) als obere Grenze in Hinblick auf die Effektivität
der Ausrüstung zu bevorzugen.
Behandlungszeit: länger als 0,5 Stunden.
Es ist theoretisch bezeichnend, dass die HIP-Behandlung nur während einer
kurzen Zeitspanne bei der vorbestimmten Temperatur und mit dem vorbestimm
ten Druck in ausreichender Weise durchgeführt werden kann. Als eine Folge des
unten beschriebenen Versuchstests ist die Abmessungsveränderung des
Teststücks nach Verstreichen einer Eintauchzeit von 15 Minuten fast vollständig
erfüllt, wie in Fig. 2 dargestellt ist. Daher liegt die Behandlungszeit bei hoher
Temperatur und hohem Druck unter einem praktischen Gesichtspunkt vorzugs
weise bei 0,5 Stunden.
Die oben angegebenen Bedingungen der HIP-Behandlung sind nicht nur für
SKD 11, sondern auch für jede Art von hochlegiertem Stahl der Gruppe mit
hohem Kohlenstoffgehalt anwendbar.
Nachfolgend werden als Nächstes die Ergebnisse von Versuchstests beschrie
ben.
Nachdem hochlegierter Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt (SKD 11),
der die in Tabelle 2 angegebene Zusammensetzung hinsichtlich seines Gehalts
aufweist, im Wege eines Herstellungsvorgangs für einen Rohling in einem
Elektro-Ofen, im Wege eines Schmiedevorgangs, im Wege eines Walzvorgangs
und im Wege eines Anlassvorgangs bei einer Temperatur von 850°C bis 870°C
zur Erzielung einer HRB-Härte von 90 bis 93 bearbeitet worden ist, werden
ungünstige Oberflächenschichten, wie beispielsweise decarbonisierte Schichten,
durch maschinelle Bearbeitung entfernt. Dann werden Testproben je mit einem
Durchmesser von 24 mm hergestellt.
Nach dem Zerschneiden der Teststücke in kleine Stücke wird jedes der Test
stücke im Wege eines Extrusions- bzw. Streck-Kaltschmiedens um 50% und im
Wege eines Stauch-Kaltschmiedens um 50% zur Ausbildung einer in Fig. 1
dargestellten Gestalt bearbeitet. Zu diesem Zweck wird eine 400-Tonnen-
Stufenpresse mit einem Extrusions- bzw. Streckgesenk in einer ersten Stufe und
mit einem Stauchgesenk in einer zweiten Stufe ausgestattet. Die Teststücke
werden im Wege einer Phosphatisierungsbehandlung mit einem Oxalat und im
Wege einer Beschichtungsbehandlung mit einem Schmiermittel (Molybdän
disulfid) zum Schutz der Arbeitsflächen des Gesenks und zur Verhinderung
eines Festfressens und Scheuerns der Oberflächen der Arbeitsteststücke
verarbeitet. Das Extrusions- bzw. Streck-Kaltschmieden mit einem Arbeits
verhältnis von 50% und das Stauch-Kaltschmieden mit einem Arbeitsverhältnis
von 50% werden in dieser Reihenfolge kontinuierlich durchgeführt. Die so
bearbeiteten Teststücke zeigen ein sehr gutes abschließendes Erscheinungsbild
mit einer zulässigen Abmessungsgenauigkeit und ohne Defekte und Risse an
ihren Oberflächen.
Andererseits werden Risse des Primärcarbids und Hohlräume auf beiden Seiten
des Primärcarbids in den inneren Zusammensetzungen sowohl der extrudierten
bzw. gestreckten als auch der gestauchten Bereiche der Teststücke ausgebildet,
deren Mikrozusammensetzungen in Fig. 5A bzw. 5B dargestellt sind. Im Ver
gleich mit der Zusammensetzung des Teststücks vor dem Kaltschmiedevorgang
gemäß Darstellung in Fig. 4A ist die Ausbildung der Risse und Hohlräume in
dem Ausmaß merklicher, dass die Bauteile nicht als Maschinenbauteile verwen
det werden können, ohne diese Risse und Hohlräume zu beseitigen.
Wie in Fig. 4B schematisch dargestellt ist, ist in einem Teil des Primärcarbids,
der in der Zusammensetzung des Teststücks vor dem in Fig. 4A dargestellten
Kaltschmieden ausgebildet worden ist, viel Primärcarbid in der Zusammen
setzung kristallisiert.
