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GEBIET DER ERFINDUNG
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Diese Erfindung bezieht sich auf eine karburierte Komponente und ein Verfahren zur Herstellung derselben.
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TECHNISCHER HINTERGRUND
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Zahnräder, die als Kraftübertragungskomponenten für Kraftfahrzeuge usw. benützt werden, sind Komponenten, die unter Fußhöhenbruch, welcher dort an der Fußhöhe auftritt, wo Biegebelastung stattfindet, sowie unter schlupfinduzierten Bruch (Grübchenbildung) leiden, welcher in der Umgebung des Wälzpunktes auftritt. Folglich wurde weithin eine Technik des Karburierens der Oberfläche der Komponente verwendet, zu dem Zweck Eigenschaften zu erfüllen, die ausreichend sind den rauen Bedingungen zu widerstehen, und weitere Fortschritte wurden durch Kombinieren verschiedener Materialien und Wärmebehandlungen erreicht.
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Insbesondere in den letzten Jahren fand eine erfolgreiche Entwicklung statt in Bezug auf ein Material, welches in der Lage ist, Wachstum einer Korngrenzenoxidschicht sowie einer abnormal karburierten Schicht während einer Karburierung zu unterdrücken, die als nachteilig für Fußhöhenbruch verstanden werden. Eine weitere Errungenschaft hinsichtlich der Verbesserung der Festigkeit wurde üblicherweise durch Kugelstrahlen erreicht.
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Andererseits wurde auch die Grübchenbildung extensiv untersucht, und es wurde herausgefunden, dass, um die Festigkeit zu verbessern, es wirksam ist, ein Aufweichen des Materials zu verhindern. Zahnräder verursachen Schlupf auf ihren Zahnoberflächen und der repetetive Kontakt erzeugt Hitze im Bereich unmittelbar unter der Zahnoberfläche. Die Temperatur fällt bekanntlich in diesem Zustand in einem Bereich von ungefähr 200° bis 300°C, wobei mit der hierdurch erzeugten Hitze vermutlich das Material aufweicht und folglich dies zu einem Grübchenbildungsbruch führt. Man glaubt daher, dass ein Verhindern eines Aufweichens in einem Temperaturbereich von ungefähr 200° bis 300°C zum Verbessern des Grübchenbildungsbruchs wirksam ist und es wurden Materialien weiterentwickelt, denen Si, Cr, Mo usw. als Legierungselemente mit in diesem Temperaturbereich ausgezeichneten Aufweichungswiderstand zugefügt ist.
[Patentdokument]
Japanische Patent-Offenlegungsschrift „Tokkaihei” Nr. 6-158266 -
Mit den neuesten Zunahmen in der Ausgangsleistung von Kraftfahrzeugen usw. soll jedoch das Zahnrad eine größere Härte aufweisen, aber die vorliegende Situation ist die, dass das oben beschriebene Material zum Erfüllen der Anforderungen unzureichend ist.
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Diese Erfindung wurde unter Berücksichtigung der oben beschriebenen Situation konzipiert und eine Aufgabe derselben ist es, eine karburierte Komponente bereitzustellen, welche eine höhere Festigkeit für Kraftübertragungskomponenten wie bspw. Zahnräder umsetzt, sowie ein Herstellungsverfahren dieser Komponenten bereitzustellen.
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Dokument
JP H07-242 994 A offenbart einen Stahl bestehend, bezogen auf das Gewicht, aus 0,10–0,30% C, ≤ 1,0% Si, ≤ 1,0% Mn, 1,5–5,0% Cr, ≤ 1,0% Mo und dem Rest aus Fe mit Verunreinigungen, wobei in dem Stahl ein bestimmtes Verhältnis bezüglich Si, Mn, Cr und Mo vorliegt. Zudem wird der C-Anteil bis zu einer Tiefe von 0,1 mm von der Oberfläche auf 0,7–1,3% reguliert. Ferner offenbart das Dokument
JP H07-242 994 A ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahls, umfassend den Schritt einer Karburierung.
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Dokument
JP H04-32 537 A offenbart einen Stahl bestehend, bezogen auf das Gewicht, aus C: 0,10–0,35%, Si und Mo: 0,6–3,0%, Mn: 0,3–1,0%, Cr: 1,0–8,0% und dem Rest aus Fe mit Verunreinigungen. Ferner offenbart das Dokument
JP H04-32 537 A ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahls, umfassend den Schritt einer Hochkonzentrationskarburierungsbehandlung, in welchem das C-Potential an der Oberfläche auf 1,0–5,0% reguliert wird.