Alles Nächstes zeigen Fig. 5A und 5B die Mikrozusammensetzung der extru
dierten bzw. gestreckten Bereiche bzw. der gestauchten Bereiche, und zeigen
Fig. 5C und 5D schematisch einen Teil der Risse und Hohlräume des Primär
carbids, der in Fig. 5A und 5B dargestellt ist.
Wenn das Teststück extrudiert bzw. gestreckt wird, wird das Primärcarbid 10,
wie in Fig. 5C dargestellt ist, zwangsweise in der horizontalen Richtung der
Zeichnung deformiert. Jedoch kann die Deformation nicht der Deformation des
Basismaterials folgen, sodass das Primärcarbid 10 in eine Vielzahl von kleinen
Primärcarbidstücken 10a zerbrochen wird. Daher werden Hohlräume 10b
zwischen der Vielzahl der Primärcarbidstücke 10a ausgebildet, wie in der
Zeichnung in schwarzer Farbe dargestellt ist (die Hohlräume sind ebenfalls in
schwarzer Farbe in den unten beschriebenen schematischen Zeichnungen
dargestellt).
Ferner wird, wenn das Teststück gestaucht wird, Primärcarbid 20, das in Fig. 5D
dargestellt ist, in vertikaler Richtung der Zeichnung infolge der Scherkraft, die bei
der Deformation des Teststücks in vertikaler Richtung wirkt, zerbrochen. Als eine
Folge wird das Primärcarbid 20 in eine Vielzahl von kleinen Primärcarbidstücken
20a aufgesplittet, und werden Hohlräume 20b zwischen den kleinen Primär
carbidstücken 20a ausgebildet. Weiteres in der Zeichnung dargestelltes Primär
carbid wird ebenfalls in kleine Primärcarbidstücke zerbrochen, und Hohlräume
werden ebenfalls zwischen den kleinen Primärcarbidstücken ausgebildet.
Dann ist bei dem Versuch, die Risse und Hohlräume des Primärcarbids zu
beseitigen, die Anzahl der Teststücke einer allgemein verwendeten Anlass
behandlung bei einer Temperatur von 850°C bis 870°C unterzogen worden, die
im allgemeinen zum Beseitigen im Wege einer Beseitigung einer Bearbeitungs
beanspruchung verwendet wird. Dann ist der Zustand, wie die Risse und
Hohlräume beseitigt werden, durch Beobachtung der Zusammensetzungen
untersucht worden. Die Untersuchung führte zu keinen ausgeprägten Verän
derungen im Vergleich mit der Zusammensetzung unmittelbar nach dem Kalt
schmieden.
Ferner ist eine weitere Anzahl von Teststücken zuerst einer Weichglühbehand
lung bei 1.050°C bis 1.150°C, mittels der das Carbid in seiner Gestalt defor
miert wird, damit es sich von dem Basismaterial löst, und eine Zusammen
ziehung und eine Ausdehnung infolge der Umwandlung bei dem Kühlungs
vorgang erfährt, und dann der oben angegebenen allgemein verwendeten
Anlassbehandlung unterzogen worden. Nach den Behandlungen ist die Zusam
mensetzung beobachtet worden, die zu einem unvollständigen Beseitigungs
zustand geführt hat, wie in Fig. 6A dargestellt ist, bei dem Körner des Primär
carbids minimiert und etwas abgerundet sind und die Risse und Hohlräume nur
etwas reduziert sind.
Wie in Hinblick auf einen Teil der Risse und Hohlräume, die Fig. 6A dargestellt
sind, schematisch in Fig. 6B dargestellt ist, sind Hohlräume 30b noch zwischen
kleinen Primärcarbidteilchen 30a verblieben, in die das Primärcarbid 30 aufge
teilt worden ist, dies sogar nach Abschluss der oben angegebenen Behandlun
gen.
Ferner ist eine weitere Anzahl von Teststücken einer HIP-Behandlung in Argon
gas als unter Druck stehendem Zwischengas bei einer atmosphärischen Tempe
ratur von 1.100°C in einem Ofen bei einem angewandten Druck von 117,6 Mpa
(1.200 kgf/mm2) und während 3 Stunden unterzogen worden. Dann sind die
inneren Zusammensetzungen der im Wege des Kaltschmiedens extrudierten
bzw. gestreckten Teststücke beobachtet worden.
Als eine Folge der Beobachtung sind, wie in Fig. 7A und 8A dargestellt ist, die
Hohlräume, die durch die Risse des Primärcarbids ausgebildet waren, mit
Basismaterial aufgefüllt worden, und ist die Rundheit der Körner verbessert
worden, sodass die Risse und Hohlräume wirksam beseitigt sind. Wie schema
tisch in Fig. 7B und 8B dargestellt ist, die einen Teil der Risse und Hohlräume
zeigen, die in Fig. 7A und 8A dargestellt sind, sind die Hohlräume 40a zwischen
den kleinen Primärcarbidstücken 40a, die durch die Risse des Primärcarbids 40
ausgebildet worden sind, vollständig mit Basismaterial 40c aufgefüllt.
Ferner sind Bewertungstests hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften von
(A) Heißwalzmaterial, von (B) Material, bei dem das Heißwalzmaterial um etwa
50% im Wege des Kaltschmiedens bearbeitet ist, (nachfolgend bezeichnet als
"Kaltschmiedematerial") und von (C) Material, bei dem das Kaltschmiedematerial
weiter im Wege der HIP-Behandlung behandelt ist, (nachfolgend bezeichnet als
"HIP-Behandlungsmaterial") durchgeführt worden. Teststücke für einen Kerb
schlagbiegetest (nach Charpy), die je ein JIS-Teststück mit einer Abmessung
von 10 mm im Quadrat bei einer Länge von 55 m ausgestattet mit einer 10 R × 2
t Kerbe sind, sind aus (A) Heißwalzmaterial ohne irgendeine weitere Behand
lung, aus (B) Kaltschmiedematerial weiter behandelt im Wege des Anlassens
zum Enthärten bei einer Temperatur von 830°C und aus (C) Behandlungsma
terial behandelt ebenfalls im Wege des Anlassens zum Enthärten bei einer
Temperatur von 830°C gebildet worden.
Nachdem die Teststücke im Wege des Härtens bei einer Temperatur von 1.030°C
in einem Vakuum-Wärmebehandlungsofen und im Wege einer Unter-Null-
Behandlung bei einer Temperatur von -100°C weiter behandelt worden sind,
sind dann die Teststücke in drei Arten für jedes der (A)-, (B)- und (C)-Materialien
im Wege des Temperns bei Temperaturen von 200°C, von 300°C bzw. von 500
°C klassifiziert worden, und sind die jeweiligen mechanischen Eigenschaften, wie
beispielsweise Schlagzähigkeit, untersucht worden.
Fig. 3 zeigt die Testergebnisse in Hinblick auf die jeweilige Schlagfestigkeit des
Materials. Der Wert der Schlagfestigkeit des Kaltschmiedematerials (B) ist
merklich geringer als derjenige des Heißwalzmaterials (A). Der Grund hierfür
sind die Risse des Carbids und die Hohlräume, die durch das Aufsplitten des
Carbids gebildet sind, wie oben angegeben ist.
Andererseits ist der Wert der Schlagfestigkeit des HIP-Behandlungsmaterials (C)
höher als derjenige des Heißwalzmaterial (A), weil die Hohlräume mit Basisma
terial durch die HIP-Behandlung bei hoher Temperatur mit hohem Druck auf
gefüllt sind und die Körner des Carbids feiner sind.
Daher kann die Schlussfolgerung gezogen werden, dass die oben angegebenen
Testergebnisse ein neues Herstellungsverfahren für Stahlmaterial durch Bear
beitung im Wege einer plastischen Deformation vorschlagen, bei dem Carbid
körner zu feineren verändert werden. Andererseits wird, wenn im Wege des
Heißwalzens verarbeiteter Stahl im Wege des Kalt/Warmschmiedens in einer
Weise weiter verarbeitet wird, dass das Primärcarbid in Carbid mit feineren
Körnern aufgesplittet wird, ein Stahl, der bessere mechanische Eigenschaften,
beispielsweise eine verbesserte Schlagfestigkeit, aufweist, verfügbar.
Fig. 3 zeigt die Testergebnisse der Eigenschaften der Verschleißfestigkeit in
Hinblick auf die drei Arten der oben eingegebenen Materialien (A), (B), und (C).
Das Kaltschmiedematerial (B) zeigt von den drei Arten der Materialien (A), (B)
und (C) den schlechtesten Wert der Verschleißfestigkeit und die geringste
maximale Last. Dies ist schon dadurch begründet, dass sich das Carbid infolge
der Risse und Hohlräume wahrscheinlich löst und es schwierig ist, eine höhere
Härte in dem Material (B) zu erreichen. Andererseits zeigt das HIP-
Behandlungsmaterial einen ausgezeichneten Wert der maximalen Last, der
zuvor nie erreicht worden ist, wegen des in seiner Korngröße feineren Carbids
und seiner besseren Schlagfestigkeit.