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ÜBERBLICK ÜBER DIE ERFINDUNG
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Die oben genannte Aufgabe wird durch eine karburierte Komponente nach Anspruch 1 sowie ein Verfahren zur Herstellung einer karburierten Komponente nach Anspruch 3 erfindungsgemäß gelöst. Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung sind in den Unteransprüchen beschrieben.
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Im Folgenden werden Konzentrationen von Elementen in einer karburierten Komponente bzw. deren Abschnitten und deren Vorteile, sowie Vorteile von Herstellungsschritten bei bestimmten Parametern beschrieben. Es ist zu beachten, dass die Konzentrationen von Elementen und Parameter von Herstellungsschritten der Erfindung gemäß Anspruch 1 oder Anspruch 3 jeweils in diesen vorteilhaften Bereichen liegen.
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Es ist zulässig, zusätzlich entweder ein Element oder beide Elemente aus Mo: 0,2 bis 1,0% und V: 0,2 bis 1,0% hinzuzufügen.
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Diese Erfindung weist grundlegende Merkmale auf, wie sie weiter unten beschrieben sind. Dies bedeutet, dass man einer großen Menge von feinen Karbidkörnern gestattet, durch Hochkonzentrations-Vakuumkarburierung in dem Oberflächenabschnitt der Komponente auszufällen und die Oberflächenkorngrenzenoxidschicht im Wesentlichen auszuschließen, um dadurch die Oberflächenhärte und Festigkeit zu erhöhen. Zusätzlich wird der Temperaufweichungswiderstand im Bereich von ungefähr 200 bis 300°C durch Einbringen einer großen Menge von Si, was durch die Vakuum-Karburierung realisiert wird, verstärkt, und dadurch kann ein erwünschter Grad an Oberflächendauerfestigkeit erhalten werden. Diese Merkmale können nur unter den passend eingestellten Bestandteilen und Bedingungen, wie sie weiter unten ausführlich beschrieben sind, erhalten werden.
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C ist ein wesentliches Element, um für die Komponente einen notwendigen Grad an Festigkeit sicherzustellen, und soll notwendigerweise in einer Menge von 0,10% oder mehr enthalten sein. Ein übermäßig großer Gehalt davon steigert andererseits die Härte des Materials und setzt folglich die maschinelle Bearbeitbarkeit herab und macht dadurch die Bearbeitung der Komponente schwierig. Die obere Grenze ist deshalb auf 0,30% eingestellt.
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Si soll als ein desoxidierendes Element enthalten sein, welches im Prozess des Schmelzens wirkt und eine wichtige Rolle bei dieser Erfindung spielt. Das Element löst sich in der Festkörpermatrix, um dadurch den Temperaufweichungswiderstand so zu erhöhen, dass ein hoher Grad von Oberflächendauerfestigkeit erhalten werden kann. Das Element kann ebenfalls Wachstum von groben Karbidkörnern unterdrücken, da es nur eine kleine Festkörperlöslichkeit in das Karbid zeigt und erhöht die Si-Konzentration im Basismetall. Überdies zeigt Si unter Ausfällen einer großen Menge von Karbid nur eine kleine Festkörperlöslichkeit in die Karbidanreicherungen in der Matrix und verbessert ferner den Temperaufweichungswiderstand der Matrix. Das Element ist notwendigerweise in einer Menge von 0,80% oder mehr enthalten, um diese Wirkung zu erhalten. Andererseits hemmt ein übermäßiger Gehalt des Elements ein Ausfällen und die Karburierungsoberflächenreaktion des Karbids, was dadurch die Karburierungseigenschaft und ebenfalls die Duktilität deutlich herabsetzt, was dadurch Rissbildung im Prozess der Umformung wahrscheinlicher macht. Die obere Grenze des Gehalts ist deshalb auf 1,50% begrenzt. Si ist ein Element, welches die Oxidation der Korngrenze im Prozess einer allgemeinen Gaskarburierung fördert, und die Korngrenzenoxidschicht ist ursächlich für ein Vermindern der Schlagfestigkeit und Dauerfestigkeit der Fußhöhe. Die Gaskarburierung kann daher keine große Menge an Si hinzufügen, wohingegen die Vakuumkarburierung, wie oben beschrieben, das Problem der Korngrenzenoxidation lösen kann und es ermöglicht, eine hoch-siliziumhaltige Komponente zu erhalten.
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Mn soll als ein desoxidierendes Element enthalten sein, welches in dem Schmelzprozess wirkt und einen Effekt einer Verbesserung der Härtungseigenschaften aufweist, sodass es notwendig ist, eine Menge von 0,30% oder mehr zu enthalten. Bei dieser Erfindung sollen Elemente, welche eine Wirkung einer Verbesserung der Härtungseigenschaft aufweisen, wie bspw. Cr, begleitend enthalten sein, wobei die zur Karbidbildung fähigen Elemente, wie bspw. Cr, manchmal unter Umständen sogar unter einem erhöhten Cr-Gehalt oder ähnlichem in Abhängigkeit des Karbidgehalts, nur zu einer ungenügenden Härtungseigenschaft führen. Es ist deshalb wirksam den Mn-Gehalt einzustellen, um einen notwendigen Grad der Härtungseigenschaft zu erhalten. Andererseits setzt ein übermäßiger Gehalt die maschinelle Bearbeitbarkeit aufgrund einer Steigerung in der Härte des Materials herab und somit ist die obere Grenze auf 1,20% eingestellt.
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Cr ist ein Element, welches eine wichtige Rolle bei dieser Erfindung spielt. Es ist notwendig, dass dieses Element als ein Karbid bildendes Element und als ein Element, welches die Härtungseigenschaft verbessert, in einer Menge von 2,0% oder mehr enthalten ist. Ein übermäßiger Gehalt des Elements setzt andererseits die maschinelle Bearbeitbarkeit wegen der gesteigerten Härte des Materials herab und macht die Erzeugung von Netzwerk-strukturiertem Karbid in der Korngrenze wahrscheinlicher. Die obere Grenze des Gehalts ist deshalb auf 5.5% begrenzt.
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Mo geht, ähnlich wie Cr, mit C eine Bindung ein, um das Karbid zu erzeugen und weist einen Effekt einer Verbesserung der Grübchenbildungsfestigkeit durch Erhöhen des Aufweichungsswiderstands über den Temperaturbereich von 200°C bis 300°C auf. Damit diese Wirkung erreicht wird, ist das Element bevorzugt in einer Menge von 0,2% oder mehr enthalten. Andererseits setzt ein übermäßiger Gehalt des Elements die maschinelle Bearbeitbarkeit wegen eines Anstiegs der Härte des Materials herab und steigert somit die Materialkosten. Der obere Grenzwert des Gehalts ist deshalb bevorzugt auf 1,0% begrenzt.
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V geht, ähnlich wie Cr und Mo, mit C eine Bindung ein, um das Karbid zu erzeugen und weist einen Effekt einer Verbesserung der Grübchenbildungsfestigkeit durch Erhöhen des Aufweichungsswiderstands mittels Produktion eines MC-Karbids auf. Damit diese Wirkung erreicht wird, ist das Element bevorzugt in einer Menge von 0,2% oder mehr enthalten. Andererseits setzt ein übermäßiger Gehalt des Elements die maschinelle Bearbeitbarkeit wegen einer Steigerung der Härte des Materials herab. Die obere Grenze des Gehalts ist deshalb bevorzugt auf 1,0% begrenzt.
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- • Karburierung: Vakuumkarburierung (bei 1.000 Pa oder darunter)
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Die karburierte Komponente dieser Erfindung wird einer Vakuumkarburierung unterworfen. Die Vakuumkarburierung macht es möglich, das Wachstum der Korngrenzenoxidschicht zu vermindern und ist daher erfolgreich, die Festigkeit der karburierten Komponente zu erhöhen. Wie oben beschrieben, wird Si als ein wesentlicher Bestandteil hinzugefügt. Si ist ein Element, welches die Korngrenzenoxidation im Prozess der allgemeinen Gaskarburierung fördert, und solch eine Korngrenzenoxidation ist ursächlich für die Reduzierung der Schlagfestigkeit und der Dauerfestigkeit der Fußhöhe. Es ist daher extrem schwer für die allgemeine Gaskarburierung einen großen Si-Gehalt zu erreichen. Hingegen kann die Vakuumkarburierung eine Bildung der Korngrenzenoxidschicht unterdrücken und kann auf einfache Weise einen hohen Si-Gehalt realisieren.
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- • Tiefe der Korngrenzenoxidschicht: 1 μm oder weniger
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Die Korngrenzenoxidschicht bewirkt ein Vermindern der Dauerfestigkeit und der Festigkeit der Anti-Grübchenbildung, wobei der Grad des Verminderns größer wird, wenn die Tiefe zunimmt. Für die karburierte Komponente dieser Erfindung wird die Tiefe der Korngrenzenschicht von der Oberfläche des Stahls aus nach dem Vakuum-Karburieren auf 1 μm oder weniger eingestellt.