Erfindungsgemäß können die Risse und Hohlräume des Primärcarbids, die
durch die Kalt/Warmbearbeitung des hochlegierten Stahls der Gruppe mit hohem
Kohlenstoffgehalt unvermeidlich gebildet werden, wirksam beseitigt werden. Als
eine Folge können hochsteife bzw. hochfeste Bauteile, die eine höhere Luftdich
tigkeit und eine bessere Verschleißfestigkeit bei der Benutzung von Gleitbe
reichen aufweisen, mit höherer Produktivität und zu geringeren Kosten herge
stellt werden.
Claims (5)
1. Kalt/Warmbearbeitungs- und Wärmebehandlungsverfahren für hochlegierten
Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt, umfassend die nachfolgend
angegebenen Schritte:
Durchführen einer Kalt/Warmbearbeitung bei einer Temperatur niedriger als 800 °C für die Bewirkung einer plastischen Deformation von mehr als 10% in Hinblick auf ein Bauteil, das viel kristallisiertes Primärcarbid aufweist und aus mindestens einem Stahl von hochlegiertem Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt, die rostfreien Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und Werkzeugstahl umfasst, hergestellt ist, sodass Risse und Hohlräume in dem kristallisierten Primärcarbid gebildet werden können; und
Durchführen einer isostatischen Heißpressbehandlung an dem Bauteil, so dass die Risse und Hohlräume in dem Primärcarbid beseitigt werden können.
Durchführen einer Kalt/Warmbearbeitung bei einer Temperatur niedriger als 800 °C für die Bewirkung einer plastischen Deformation von mehr als 10% in Hinblick auf ein Bauteil, das viel kristallisiertes Primärcarbid aufweist und aus mindestens einem Stahl von hochlegiertem Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt, die rostfreien Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und Werkzeugstahl umfasst, hergestellt ist, sodass Risse und Hohlräume in dem kristallisierten Primärcarbid gebildet werden können; und
Durchführen einer isostatischen Heißpressbehandlung an dem Bauteil, so dass die Risse und Hohlräume in dem Primärcarbid beseitigt werden können.
2. Kalt/Warmbearbeitungs- und Wärmebehandlungsverfahren für hochlegierten
Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt nach Anspruch 1, wobei der
rostfreie Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt mehr als 0,5 Massen-% Kohlenstoff
und mehr als 8 Massen-% Chrom enthält und der Werkzeugstahl mehr als 0,5
Massen-% Kohlenstoff und mehr als 0,5 Massen-% mindestens eines Carbid
erzeugenden Metallelements einschließlich Chrom, Molybdän, Wolfram, Vana
dium, Niobium und Titan enthält.
3. Kalt/Warmbearbeitungs- und Wärmebehandlungsverfahren für hochlegierten
Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt nach Anspruch 1 oder 2, wobei
die Kalt/Warmbearbeitung in einem Ausmaß durchgeführt wird, dass das
kristallisierte Primärcarbid in Carbid mit feinerem Korn aufgesplittet wird, wäh
rend Risse und Hohlräume in dem Bauteil ausgebildet werden, sodass die Risse
und Hohlräume, die in dem Bauteil gebildet sind, mit Basismaterial des Bauteils
während der isostatischen Heißpressbehandlung aufgefüllt werden.
4. Kalt/Warmbearbeitungs- und Wärmebehandlungsverfahren für hochlegierten
Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt nach irgendeinem der Ansprüche
1 bis 3, wobei die isostatische Heißpressbehandlung bei einer Temperatur höher
als 900°C mit einem Druck höher als 88,2 Mpa und während einer Eintauchzeit
länger als 0,5 Stunden in einem Inertgas durchgeführt wird.
5. Kalt/Warmbearbeitungs- und Wärmebehandlungsverfahren für hochlegierten
Stahl der Gruppe mit hohem Kohlenstoffgehalt nach irgendeinem der Ansprüche
1-4, weiter umfassend die nachfolgend eingegebenen Schritte:
Durchführen einer Härtungsbehandlung des Bauteils nach der isostatischen
Heißpressbehandlung zur Beseitigung der Risse des Primärcarbids durch
geeignetes Einstellen der Kühlgeschwindigkeit des Bauteils.
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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