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- • Mittlere C-Konzentration bis zu einer Tiefe von 0,2 mm ausgehend von der Oberfläche: 1,2% oder mehr und 3,0% oder weniger
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Die allgemeine Karburierung wird normalerweise als eine eutektische Karburierung der Stahloberfläche mit dem Ziel eines eutektischen C-Gehalts von 0,8% ausgeführt. Im Gegensatz dazu zielt diese Erfindung darauf ab, die Anti-Grübchenbildungseigenschaft mittels Ausfällen des Karbids in der Oberflächenschicht des Stahls zu verbessern, um dadurch den Aufweichungsswiderstand zu verstärken, sodass es notwendig ist C zu einem Gehalt des eutektischen C-Gehalts (0,8%) oder mehr zu enthalten. Zusätzlich kann die Oberflächendauerfestigkeit selbst dann nicht verbessert werden, wenn dem Carbid erlaubt wird auszufällen, wenn nicht das Karbid mit einem notwendigen Gehalt für das Verbessern des Aufweichungswiderstands enthalten ist, sodass es ebenfalls notwendig ist, dafür zu sorgen, dass C in einer für die Verbesserung ausreichenden Menge enthalten ist. Ausgehend von diesen Standpunkten ist die mittlere C-Konzentration über den Bereich von der Oberfläche des Stahls bis zu einer Tiefe von 0,2 mm (wird auch nachstehend als Oberflächen-C-Konzentration bezeichnet) auf 1,2% oder mehr eingestellt. Der Grund, weshalb der Bereich ausgehend von der Oberfläche des Stahls bis zu einer Tiefe von 0,2 mm definiert ist, ist der, dass die Härte in solch einem Bereich ausschlaggebend hinsichtlich des Grübchenbildungswiderstands ist. Ein übermäßiger Gehalt resultiert andererseits in einer Produktion von großen Karbidkörnern und verursacht unzureichende Härtungseigenschaften des Basismaterials, wodurch die Festigkeit herabgesetzt wird. Die obere Grenze der Oberflächen-C-Konzentration ist demnach auf 3,0% begrenzt.
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- • Karbidgebietsanteil über den Bereich ausgehend von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 50 μm: 15% oder mehr und 60% oder weniger
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Ein Ausfällen des Karbids erhöht die Oberflächenhärte, verbessert den Aufweichungswiderstand im Temperaturbereich von 200°C bis 300°C, und verbessert den Anti-Grübchenbildungswiderstand. Ein Karbidgebietsanteil über den Bereich ausgehend von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 50 μm von weniger als 15% kann jedoch nicht vollständig den Aufweichungswiderstand verbessern und kann keine ausreichende Wirkung einer Festigkeitsverbesserung erhalten. Der 60% übersteigende Karbidgebietsanteil kann andererseits den Aufweichungswiderstand verbessern, vermindert jedoch die Oberflächen- und Biegedauerfestigkeit, da das Karbid mit einer größeren Korngröße wahrscheinlicher entlang der Korngrenze in der Art und Weise eines Netzwerks ausfällt. Eine beispielhafte Betrachtung des erhaltenen Karbids ist in 4 dargestellt.
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- • Ausgefälltes Karbid, welches fein dispergiert ist, sodass das Karbid mit einer Korngröße von 10 μm oder weniger 90% oder mehr des gesamten Abschnitts ausmacht.
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Das Karbid ist ein hartes Korn und kann ähnlich wie nicht-metallische Einschlüsse, wie bspw. Al-Oxid und Ti-Nitrid, als Ausgangspunkt für einen Ermüdungsbruch dienen. Ein kleineres Karbid ist deshalb stärker bevorzugter, wobei dessen Korngröße notwendigerweise auf 10 μm oder weniger kontrolliert wird, um nicht dem Karbid die Möglichkeit zu geben, als Ausgangspunkt eines Ermüdungsbruchs zu existieren. Daher wird das Karbid kontrolliert, derart fein dispergiert auszufallen, dass das Karbid mit einer Korngröße von 10 μm oder weniger 90% oder mehr des gesamten Abschnitts ausmacht. Eine beispielhafte Betrachtung der erhaltenen Karbide ist in 4 dargestellt.
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Mit dem Ziel die oben beschriebene karburierte Komponente herzustellen, unterwirft ein Herstellungsverfahren einer karburierten Komponente dieser Erfindung den Stahl, welcher die oben erwähnten Stahl-Bestandteile enthält, einer primären Karburierung bei einer Temperatur von Acm oder darüber, kühlt dann rasch den Stahl bis auf einen Punkt A1 oder darunter ab, und unterwirft dann den Stahl einer sekundären Karburierung bei einer Temperatur des Punktes A1 oder darüber und Acm oder darunter. Die primäre Karburierung wird genauer, wie in 1A und 1B dargestellt, bei einer Temperatur von Acm oder darüber so ausgeführt, dass das Karbid nicht ausfällt, was eine hohe Festkörperlöslichkeitsgrenze von C und keine Karbidausfällung ermöglicht (zwischen den Punkten „a” und „b”). Als Nächstes wird der Stahl rasch gekühlt, um C in einen Festkörper übersättigt zu lösen (zwischen den Punkten „b” und „c”). Anschließend wird der Stahl erneut bis auf einen Punkt A1 oder darüber erhitzt, um dadurch feinen Karbidkernen zu erlauben, gleichmäßig ausgehend von dem mit C übersättigten Basismaterial auszufällen (zwischen Punkten „d” und „e”, siehe dazu die obere Zeichnung in 2), und ferner wird der Stahl einer sekundären Karburierung unterworfen, um so die Kerne wachsen zu lassen (zwischen den Punkten „e” und „f”, siehe die untere Zeichnung in 2). Eine derartige mehrstufige Karburierung kann eine Hohe-C-Konzentrationskarburierung mit einer kontrollierten feinen Dispersion des Karbids realisieren, ohne dem Netzwerk-strukturierten Karbid eine Ausfällung zu ermöglichen. Im Gegensatz dazu macht die bis zu dem Hoch-C-Konzentrationsbereich vor dem Punkt Acm ausgeführte Karburisierung, wie in 3 gezeigt ist, die Erzeugung des Netzwerk-strukturierten groben Karbids sehr wahrscheinlich. Die Karburierung wird hierbei durch Vakuumkarburierung (bei 1.000 Pa oder darunter), wie oben beschrieben, ausgeführt.
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Es ist ferner zulässig, falls notwendig, den Stahl nach der sekundären Karburierung einem Stoßverformen zu unterwerfen, um dadurch die Festigkeit zu verbessern. Kugelstrahlen (S/P; ”shot peening”) und Wasserstrahlen (W/J; ”water jet peening”) sind bspw. für das Stoßverformen anwendbar.
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KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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1A und 1B sind Zeichnungen, welche die in das Verfahren zur Herstellung einer karburierten Komponente dieser Erfindung involvierte Karburierung erläutert;
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2 zeigt eine schematische Schnittdarstellung und eine Zeichnung eines während der Karburierung in 1 betrachteten Stahlabschnitts;
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3 zeigt eine Zeichnung, welche eine von dieser Erfindung unterschiedliche exemplarische Karburierung erläutert sowie eine Zeichnung eines betrachteten Abschnitts; und
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4 ist eine Zeichnung eines betrachteten Abschnitts der karburierten Komponente dieser Erfindung.
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Beispiele
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Die folgenden Abschnitte werden Tests beschreiben, die zur Bestätigung der Effekte dieser Erfindung ausgeführt wurden.
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Zuerst wurde jeder Stahl mit der in Tabelle 1 aufgeführten chemischen Zusammensetzung in einem 150-kg-Hochfrequenz-Vakuuminduktionsofen geschmolzen. Der erhaltene Stahlbarren wurde, um eine Rundstange mit 90 mm Durchmesser herzustellen, gewalzt oder heiß geschmiedet oder, falls notwendig, weiter heiß geschmiedet, um eine Stahlbarrenform mit einem Durchmesser von 22 bis 32 mm zu erhalten, der als ein Teststück benutzt wurde.
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Bei den Zusammensetzungen der in Tabelle 1 aufgeführten Vergleichsbeispiele sind jene, die von den durch die Erfindung spezifizierten Zusammensetzungsbereichen abweichen, durch einen Abwärtspfeil (↓) gekennzeichnet, die unter den Untergrenzen liegen, sowie durch und einen Aufwärtspfeil (↑) gekennzeichnet, die die oberen Grenzen überschreiten. [Tabelle 1]
| | C | Si | Mn | Cr | Mo | V | Anmerkungen |
| Beispiel 1 | 0.18 | 0.98 | 0.63 | 2.39 | 0.00 | 0.00 | |
| Beispiel 2 | 0.18 | 0.80 | 0.50 | 2.66 | 0.00 | 0.00 | |
| Beispiel 3 | 0.19 | 1.02 | 0.52 | 2.52 | 0.00 | 0.00 | |
| Beispiel 4 | 0.18 | 0.97 | 0.55 | 3.22 | 0.00 | 0.00 | |
| Beispiel 5 | 0.18 | 1.48 | 0.55 | 2.58 | 0.00 | 0.00 | |
| Beispiel 6 | 0.19 | 1.05 | 0.55 | 2.12 | 0.00 | 0.00 | |
| Beispiel 7 | 0.19 | 1.08 | 0.34 | 2.49 | 0.00 | 0.00 | |
| Beispiel 8 | 0.20 | 1.12 | 0.35 | 4.99 | 0.00 | 0.00 | |
| Beispiel 9 | 0.19 | 0.97 | 0.52 | 2.50 | 0.60 | 0.00 | |
| Beispiel 10 | 0.18 | 0.97 | 0.52 | 2.66 | 0.00 | 0.30 | |
| Vergleichsbeispiel 1 | ↓ 0.08 | 0.96 | 0.62 | 2.45 | 0.00 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 2 | ↑ 0.37 | 0.97 | 0.61 | 2.42 | 0.00 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 3 | 0.18 | ↓ 0.40 | 0.49 | 2.92 | 0.00 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 4 | 0.19 | ↑ 2.10 | 0.51 | 2.44 | 0.00 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 5 | 0.18 | 1.10 | ↓ 0.10 | 2.16 | 0.00 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 6 | 0.19 | 0.98 | ↑ 1.74 | 2.04 | 0.00 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 7 | 0.20 | 1.02 | 0.32 | ↓ 1.10 | 0.00 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 8 | 0.20 | 1.13 | 0.32 | ↑ 6.02 | 0.00 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 9 | 0.20 | 1.00 | 0.55 | 2.54 | ↑ 1.50 | 0.00 | |
| Vergleichsbeispiel 10 | 0.19 | 0.97 | 0.53 | 2.71 | 0.00 | ↑ 1.50 | |
| Vergleichsbeispiel 11 | 0.20 | 0.22 | 0.89 | 1.12 | 0.00 | 0.00 | • JIS-SCR420 |
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Die erhaltenen Teststücke wurden den folgenden Bewertungen unterworfen.
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(1) Bewertung der Herstellbarkeit
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Die Herstellbarkeit wurde durch Messen der Härte nach dem Glühen bewertet. Eine Rundstange als Teststück mit einem Durchmesser von 32 mm und mit einer Länge von 100 mm wurde einem Prozess des Glühens bei 920°C 1 Stunde lang unterworfen, um weiter bei 760°C 5 Stunden lang geglüht zu werden, und die Härte wurde an der Position von R/2 an dem Querschnitt gemessen. Die Messung der Härte erfüllt dabei JIS Z 2245 (B-Maßstab) mit einem Zielwert von HRB90 oder weniger.
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(2) Bewertung der grundlegenden Eigenschaften der Karburierung
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(2-1) Verfahren der Karburierung
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Eine Rundstange wurde als Teststück zur Karburierungsbeschaffenheit mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Länge von 100 mm ausgehend von einem geschmiedeten Stahlbarren mit einem Durchmesser von 22 mm hergestellt. Die Karburierung wurde in einem Vakuum-Karburierungsofen unter Verwendung von Propan als dem Karburierungsgas ausgeführt, wobei die C-Konzentration der Oberfläche durch Einstellen der Flussrate des Propangases, der Diffusionszeit und der Karburierungstemperatur geregelt/gesteuert wurde. Die Karburierung wurde an zwei Zustandslevel durchgeführt, um eine C-Konzentration der Oberfläche von 1,5% bzw. 2,5% zu erreichen.
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Das Beispiel 3 betreffend, wurde die Karburierung über den Bereich der C-Konzentration der Oberfläche ausgehend von 0,8 bis 3,2%, ausgeführt, um Einflüsse der C-Konzentration der Oberfläche zu untersuchen.
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Die Karburierungsbedingungen sind wie folgt.
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Primäre Karburierung
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Das Teststück wurde bei 1.100°C für 70 min karburiert, um die C-Konzentration der obersten Oberfläche auf etwa 1,2% einzustellen, und wurde dann rasch durch Kühlgas auf einen Temperaturbereich wie 500°C oder darunter gekühlt, um dadurch zu gestatten, dass C in den Stahl eindringt, und zwar bei einem hohen Konzentrationsbereich, um keine Ausfällung des Karbids zu verursachen.
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Sekundäre Karburierung
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Das Teststück wurde der Ausfällungsbehandlung unterworfen, indem es in einem Temperaturbereich von 850°C bis 900°C in Abhängigkeit von der Zielkarburierungskonzentration gehalten wurde, wurde weiter in dem Temperaturbereich von 850°C bis 1.000°C 60 bis 90 min lang in Abhängigkeit von der Ziel-C-Konzentration karburiert, und wurde gehärtet indem es in ein auf 130°C gehaltenes Ölbad getaucht wurde. Das Teststück wurde nach dem Härten bei 180°C 120 min lang geglüht.
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(2-2) Elemente der Bewertung
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In den folgenden Absätzen werden nun die Elemente der Bewertung beschrieben.
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Ergebnisse der Bewertung sind in Tabelle 2 aufgeführt. Die durch Variieren der C-Konzentration der Oberfläche erhaltenen Ergebnisse des Beispiels 3 sind in Tabelle 3 aufgeführt.
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C-Konzentration der Oberfläche
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Nach Karburierung wurde die C-Konzentration unter Verwendung eines Schleifspats gemessen, welcher von der Oberfläche bis zu einer Tiefe von 0,2 mm des behandelten Teststücks stammt.
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Karbidgebietsanteil
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Der Querschnitt des karburierten und geglühten Teststückstabs wurde poliert, mit Picral korrodiert, bis zu einem Bereich mit einer Tiefe von 50 μm ausgehend von der Oberfläche wurde unter einem SEM (bei einer 3,000× Betrachtungsvergrößerung) fotografiert, und der Anteil des Gebiets wurde durch eine Bildanalyse gemessen.
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Größe des Karbids
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Das Teststück wurde unter denselben Bedingungen wie oben beschrieben betrachtet und der Anteil des durch die 10 μm oder weniger großen Karbidkörner eingenommenen Gebiets gemessen.
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Vorhandensein oder Fehlen des Netzwerk-strukturierten Karbids
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Das Teststück wurde unter den gleichen Bedingungen wie oben beschrieben betrachtet, wobei das Vorhandensein oder Fehlen des Netzwerk-strukturierten Karbids untersucht wurde.
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Vorhandensein oder Fehlen der unvollständig gehärteten Struktur
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Der Querschnitt des karburierten und geglühten Teststückstabs wurde poliert, mit Nital korrodiert, bis zu einem Bereich mit einer Tiefe von 50 μm ausgehend von der Oberfläche wurde unter einem optischen Mikroskop fotografiert und schließlich das Vorhandensein oder Fehlen der unvollständig gehärteten Struktur untersucht.
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Tiefe der Korngrenzenoxidschicht
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Der Querschnitt des karburierten und geglühten Teststückstabs wurde poliert. Die dabei resultierende Oberfläche wurde unter einem optischen Mikroskop in einem unkorrodierten Zustand betrachtet, und die Tiefe der Schicht gemessen, welche schwarz entlang der Korngrenze an der obersten Oberfläche erscheint.
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Temperaufweichungswiderstand
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Der karburierte und geglühte Teststückstab wurde weiter bei 300°C 180 min lang geglüht, der Querschnitt poliert und die Härte bei einer Tiefe von 50 μm ausgehend von der obersten Oberfläche gemessen. Die Härte hierbei erfüllt JIS Z 2244 (Hv 0,3), wobei ein Wert von Hv 750 oder darüber als eine Kennzahl angesehen wird, welche eine ausreichende Wirkung einer Festigkeitsverbesserung (≥ 30%: verglichen mit SCR420 Gas-karburierten eutektischem Stahl) gewährleistet.
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Ausgehend von Tabelle 2 ist bekannt, dass alle Beispiele 1 bis 10 keine Schwierigkeiten bei der Herstellbarkeit (Temperhärte ≤ HRB90) zur Folge haben, d. h. diese keine unvollständig gehärtete Struktur, kein Netzwerkstrukturiertes Karbid und keine Korngrenzenoxidation, welche ursächlich sind für die Herabsetzung der Härte, zeigen und einen ausreichenden Grad an Temperhärte (≥ 750 Hv) bei 300°C zum Resultat haben. Vergleichsbeispiele 2, 4, 6 und 8 bis 10 zeigen dagegen eine große Härte nach dem Glühen und sind problematisch bei der Herstellbarkeit. Vergleichsbeispiele 3 und 8 zeigen nur unzureichende Regel-/Steuergrade einer feinen Dispersion des Karbids aufgrund eines niedrigen Si- und eines großen Cr-Gehalts. Die Erzeugung des Netzwerk-strukturierten Karbids und anderer grober Karbide kann demnach auf unerwünschte Weise die Festigkeit herabsetzen. Vergleichsbeispiel 4 mit zu großem Si-Gehalt führt zu einem Problem bei der Herstellbarkeit, hemmt die Karburisierungseigenschaft und kann der Karburisierung nicht ermöglichen, zu einem ausreichenden Grad voranzuschreiten. Vergleichsbeispiele 5 und 7 mit niedrigem Cr- und Mn-Gehalt, die nur einen schwachen Grad an Härtungseigenschaften zum Resultat haben, zeigen die unvollständig gehärtete Struktur und können demnach auf unerwünschte Weise die Festigkeit herabsetzen.
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Ausgehend von Tabelle 3 ist bekannt, dass die auf eine C-Konzentration der Oberfläche von weniger als 1,2% gerichtete Karburierung erfolgreich bei der Verbesserung der Oberflächendauerfestigkeit ist, jedoch nicht darin erfolgreich ist eine ausreichende Wirkung bei der Verbesserung der Festigkeit (≥ 30%) zu erhalten. Die Karburierung, die auf eine Oberflächenkonzentration von mehr als 3,0% abzielt, ist andererseits darin erfolgreich einen ausreichenden Grad einer 300°C-Temperhärte zu erhalten, zeigt jedoch Netzwerk-strukturiertes Karbid und grobes Karbid und ist somit nicht erfolgreich eine ausreichende Wirkung bei der Verbesserung der Festigkeit zu erhalten.
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(3) Bewertung der Oberflächendauerfestigkeit
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Die Oberflächendauerfestigkeit wurde unter Verwendung eines Wälz-Grübchenbildungstesters bewertet, wobei die Oberflächendauerfestigkeit als der Druck auf die Belastungsfläche definiert wurde, welcher keine Grübchenbildung in über 107 Testzyklen verursacht. Im speziellen wurde ein Rundstab mit 32 mm Durchmesser durch konstantes Heizen bei 950°C aufgeweicht, gefolgt durch ein allmähliches Kühlen desselben, und wurde anschließend maschinell bearbeitet, um ein Wälz-Grübchenbildungsteststück mit einem Durchmesser eines Testbereichs von 26 mm herzustellen. Eine zu dem Teststück entsprechende Walze wurde unter Verwendung von SUJ2 konfiguriert und einem Abschrecken- und -Tempern unterworfen, um eine Härte von HRC61 zu erreichen. Die Krümmungsradien von großen Walzen sind 150R und 700R. Die Karburierung wurde gleichzeitig mit der Karburierung ausgeführt, welche für die grundlegende Bewertung des erfindungsgemäßen Stahls ausgeführt wurde. Ein Bereich des Wälz-Grübchenbildungsteststücks wurde bei 300°C 3 h lang nach der Karburierung getempert, und weiterhin wurde eine Bewertung hinsichtlich der Karbonkonzentration, des Karbidgebietsanteils und der maximalen Karbidgröße sowie der Temperhärte durchgeführt. Die Dauerfestigkeit der Oberfläche eines jeden Materials wurde, unter der Annahme, dass die Dauerfestigkeit der Oberfläche des eutektisch Gas-karburierten JIS-SCR420-Materials 1,0 beträgt, durch eine Kennzahl ausgedrückt. Ein ausreichender Effekt einer Festigkeitverbesserung um 30% oder mehr verglichen mit dem eutektisch Gas-karburierten JIS-SCR420H-Stahl wurde angestrebt.
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Die Ergebnisse der Bewertung sind in Tabelle 4 aufgelistet.
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Ausgehend von Tabelle 4 ist bekannt, dass alle Beispiele von 1 bis 10 darin erfolgreich sind, ausreichende Grade (≥ 30%) einer Festigkeitsverbesserung zu erhalten. Vergleichbares Beispiel 1 zeigt dagegen nur eine niedrige Festigkeit aufgrund der schwachen Festigkeit des Kernabschnitts. Vergleichbare Beispiele 2, 4, 6, 9 und 10 sind erfolgreich bei der ausreichenden Verbesserung der Festigkeit, jedoch problematisch bei der Herstellbarkeit. Vergleichsbeispiele 3 und 8 weisen Wachstum des Netzwerk-strukturierten Karbids und anderer grober Karbide auf, und scheitern daran einen ausreichenden Grad der Wirkung einer Festigkeitsverbesserung zu erhalten. Vergleichsbeispiele 5 und 7 mit niedrigem Gehalt von Cr und Mn weisen, wie durch die unvollständig gehärtete Struktur angezeigt, nur schwache Härtungseigenschaften auf und scheitern daran einen ausreichenden Grad der Wirkung einer Festigkeitsverbesserung zu erhalten.
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Wie durch die oben beschriebenen Tests nachgewiesen wurde, wurde bestätigt, dass die karburierte Komponente dieser Erfindung eine große Menge an feinen Karbidkörnern aufweist, welche im Oberflächenbereich derselben ausgefällt sind, dass die karborierte Komponente dieser Erfindung im Wesentlichen frei ist von den Korngrenzenoxidschichten im Oberflächenabschnitt, und sie auf den Gebieten der Oberflächenhärte und Festigkeit herausragend ist.
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Fig. 1A
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- erste Karburierung
- zweite Karburierung
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Fig. 1B, Fig. 3
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Fig. 2
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- zwischen d–e
- Ausfällung der Feinkarbidkörner
- zwischen e–f
- Wachstum der Karbidkörner
